Einfluss der Wärmebehandlung auf die Eigenschaften hochzäher Eisen-Nickel-Legierungen

Von B. Wielage, T. Uhlig, S. Schuberth und S. Weis, Institut für Werkstoffwissenschaft und Werkstofftechnik, TU Chemnitz

Für stark beanspruchte Bauteile werden vielfach Hartlegierungen eingesetzt. Diese verfügen über eine hohe Härte und einen ausgezeichneten Verschleißwiderstand, jedoch ist deren Zähigkeit und Duktilität aufgrund der meist martensitischen Matrix stark begrenzt. Aus diesem Grund wurden für die Weiterentwicklung duktile und schlagzähe martensitaushärtende Stähle als Matrixlegierung gewählt. Ziel der Untersuchungen ist die Entwicklung eines gegen abrasiven Verschleiß beständigen Werkstoffs unter weitestgehender Erhaltung der herausragenden Duktilität der martensitaushärtenden Stähle. Die Legierungen werden im Lichtbogenofen erschmolzen und mittels Gefügeanalyse, Härtemessung und quasistatischem Druckversuch charakterisiert.

Effect of Heat Treatment on the Properties of High Tensile Iron-Nickel Alloys

For components subject to extreme mechanical stress, high tensile alloys are widely used. These are characterised by high hardness and very high wear resistance. However their toughness and ductility are strongly limited by the presence of their predominantly martensitic matrix. For this reason, martensitic hardening steels were selected as matrix alloys for further development of ductile and tough steel-based alloys. The aim of the research was to develop a material resistant to abrasive wear while maintaining the superb ductility of these martensitic hardening steels. Alloys were melted in an arc furnace and characterised in terms of structural analysis, hardness measurements and quasi-static compression tests.

1 Einleitung

Martensitaushärtende Stähle oder Maragingstähle sind hochfeste Werkstoffe mit sehr geringen Kohlenstoffgehalten und einer auffallend hohen Bruchzähigkeit [1]. Sie zeichnen sich durch hohe Festigkeiten bis zu 2000 MPa bei guter Verformbarkeit aus. Das Gefüge der Stähle besteht aus Nickelmartensit, welcher die Morphologie von Lattenmartensit aufweist. Auch die Begriffe Massivmartensit oder Lanzettmartensit sind gebräuchlich [2]. Dieser sehr kohlenstoffarme Martensittyp setzt sich aus parallelen Plättchen mit hoher Versetzungsdichte zusammen [3]. Der Nickelgehalt, welcher zur Bildung dieses Martensits nötig ist, muss mindestens 10 Gew.-% betragen, da sich sonst bei langsamer Abkühlung Ferrit bilden kann.

Die Stähle sind sowohl für Niedrigtemperaturanwendungen, als auch für den Einsatz bei erhöhter Temperatur mit häufigen Temperaturwechseln geeignet, weisen jedoch einen geringen Widerstand gegen abrasiven Verschleiß auf [4]. Aus den ersten Entwicklungen in den 1960er Jahren gingen die so genannten 18Ni-Co-Mo-Güten hervor, welche zur Festigkeitssteigerung mit Titan und Aluminium legiert wurden. Die hervorragenden Eigenschaften beruhen auf der fein verteilten Ausscheidung von im Martensit zwangsgelösten intermetallischen Phasen [5]. Der Anteil an kostenintensiven Legierungselementen wie Kobalt und Nickel kann durch das Legierungskonzept der 12Ni-Cr-Mo-Stähle reduziert werden. Diese nutzen Chrom und Molybdän zur Ausscheidungshärtung. Im Vergleich zu den kobaltlegierten 18Ni-Co-Mo-Stählen zeichnen sie sich durch etwas geringere Festigkeiten, aber höhere Zähigkeiten und Duktilitäten aus.

Ermöglicht wird die Ausscheidungshärtung­ durch die mit steigendem Nickelgehalt zunehmende Hysterese zwischen Austenit- und Martensitstarttemperatur [6]. Hierzu­ ist eine zweistufige Wärmebehandlung nötig. Die Stähle werden zuerst bei etwa 815 °C lösungsgeglüht und wandeln bei der Abkühlung komplett martensitisch um. Der Martensitgehalt ist aufgrund der relativ geringen Martensitstarttemperaturen und der in diesem Temperaturbereich sehr langsam ablaufenden Diffusion von der Abkühlrate unabhängig. Die anschließende Auslagerung wird üblicherweise bei Temperaturen von 425 °C bis 510 °C durchgeführt. Die sich in Folge der Reaktion des enthaltenen Titans mit Begleitelementen wie Kohlenstoff, Stickstoff oder Sauerstoff bildenden Phasen und deren Verteilung wirken sich negativ auf die Zähigkeit der Stähle aus [7]. Sie scheiden sich bevorzugt an den ehemaligen Austenitkorngrenzen als lamellenförmige Netzwerke aus sprödem Ti(C,N) aus. Die im Nanometerbereich vorliegenden Sekundärausscheidungen vom Typ Ni3Mo bewirken die hohen Festigkeiten und Zähigkeiten; der Verschleißwiderstand der Maragingstähle gegen Abrasion­ ist aber aufgrund der geringen Größe der ausgeschiedenen Phasen eher gering [8]. Dieser kann durch die Einlagerung von Hartstoffen verbessert werden. Dazu wurde­ bislang ­lediglich die pulvermetallurgische Route angewandt [9].

