Die vorliegende Erfindung befasst sich mit der Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten aus unlegierten oder legierten Stählen, die mehr als 0,5% an Legierungs- oder Begleitelementen enthalten und die durch Erwärmen auf Temperaturen zwischen 11 500C und der Solidustemperatur in ein Einphasengebiet gebracht werden können.
Als unlegierte Stähle sind solche anzusehen, deren Anteile an Silizium 0,5% und an Mangan 0,8% nicht übersteigen. Bei höheren Anteilen an diesen Begleitelementen handelt es sich um legierte Stähle. Andere Stahlbegleiter mit Ausnahme des Kohlenstoffs, wie z.B. Schwefel, Phosphor, Wasserstoff, Sauerstoff, Stickstoff und allfällige Verunreinigungen, können für das erfindungsgemässe Verfahren ausser Betracht bleiben. Zu den legierten Stählen, auf welche sich die vorliegende Erfindung bezieht, gehören die legierten Einsatz- und Vergütungsstähle, legierte Werkzeugstähle mit Kohlenstoffgehalten unter etwa 2% sowie hochlegierte ferritische und austenitische Stähle, sofern sie im Temperaturbereich oberhalb von 11 500C in ein Einphasengebiet gebracht werden können. das entweder aus Ferrit oder aus Austenit besteht.
Ledeburitische Werkzeugstähle mit hohen Chromund Ikohlenstoffgehalten, Schnellarbeitsstähle und andere hochlegierte Stähle, die sich im Temperaturbereich oberhalb von 1 1500C in einem Zwei- oder Mehrphasengebiet befinden. kommen für die Vorschläge der Erfindung nicht in Betracht.
Nachstehend werden Beispiele für Stähle angeführt, bei denen das erfindungsgemässe Verfahren anwendbar ist: Einsatzstähle:
1. 0,15% C, 0,3% Si, 0,5 % Mn. 1.5 % Cr.
1.5% Ni
2. 0,2 ,lc C, 0,3% Si, 1,0 % Mn, 1,2 % Cr,
0,25% Mo Vergütungsstähle:
3. 0,4 % C, 0,4% Si, 0,9 ,lc Mn
4. 0,34% C, 0,3% Si, 0,5 ,lc Mn, 1,5 % Cr,
0,2% Mo, 1,5% Ni
5. 0,3 % C, 0,3% Si, 0,6 % Mn, 2,5 % Cr,
0,2% Mo,0.15% V WerAizeugstäSIle für Warmarbeit:
6. 0,55% C, 0,3% Si, 0,35C7G Mn. 3,8 % Cr,
0,85% Mo, 0,7% V,
7. 0,36% C, 1,1% Si. 0,4 % Mn, 5.0 % Cr,
1,3% Mo, 0,35% V
8. 0,54% C, 0,3% Si, 0,6 % Mn, 1.1 % Cr,
0,6% Mo, 1,7% Ni, 0,1% V Wert-zeugstäSrle für Kaltarbeit:
:
9. 1,1 % C, 0,2% Si, 0,2 % Mn 10. 0,95% C, 0,2% Si, 0,4 % Mn, 0,35% V 11. 0,95% C, 0,2% Si, 0,2 % Mn, 0,1 % V 12. 1,2 % C, 0,2% Si, 0,3 % Mn, 0,2 % Cr, 1,0% W 13. 1,0 % C, 0,3Chc Si, 0,3 % Mn, 1,5 % Cr 14. 0,85% C, 0,2% Si, 0,4 % Mn, 0,5 % Cr,
0,2% V A ustenitische Stühle: 15. 0,1 % C, 06% Si, 0,8 % Mn, 18,0 % Cr,
8,5% Ni 16. 0,05wo C, 0,6% Si, 0,8 % Mn. 18,5 % Cr, 10,0% Ni 17. 0,48% C, 0,4% Si, 18,0 % Mn, 5,1 % Cr, 0,1% N Hochlegierte ferritische Stühle:
18. max. 0,1 % C, 0,4% Si, 0,4 % Mn, 17,0 % Cr, 0,05% N 19. max. 0,12% C, 1,3% Si, 0,3 % Mn, 24,0 % Cr,
0,12% Ti, 1,5% Al 20. max. 0,12% C, 1,0% Si, 0,3 /c Mn, 18.0 % Cr, 1,0% Al 21. max. 0,12% C, 1,2'7c Si, 0,3 % Mn, 13,0 % Cr,
1,0% Al
Die Stähle 1 bis 17 sind bei Temperaturen oberhalb von 11500C austenitisch, die Stähle 18 bis 21 ferritisch.
