Korrosions- und verschleißbeständiger Hartguß

Bei hydroabrasiver Verschleißbeanspruchung ist der Einsatz von C-haltigem Cr-Hartguß auf Fe-Basis Stand der Technik. Ein Guß dieser Sorte zeichnet sich durch einen C-Gehalt von über 2,0 Gewichts-% aus. Als Beispiel hierfür seien die Werkstoffe Nr. 0.9630, Nr. 0.9635, Nr. 0.9645 und Nr. 0.9655 genannt. Bedingt durch den hohen Verbrauch an Cr zur Carbidbildung weisen diese Werkstoffe allerdings keine über das Maß von unlegiertem Gußeisen hinausgehende Korrosionsbeständigkeit auf.

Durch Absenkung des C-Gehaltes und Erhöhung des Cr-Gehaltes ist es möglich, die Korrosionsbeständigkeit leicht zu erhöhen, wobei jedoch eine verringerte Verschleißbeständigkeit in Kauf genommen werden muß. Ein typischer Vertreter dieser Gruppe ist der Werkstoff G-X 170 CrMo 25 2. Ein entscheidender Nachteil dieser Werkstoffgruppe ist, daß die Korrosionsbeständigkeit in chemisch aggressiven Medien, beispielsweise in sauren (pH 3) , chloridhaltigen (50 g/1 Cl) Wässern von Rauchgas- Entschwefelungsanlagen, erst bei sehr hohen Cr-Gehalten erreicht wird. Hohe Cr-Gehalte in Fe-Basis-Legierungen, wie z. B. bei den bekannten Werkstoffen G-X 160 CrNiMoCu 42 2 2 2 bzw. G-X 140 CrMnNiMoCu 41 4 2 2 1, haben aber den Nachteil, daß sie die mechanischen Eigenschaften entscheidend verschlechtern und die Gießbarkeit erheblich beeinträchtigen.

Aus diesem Grund werden für die genannten aggressiven Medien korrosionsbeständige Edelstahle verwendet, deren Verschlei߬ beständigkeit durch die Zugabe geringer Kohlenstoffgehalte (< 0,5 %) und den sich dadurch ergebenden geringen Volumen¬ anteil an Carbiden leicht verbessert werden kann. Ein typisches Beispiel hierfür ist der Werkstoff 1.4464. Durch die Bildung der Chromcarbide sinkt der Chromgehalt des Grundgefuges und die Korrosionsbeständigkeit verringert sich entsprechend. Daher ist eine weitere Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes nicht zweckmäßig.

Eine Möglichkeit zur Vermeidung einer Chromverarmung der Matrix bei höheren Kohlenstoffgehalten ist die Zugabe anderer carbidbildender Elemente. Dies wird bei Stählen mit niedrigen Chromgehalten (< 20 %) praktiziert, die bei schwach korrosiven Medien eingesetzt werden können. Beispiel hierfür ist die

DE-A-42 02 339. Als besonders vorteilhaft wurde der Zusatz von Niob angesehen, da dieses Legierungselement reine MC-Carbide bildet. Das Element Vanadium wurde hierfür als nicht günstig betrachtet, da es mit Chrom und Eisen Mischcarbide bildet, die als weniger verschleißbeständig gelten.

Weiterhin sind Versuche bekannt, die chemisch-tribologische Beständigkeit des hoch chromhaltigen Werkstoffes 1.4464 durch die Zugabe geringer Mengen Niob, Vanadium oder Titan zu erhöhen (M. Pohl, A. Ibach, A. Oldewurtel: Neue Guß- und Schmiedestähle mit verbesserter chemisch/tribologischer Beständigkeit. Tagungsband zur 5. Präsentation TRIBOLOGIE 1991, Koblenz, Seite 368 bis 376) . Bedingt durch den beibehaltenen geringen Kohlenstoffgehalt konnte die Verschleißbeständigkeit aber nur teilweise gering verbessert werden.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen metallischen Gußwerkstoff zu schaffen, der sich durch eine hohe Korrosionsbeständigkeit in aggressiven Medien auszeichnet und

der in seiner Verschleißbeständigkeit den handelsüblichen Hartgußsorten nahekommt.