2 Versuchsdurchführung

Zur Untersuchung des Einflusses von aus der Schmelze ausgeschiedenen Hartphasen werden die Stähle X0NiCoMo18-8-5 und X0NiCrMo12-5-3 aus Reinelementen erschmolzen und mit den Refraktärmetallen Vanadium und Niob sowie Kohlenstoff legiert. Die üblicherweise in den Stählen vorhandenen geringen Gehalte von Titan und Aluminium werden auf nahezu null minimiert, um den Einfluss der sich in-situ aus der Schmelze ausscheidenden Carbide auf die Matrixlegierung besser charakterisieren zu können. Eine Übersicht der erschmolzenen Legierungszusammensetzungen ist in Tabelle 1 enthalten.

Die Legierungen werden im Kalttiegel-Lichtbogenofen unter Argonatmosphäre der Qualität 6.0 aus Reinelementen erschmolzen (Abb. 1a). Zur Gewährleistung einer sauerstoff- und stickstofffreien Atmosphäre wird der Rezipient vor der Einleitung des Schutzgases auf Vakua im Bereich zwischen 1 ∙ 10-4 mbar und 2 ∙ 10-4 mbar evakuiert. Der sich nach dem Befüllen des Rezipienten mit Argon einstellende Druck beträgt etwa 1,1 bar. Die bei der Erschmelzung der Legierungen auftretenden Massenverluste­ werden nach jedem Legierungsschritt mittels Differenzwägung ermittelt. Die Gesamtschmelzverluste liegen bei 1 Gew.-‰ bis 2 Gew.-‰.

Nach der Homogenisierung der Proben durch mehrfaches Wenden und Umschmelzen erfolgt die geometrisch bestimmte Formgebung mittels Sauggießen (Abb. 1b). Diese ist mit allen untersuchten Legierungen unabhängig von der Zusammensetzung problemlos möglich. Die entstehenden Probenkörper (Ø 5,5 mm) werden mit einem metallographischen Präzisionstrenngerät in Zylinder mit einem Aspektverhältnis von eins getrennt und deren Stirnflächen planparallel geschliffen, um sie als Druckproben zu verwenden. Für die mechanische Charakterisierung werden Untersuchungen an den Legierungen (Tab. 1) jeweils im abgeschreckten und entsprechend den Literaturangaben ausgelagerten (500 °C, 3 h) Zustand durchgeführt. Auf die Lösungs­glühung kann aufgrund der hohen Abkühlrate beim Erschmelzungsprozess und der geringen Probenabmessung verzichtet werden. Der quasistatische Druckversuch wird mit einer Dehnrate von 10-3 s-1 bis zu einer Stauchung von 40 % bis 50 % durchgeführt. Ein weiterer Teil der Proben wird leitfähig eingebettet und zur licht- und rasterelektronenmikroskopischen Untersuchung vorbereitet. Auch die Bestimmung der ­Vickershärte HV 10 erfolgt am Querschliff.

Tab. 1: Untersuchte Legierungszusammensetzungen (Angaben in Gew.-%) 

3 Ergebnisse und Diskussion

Das Gefüge der Stähle ändert sich durch die Zugabe von Niob und Kohlenstoff deutlich. In den naheutektischen Legierungen liegen die ausgeschiedenen Carbide kompakt und fein verteilt vor. Dadurch ist mit keiner erhöhten metallurgischen Kerbwirkung zu rechnen. Somit bleibt ein hohes Maß an Duktilität erhalten. Die Löslichkeit für Niobcarbid (NbC) scheint in den 12Ni-Cr-Mo-Stählen größer zu sein, da sich weniger beziehungsweise kleinere Carbide­ ausscheiden (Abb. 2). Die Vickershärten der Proben wurden am Querschliff mit einer­ Last von 10 kg ermittelt (Abb. 3). Es ist für beide Stähle eine deutliche Härtesteigerung durch die Zugabe der Carbidbildner zu erkennen.