Alle Stähle bestehen ausser aus den angeführten Elementen aus Eisen und allfälligen Verunreinigungen.
Bei der Herstellung von Blöcken aus diesen und anderen Stählen, deren Verbesserung das Ziel der Erfindung ist, entstehen zahlreiche Fehler. welche die Weiterverarbeitung erschweren und verteuern, das Ausbringen herabsetzen und die Gebrauchseigenschaften verschlechtern.
Solche Fehler sind Poren, Hohlräume, Gasblasen, Lockerstellen, nichtmetallische Einschlüsse als Folge der Desoxydation oder als Folge der Berührung des flüssigen Stahles mit keramischen Massen, übermässig hohe Gasgehalte, insbesondere Wasserstoffgehalte und sonstige allfällige Verunreinigungen.
Für die Gebrauchseigenschaften von besonderem Interesse sind die Seigerungserscheinungen, wobei zwischen Blockseigerungen und Kristallseigerungen zu unterscheiden ist. Blockseigerungen sind Konzentrationsunterschiede von Begleit- oder Legierungselementen des Stahles zwischen Blockrand und Blockmitte oder zwischen Blockkopf und Blockfuss. Diese Unterschiede sind durch die übliche Probennahme für die chemische Analyse an verschiedenen Stellen des Blockes und durch übliche chemische Untersuchungen dieser Proben ermittelbar. Das Ausmass der Bockseigerungen ist jedoch im Vergleich zum Ausmass der Kristallseigerungen im allgemeinen gering. Auch bei sehr grossen Blöcken von 6 t und darüber verhalten sich die feststellbaren Konzentrationsunterschiede der wichtigsten Legierungselemente wie 1 zu höchstens 1,7.
Im Gegensatz dazu können die Konzentrationsunterschiede, die bei der Ermittlung der Kristallseigerungen festgestellt werden, erheblich höher sein und Ausmasse von 1 zu 7 durchaus erreichen. Die Ermittlung der Kristallseigerungen ist nur mit Hilfe der Elektronenstrahl Mikroanalyse möglich und erfolgt am besten durch Aufnahme von Konzentrationsprofilen. Für solche Aufnahmen können Proben quer zur Richtung der Dendritenachsen unter dem Elektronenstrahl mechanisch vorbeigeführt und die Konzentrationsänderungen des Elments, auf dessen charakteritische Linie das Spektrometer eingestellt ist, mit dem Schreiber aufgezeichnet werden.
Aus der Schreiberaufnahme müssen sowohl die Ausmasse der Entmischung, also die höchste und niedrigste Konzentration des aufzunehmenden Elementes als auch die Abstände der zwischen den Dendritenachsen auftretenden jeweiligen Seigerungsmaxima voneinander ermittelbar sein.
Der Wert des Verhältnisses aus Konzentrationsmaximum zu Konzentrationsminimum eines Elementes ist dessen Seigerungsgrad. Zu beachten ist, dass sich bei Anwesenheit von karbidbildenden Elementen die zu untersuchenden Proben in einem geeigneten Gefügezustand befinden müssen. Ungeeignet ist der weichgeglühte, naturharte oder normalisierte Zustand, also alle Zustände, in denen im Gefüge Karbide sein können, weil in diesen Karbiden erhebliche Anreicherungen an diesen Elemente ten vorliegen, die bei der Aufnahme der Konzentrationsprofile extrem hohe Konzentrationen anzeigen, die mit den Kristallseigerungen nichts zu tun haben.
Als Beurteilungsgrundlage für die Kristallseigerungen können daher nur Proben herangezogen werden, die sich in einem karbidfreien Gefügezustand, z.B. im gehärteten oder abgeschreckten Zustand, nach vollständiger Karbidauflösung befinden. Anlassbehandlungen nach dem Abschrekken, die zu keinen störenden Karbidausscheidungen führen, können selbstverständlich vorgesehen werden. Durch solche Abschreck- und Anlassbehandlungen werden die Kristallseigerungen nicht verändert.
Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von Stählen anzugeben, die frei von den angeführten Fehlern sind und die sich insbesondere im Hinblick auf die Seigerungserscheinungen durch einen Zustand weitgehender Homogentität auszeichnen, um hierdurch die Verarbeitbarkeit zu erleichtern und die Gebrauchseigenschaften zu verbessern.