Erreicht wird dies durch einen Hartguß mit der im kennzeichnenden Teil des Anspruches 1 genannten

Zusammensetzung. Neben einer hohen Korrosions- und Verschlei߬ beständigkeit besitzt dieser Gußwerkstoff auch eine gute Gießbarkeit, was dessen Herstellung in konventionellen Edelstahlgießerein ermöglicht. Außerdem ist dieser Hartguß gut bearbeitbar.

Erreicht wird dies vor allem durch den Chromgehalt von 26 bis 36 Gewichts-%, einen Kohlenstoffgehalt von 1,4 bis 1,9 Gewichts-%, der einen ausreichend hohen Volumenanteil an Carbiden bewirkt, und einen Vanadiumgehalt von mehr als 4

Gewichts-%, der durch die Bildung von vanadiumreichen Carbiden die Chromverarmung der Matrix verringert. Dadurch kann die sonst notwendige überproportionale Erhöhung des Chromgehaltes vermieden werden.

Aus der Zugabe von Vanadium ergeben sich noch weitere Vorteile. Vanadium ist ein Element der fünften Nebengruppe, seine zugehörigen Carbide zeichnen sich durch gute Benetzungs- eigenschaften und eine geringere Löslichkeit als Chromcarbid in Fe-Basis-Legierungen aus. Gleichzeitig ist die Löslichkeit im Liquiduszustand höher als die des Niobcarbides, so daß sich vanadiumreiche Carbide vorwiegend erst in einem späten Stadium der Erstarrung bzw. erst im festen Zustand bilden, wodurch eine räumlich gleichmäßige Verteilung der Carbide ohne Schwerkraftseigerungen erreicht wird. Dies ist eine zur Erzielung guter Verschleißbeständigkeit notwendige Voraussetzung.

Weiterhin hat sich entgegen bisherigen Annahmen gezeigt, daß vanadiumreiche Carbide als Träger der Verschleißbeständigkeit anderen Sondercarbiden ebenbürtig sind. Die vanadiumreichen Mischcarbide sind zudem aufgrund ihrer Form und der daraus resultierenden geringeren Kerbwirkung aus bruchmechanischer Sicht günstig. In der Matrix verbleibendes Vanadium wirkt sich nicht nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften aus.

Der Molybdän-Gehalt in den vorgegebenen Gehaltsgrenzen ist wesentlich für die Korrosionsbeständigkeit, vor allem in chloridhaltigen sauren Medien.

Der Cu-Gehalt wird auf 3 MA-% beschränkt, um die Rißgefahr beim Abguß von dickwandigen Teilen zu verringern. Geringe Kupfergehalte bewirken eine bessere Korrosionsbeständigkeit in oxidierenden Medien und sind deshalb Bestandteil von handelsüblichen hochlegierten Duplex-Stählen. Ein weiterer Vorteil des im erfindungsgemäßen Werkstoff zulässigen Cu-Gehaltes ist die Möglichkeit, beim Erschmelzen Recyclingmaterial von handelsüblichem, hochlegiertem Stahlguß zu verwenden.

Durch die gezielte Zugabe des Austenitbildners Nickel im Konzentrationsbereich von 6 bis 10 MA-% nach Patentanspruch 2 kann das Verhältnis der Phasenanteile Ferrit und Austenit in der Matrix definiert eingestellt werden. Die positiven Eigenschaften eines Duplex-Gefüges in rostfreien Stählen sind bekannt. Die extrem hohe Sprödigkeit der Hartgußsorten mit hohen C-Gehalten und einem Carbid-Netz in ferritischer Matrix wird durch die überwiegende Einlagerung der vanadiumreichen Carbide in der austenitischen Phase vermieden. Da diese im Gegensatz zur Ferritphase nicht durch Ausscheidung intermetallischer Phasen oder durch Entmischungsvorgänge versprödet, ist die Rißgefahr bei Spannungen zwischen Carbiden und Matrix nicht so groß wie bei rein ferritischer Matrix.

Um einen Gefügeaufbau, bestehend aus einer ferritisch- austenitischen Matrix mit eingelagerten Carbiden zu erreichen, ist eine Wärmebehandlung bei üblichen Lösungsglühtemperaturen notwendig, gleichzeitig wird hierdurch eine bessere Bearbeitbarkeit erreicht.