Der Effekt der dreistündigen Wärmebehandlung bei 500 °C ist für die 18Ni-Co-Mo-Stähle größer als für die 12Ni-Cr-Mo-Stähle. Für Legierungen mit Vanadiumcarbid (VC) ist die Steigerung der Härte aufgrund des höchsten Hartstoffgehalts gegenüber dem Ausgangswerkstoff am größten, durch die Wärmebehandlung können jedoch nur minimale Steigerungen erzielt werden. Die Standardabweichungen innerhalb der einzelnen Messreihen sind gering.

Die im quasistatischen Druckversuch aufgenommenen Fließkurven sind im Folgenden als technische beziehungsweise aus dem Maschinenweg berechnete Spannungs-Dehnungs-Diagramme dargestellt (Abb. 4). Daraus lassen sich die im Vergleich zu den chromlegierten Stählen deutlich höheren Dehngrenzen der kobaltlegierten Stähle erkennen. Auch die Steigerung durch die Wärmebehandlung ist für die kobaltlegierten Stähle höher.

Durch die Zugabe der Hartstoffe erhöhen sich die Dehngrenzen aller geprüften Werkstoffe deutlich, für die 12Ni-Cr-Mo-Stähle erfolgt eine Steigerung um Faktor 1,5. Eine Zusammenfassung aller nach Abzug des Maschinenwegs ermittelten Dehngrenzen ist in Abbildung 5 dargestellt.

Abb. 5: Ermittelte 1-%-Dehngrenzen (Druck) der Legierungen

4 Zusammenfassung und Ausblick

Die Härte der nicht wärmebehandelten Stähle nimmt mit steigendem Carbidgehalt annähernd linear zu. Durch die Auslagerung für 3 h bei 500 °C ist, abhängig von Hartstofftyp und Matrixlegierung, eine weitere Erhöhung der Härte um bis zu 50 % möglich. Jedoch ist diese für die chromlegierten Stähle weniger stark ausgeprägt, was auf eine notwendige Anpassung des Zeit-Temperatur-Regimes hindeutet. Die gemessenen Härtewerte deuten auf ein verbessertes Verschleißschutzverhalten bei ausreichendem Verformungsvermögen der Matrixlegierung hin.

Die im Druckversuch erreichbaren Dehngrenzen von bis zu 2000 MPa sind für derartig duktile Werkstoffe herausragend. Die chromlegierten Stähle liegen in der Festigkeit unter den kobaltlegierten, jedoch ist die Verfestigungsrate etwas höher. Alle untersuchten Proben konnten ohne Versagen bis zu maschinenwegbereinigten Stauchungen von 40 % geprüft werden und weisen somit eine sehr gute Duktilität auf.

In weiteren Versuchen soll die Wärme­behandlung der chromlegierten Stähle angepasst werden, um die in der Literatur beschriebene Festigkeitssteigerung auch für diese Legierungen zu erzielen.

Literatur

[1] R. D. K. Misra: Understanding strength-toughness combination in the processing of engineering steels: A perspective; Materials and Manufacturing Processes, 25 (2010) 1-3, S. 60–71

[2] C. J. Ball: An X-ray Investigation of Austenite Reversion in Maraging Steels; Australian Atomic Energy Commission, Research Establishment (1984)

[3] R. Tewari, S. Mazumder, I. S. Batra; G. K. Dey, S. Banerjee: Precipitation in 18 wt% Ni maraging steel of grade 350; Acta Materialia, 48 (2000) 5, S. 1187–1200

[4] S. Muneki, M. Igarashi, G. R. Booker: Creep characteristics of precipitation hardened carbon free martensitic alloys; Key Engineering Materials, 171 (1999), S. 491–498

[5] C. S. Carter: The effect of heat treatment on the fracture toughness and subcritical crack growth characteristics of a 350-grade maraging steel; Metallurgical and Materials Transactions B, 1 (1970) 6, S. 1551–1559

[6] S. Floreen: The physical metallurgy of maraging steels; Metallurgical Reviews, 13 (1968) 1, S. 115–128

[7] R. D. Zaitseva, M. D. Perkas: Factors determining the ductility and toughness of maraging steels; Metal Science and Heat Treatment, 17 (1975) 9, S. 729–736

[8] A. N. Bramley, J. D. Lord, P. R. Beeley, B. J. Davies: Determination of Wear Resistance of Hot Work Die Materials; CIRP Annals - Manufacturing

[9] T. B. Sercombe: Sintering of freeformed maraging steel with boron additions; Materials Science and Engineering: A, 363 (2003) 1-2, S. 242–252

DOI: 10.7395/2014/Uhlig1

• thomas.uhlig@mb.tu-chemnitz.de