Es ist bekannt, dass die üblichen Umschmelzverfahren, wie das Vakuumlichtbogenverfahren mit selbstverzehrender Elektrode, das Elektronenstrahl-Schmelzverfahren oder das Elektroschlacken-Umschmelzverfahren, bei denen das Prinzip des wachsenden Blockes zur Anwendung kommt, zu Erzeugnissen führen, die sich im Vergleich zu konventionell hergestellten Blöcken durch verminderte Anteile an unerwünschten Stahlbegleitern, durch geringere Anteile an nichtmetallischen Einschlüssen, durch weitgehende Freiheit von Poren, Lockerstellen und Gasblasen und ausserdem als Folge der Anwendung des Prinzips des wachsenden Blockes durch die Abwesenheit von Blockseigerungen auszeichnen. Das erreichbare Ausmass der Verminderung dieser Fehler ist bei der Anwendung der angeführten Umschmelzverfahren verschieden und ausserdem auch von der herzustellenden Stahlsorte abhängig.
Je nach den in dieser Hinsicht gestellten Anforderungen wird daher das zweckentspre chende Verfahren zu wählen sein. Bei der Anwendung des Elektroschlacken-Umschmelzverfahrens werden die besten Ergebnisse dann erzielt, wenn nicht mit Gleichstrom sondern mit Wechselstrom gearbeitet und die Entstehung eines Lichtbogens vermieden wird.
Die Vermeidung von Blockseigerungen ist immer dann gewährleistet, wenn das Prinzip des wachsenden Blockes zur Anwendung kommt, wobei ein in beliebiger Weise, z.B. durch Stranggiessen, hergestelltes Vormaterial kontinuierlich abgeschmolzen, die Schmelze in eine wassergekühlte Kokille tropft und in dieser kontinuierlich zur Erstarrung gebracht wird. Auf diese Weise wird ein Gussblock erhalten, der sich zur Weiterverarbeitung erheblich besser eignet als konventionell gegossene Blöcke, so dass in den meisten Fällen die erhöhten Kosten für die Herstellung des Vormaterials und für das Umschmelzen desselben durch das verbesserte Verhalten bei der Warmformgebung und durch das erhöhte Ausbringen bei dieser bereits hereingebracht werden können.
Ein weiterer, das Gebrauchsverhalten erheblich beeinflussender Fehler auch solcher Gussblöcke ist jedoch in den Kristallseigerungen zu erblicken, die nicht nur eine Heterogenität hinsichtlich der Konzentration der Legierungselemente sondern auch hinsichtlich der Gebrauchseigenschaften zur Folge haben. Im verformten Zustand ordnen sich die Kristallseigerungen in Form von Zellen an, die dazu führen, dass zwischen den mechanischen Eigenschaften in Längs- und Querrichtung, besonders zwischen den Zähigkeitseigenschaften in diesen beiden Richtungen, höchst unerwünschte Unterschiede bestehen.
Beispielsweise beträgt bei einem nach dem Elektro schlacken-Umschmelzverfahren hergestellten Stahl entsprechend der Zusammensetzung des Stahles 7 nach 4facher Verformung und nach Vergütung auf 160 kg/mm2 Zugfestigkeit die Einschnürung in der Querrichtung nur 720/0 und die Kerbschlagzähigkeit nur 66% der entsprechenden Werte in der Längsrichtung. Nach weitgehender Beseitigung der Kristallseigerungen und durch eine Glühbehandlung vor der Verformung betragen die vergleichbaren Werte im Falle der Einschnürung 95% und im Falle der Kerbschlagzähigkeit 91%.
Weitere Gebrauchseigenschaften, welche durch die Kristallseigerungen nachteilig beeinflusst werden, sind das Verhalten bei der Zerspanung, das Verzugsverhalten beim Härten und Anlassen, die Treffsicherheit bei Vergütungsbehandlungen und das Korrosionsverhalten.
Durch Glühbehandlungen ist es möglich, die Kristallseigerungen weitgehend abzubauen, wenn sich die zu behandelnden Stähle bei der Glühtemperatur in einem Einphasengebiet befinden. Solche Behandlungen sind um so wirksamer, je kleiner die Konzentrationsunterschie de und je kleiner die Abstände der Seigerungsmaxima voneinander sind, die z.B. 30 bis 500 m betragen und in ungünstigen Fällen noch grösser sein können. Auf Bio ckseigerungen bleiben solche Glühbfhandlungen wegen der grossen Diffusionswege, die überwunden werden mussten, naturgemäss ohne Einfluss. Blockseigerungen können daher nur durch Anwendung des Prinzips des wachsenden Blockes vermieden, nicht aber durch nachträgliche Glühbehandlung beseitigt werden.