Zusätzlich bietet sich die Möglichkeit, durch weitere gezielte Wärmebehandlungen entsprechend den ZTU-Schaubildern von hochlegierten Stählen die bekannte Neigung des Ferrits zur Bildung von Ausscheidungen zur Härtesteigerung zu nutzen und somit die Verschleißbeständigkeit zusätzlich zu erhöhen.

Gemäß Patentanspruch 3 wird ein auf maximal 4 Gewichts-% begrenzter Niobanteil dem Hartguß beigefügt, um so die

Möglichkeit einer sekundären Ausscheidung von eutektoiden Niobcarbiden zu ermöglichen, welche zu einer Erhöhung der Verschleißbeständigkeit beitragen können. Der Niobgehalt wird auf maximal 4 Gewichts-% begrenzt, um die Ausscheidung von primären Niobcarbiden in der Schmelze zu vermeiden, da diese aufgrund ihrer unterschiedlichen Dichte zur Matrix stark seigern.

Im Vergleich zu den Chromhartgußsorten zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff, bedingt durch den niedrigeren

Cr-Gehalt der Carbide, eine geringere Korrosionsanfälligkeit, insbesondere gegen selektive Korrosion.

Ein weiterer Vorteil dieses Werkstoffes ist, daß bei gegebener Verschleißbeständigkeit die Korrosionsbeständigkeit durch

Variation der korrosionschemisch relevanten Legierungselemente entsprechend dem Anforderungsprofil eingestellt werden kann, wobei zu beachten ist, daß mit zunehmendem Legierungsgehalt die Herstellbarkeit (Gießbarkeit, spanende Bearbeitbarkeit) erschwert wird.

Der erfindungsgemäße Werkstoff zeigt in bezug auf die Kombination von Korrosions- und Verschleißbeständigkeit eine deutliche Überlegenheit im Vergleich zu den bisher bekannten, für hydroabrasiven Verschleiß eingesetzten Hartgußsorten.

Dies läßt sich anhand eines als Beispiel dienenden Vergleichs verdeutlichen, in welchem drei Varianten des erfindungsgemäßen Werkstoffs vier bekannter Hartgußsorten gegenübergestellt werden. Es zeigt die

Fig. 1 ein Diagramm der Abtragsraten der Werkstoffe bei hydroabrasivem Verschleiß, und die

Fig. 2 ein Diagramm der Korrosionsraten in starksaurem Medium (pH 0,5; 10 g/1 Cl - ; 60 °C) .

Für die Ermittlung der Abtragsraten gemäß Fig. 1 wurde eine Modellverschleiß-Apparatur eingesetzt, in welcher als Angriffsmittel Quarzsand-Wasser in einem Mischungsverhältnis von 1:1 mit einer Korngröße von 0,9 - 1,2 mm verwendet wurde. Die Versuchsdauer betrug jeweils zwei Stunden. Es wurde eine Drehzahl von 3000 1/min gefahren. Jede Werkstoffprobe hatte einen Durchmesser von 55 mm und eine Dicke von 5 mm.

Die Ordinaten der in dem Fig. 1 und 2 dargestellten Diagramme zeigen jeweils den Abtrag in mm/a. Auf den Abszissen sind mit den Buchstaben A bis D bekannte, in einer nachfolgenden ersten Tafel näher bezeichnete Werkstoffe belegt, während sich die Kennzeichnungen E (1) bis E (3) auf drei Varianten des erfindungsgemäßen Werkstoffes beziehen, deren Zusammensetzung in einer zweiten Tafel dargelegt ist.

Tafel 1: Für die Versuche herangezogene bekannte Werkstoffe

Kenn z e i chnung Kurzname

A G-X 250 CrMo 15 3

B G-X 170 CrMo 25 2

C G-X 3 CrNiMoCu 24 6

D G-X 40 CrNiMo 27 5

Tafel 2: LegierungsZusammensetzung der für die Versuche benutzten erfindungsgemäßen Werkstoffe

Kennzeichnung C Si Mn Cr Ni Mo Cu V Fe

E (1) 1,5 0,8 0,6 26,6 7,9 2,6 1 ,8 5,2 Rest

E (2) 1,5 1,2 0,8 30,1 8,2 2,4 1 ,7 5,0 Rest

E (3) 1,8 0,8 0,9 31,8 8,7 2,8 1,8 8,9 Rest