Bei Anwendung von Glühbehandlungen zum Abbau von Kristallseigerungen, also zur Verminderung der Seigerungsgrade der Begleit- oder Legierungselemente, ist die Kontrolle der Wirkung der Glühbehandlung mit der Elektronenstrahl-Mikroanalyse unbedingt notwendig. Ein und dieselbe Glühbehandlung kann bei einem Gussblock zu einem vollen Erfolg führen und bei einem anderen Gussblock aus der gleichen Schmelze wirkungslos bleiben.
Dieses unterschiedliche Verhalten, für dessen Beurteilung z.B. die Querkerbschiagzähigkeit nach einer bestimmten Verformung herangezogen werden kann, erklärt sich daraus, dass in einem Falle Konzentrationsprofile der wichtigsten Legierungselemente vorliegen, die bei der gewählten Glühbehandlung zum Seigerungsabbau geeignet waren, während beim anderen Block diese Konzentrationsprofile durch die gleiche Glühbehandlung nur unzureichend beeinflusst werden z.B. wegen vergleichsweise grösserer Konzentrationsunterschiede oder grösserer Abstände der Konzentrationsmaxima voneinander.
Da die Elektronenstrahl-Mikroanalyse, mit deren Hilfe über Form und Ausmass der Kristallseigerungen quantitative Aussagen gemacht und die Seigerungsgrade dei Legierungselemente bestimmt werden können, erst nach wenigen Jahren Praxis zur Verfügung steht, ist es selbst verständlich, dass über die Zweckmässigkeit von Diffu sionsglühungen, deren hohe Kosten u. deren Nachteile wie Zunderverluste u. Grobkornbildungen, keinesfall zu übersehen sind, einheitliche Auffassungen wegen teilweise enttäuschender Ergebnisse bisher nicht vorliegen. Ausserdem ist der überlagernde Einfluss der Blockseigerungen bisher unbeachtet geblieben, durch welche die Diffusionsglühungen ihre Wirksamkeit weitgehend verlieren können.
Bei der Durchführung von Glühbehandlungen zum Abbau der Kristallseigerungen ist grundsätzlich die Überlegung, ob hohen Temperaturen und kurzen Haltezeiten oder vergleichsweise niedrigen Temperaturen und langen Haltezeiten im Einzelfall der Vorzug gegeben werden muss. Lange Haltezeiten haben vergleichsweise grössere Zunderverluste zur Folge und können ausserdem zu einer übermässigen Grobkornbildung führen. Dennoch sind lange Haltezeiten dann nicht zu vermeiden, wenn den betrieblichen Möglichkeiten Grenzen gesetzt sind.
Glühtemperaturen, die unterhalb von etwa 11 500C liegen, sind jedoch in allen Fällen unwirtschaftlich und daher abzulehnen.
Beispielsweise wurde in einem nach dem Elektron schlacken-Umschmelzverfahren hergestellten Block aus einem Stahl entsprechend der Zusammensetzung des Stahles 8 in der beschriebenen Weise ein Seigerungsgrad des Chroms von 1,6 und des Molybdäns von 3,9 festgestellt. Um einen weitgehend homogenen Zustand zu erreichen, sollen die Seigerungsgrade der Legierungs- und Begleitelemente unter 1,25 liegen. Im vorliegenden Fall konnte dieser Zustand durch eine Glühbehandlung bei 12800C von 24 Stunden Dauer erreicht werden.
Für die Kontrolle der Wirkung der Glühbehandlung wäre es sehr kostspielig, die Seigerungsgrade aller Le gierungs- und Begleitelemente bestimmen zu müssen.
Untersuchungen haben jedoch ergeben, dass es für die Praxis vollkommen ausreichend ist, diese Kontrollen auf lie Betstimmung des Seigerungsgrades nur eines Ele mentes zu beschränken, sofern dieses im Hinblick auf 1ie vorliegende Stahllegierung zweckmässig gewählt wird.
Bei Stählen, die nur Silizium und Mangan als Begleitder Legierungselemente enthalten, wird für die Bestim mung des Seigerungsgrades das Mangan gewählt, bei dar iber hinaus mit Chrom legierten Stählen das Chrom und zei molybdän- und wolframlegierten Stählen das Molyb län oder Wolfram. Bei Stählen mit Vanadingehalten von etwa 0,10/, und darüber, kann bei Abwesenheit von chrom, Molybdän und Wolfram auch das Vanadin erangezogen werden. Nicht zweckmässig für solche Kon :rollen ist im allgemeinen die Wahl der Elemente Nickel, (obalt. Niob, Schwefel, Phosphor, Aluminium, Titan )der Zirkon. Diese Elemente neigen entweder nur im :geringen Ausmasse zur Kristallseigerung, wie z.B.
Nickel ruder Kobalt, oder liegen oft in Form von Einschlüssen tor und scheiden aus diesem Grunde für eine Beuertei ung der Kristallseigerung aus
Mit Hilfe dieser Empfehlungen ist erfahrungsgemäss lie sachgemässe Durchführung der Kontroll- und Glüh ehandlungen zum Abbau von Seigerungen in ausreichen er Weise möglich.
Nach dem Glühen ist in allen Fällen zur Beseitigung er immer eintretenden Kornvergröberung eine Warn ormgebung notwendig, die in dem für den jeweiligen tahl üblichen Temperaturbereich durchgeführt werden Dll. Die Warmformgebung kann in an sich bekannter
Veise zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigproduk n durch Schmieden oder Walzen sowie durch Strang ressen oder Gesenkschmieden von Blöcken oder Block ilen erfolgen.
Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften durch Warmformgebung gegossener Blöcke oder Blockteile aus Stählen, die wenigstens 0,5% Stahlbegleiter oder Legierungselemente enthalten und die durch Erwärmung auf Temperaturen zwischen 1 1500C und der Solidustemperatur in ein Einphasengebiet gebracht werden können und die Erfindung besteht darin, dass aus diesen Stählen zunächst ein für ein kontinuierliches Umschmelzverfahren geeignetes Vormaterial hergestellt, dieses kontinuierlich abgeschmolzen und die Schmelze in einer wassergekühlten Kokille nach dem Prinzip des wachsenden Blockes zur Erstarrung gebracht,
dass ferner der so erhaltene Gussblock in einem Einphasengebiet bei Temperaturen zwischen 1 1500C und der Solidustemperatur bis zur Erreichung eines mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse im karbidfreien Gefüge festgestellten, sich aus dem Verhältnis aus Konzentrationsmaximum zu Konzentrationsminimum ergebenden Seigerungsgrades der Legierungselemente oder Begleitelemente von weniger als 1,25 geglüht wird und dass schliesslich der geglühte Block oder ein Teil desselben zur Beseitigung der Kornvergröberung als Folge der Glübehandlung und zur Herstellung des gewünschten Halbzeuges oder Fertigproduktes einer Warmformgebung unterzogen wird.
Besonders wirtschaftlich ist das erfindungsgemässe Verfahren dann durchführbar, wenn das Vormaterial nach dem Stranggiessverfahren hergestellt und mit Hilfe des Elektroschlacken-Umschmelzverfahrens umgeschmolzen wird, wobei zweckmässig mit Wechselstrom gearbeitet und die Bildung eines Lichtbogens vermieden wird.
Ferner ist aus Gründen der Wirtschaftlichkeit zu empfehlen, den mit Hilfe des angewendeten Umschmelzverfahrens erhaltenen Block unmittelbar nach erfolgter Erstarrung. also unter Ausnützung des dann noch vorhandenen Wärmeinhalts desselben der erforderlichen Glühbehandlung zu unterziehen. Bei Anwendung von Umschmelzverfahren ist es ausreichend, die Glühbehandlung für eine bestimmte Stahlsorte und für eine Blockabmessung einmal festzulegen. weil diese Blöcke in einem sehr gleichmässigen Zustand sowohl in bezug auf Blockfehler als auch in bezug auf die Form und das Ausmass der Kri stallseigerungen anfallen.
Ausserdem ist es aus wirtschaftlichen Gründen zu empfehlen, eine Warmformgebung unmittelbar an die Glühbehandlung, wenn notwendig nach Abkühlung auf die für die jeweilige Strahlsorte erforderliche Warmformgebungsanfangstemperatur, durchzuführen. Diese Empfehlung ist deshalb möglich, weil die nach dem Umschmelzverfahren erhaltenen Blöcke, die in wassergekühlten Kokillen zu Erstarrung gebracht werden, im allgemeinen eine hervorragende Oberflächenbeschaffenheit haben, so dass die vielfach bei konventoinellen Blökken notwendigen Blockbearbeitungen oder die erforderlichen Putzarbeiten vor der Verformung entfallen können. Durch die vorliegende Erfindung wird ein Weg aufgezeigt, der die Herstellung von zahlreichen Edelstählen mit erheblich verbesserten Qualitäteigenschaften bei nur unwesentlich erhöhten Kosten ermöglicht.