[0001] Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von Werkzeugen aus legierten
Stählen oder Stelliten durch Warmformen.
[0002] Werkzeugstähle und Stellite bzw. Hartmetalle zeichnen sich im allgemeinen durch hohe
Gehalte an Kohlenstoff, Chrom, Kobalt, Molybdän, Vanadium und Wolfram aus. Diese Elemente
verleihen dem Werkstoff zusammen mit den entsprechenden Karbiden die notwendige Festigkeit,
insbesondere Verschleißfestigkeit und Härte. Das geht jedoch zumeist auf Kosten der
Zähigkeit und ist mit einer entsprechenden Erhöhung des Verformungswiderstandes verbunden.
[0003] Bei hohem Verformungswiderstand scheidet das Kalt-, aber auch das konventionelle
Warmumformen zum Erzeugen der Fertigkontur aus und kommt demzufolge nur ein Urformen
durch Block- oder Stranggießen und ein anschließendes Walzen oder Schmieden, oder
ein Formgießen und Pulverpressen in Frage. Diese Verfahren erfordern jedoch in aller
Regel eine spanende Bearbeitung des urgeformten Teils bis zur Fertigkontur und zum
Fertigmaß. Das aber stößt gerade bei verschleißfesten Teilen insofern auf Schwierigkeiten,
als die spanende Bearbeitung Werkzeuge mit einer Verschleißfestigkeit erfordert, die
die Verschleißfestigkeit des zu bearbeitenden Teils erheblich übersteigt. Außerdem
ist spanende Bearbeitung mit einem erheblichen Materialverlust verbunden. Die Bearbeitungskosten
sind daher erheblich, ohne daß sich immer eine gute Oberflächenbeschaffenheit ergibt.
[0004] Hinzu kommen verfahrensspezifische Nachteile wie die hohen Energiekosten des Warmwalzens
und -schmiedens oder die Beeinträchtigung der Oberflächenqualität durch intensive
Oxydationsvorgänge der Legierungen. Ein weiterer Nachteil ist das gerade im Hinblick
auf verwickelte Fertigformen zumeist nicht ausreichende Fließvermögen beim Urformen
wie auch beim Formgießen. Das führt zu Rohlingen, die sich erheblich vom Fertigteil
unterscheiden und daher eine zu einem erheblichen Materialverlust führende spanende
Bearbeitung erfordern. Die damit verbundenen Kosten sind wegen der hohen Gehalte der
betreffenden Werkstoffe an teuren Legierungsmitteln ganz erheblich. Hinzu kommt die
aus dem hohen Verformungswiderstand resultierende Notwendigkeit hoher Verformungskräfte,
die entsprechend teure Umformaggregate und hohe Energiekosten mit sich bringen.
[0005] Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zu schaffen, das die
vorerwähnten Nachteile vermeidet und das Herstellen von Fertigteilen aus Legierungen
erlaubt, die sich wegen ihres hohen Verformungswiderstandes normalerweise nicht umformen
oder allenfalls zu einem Rohling verformen lassen, der eine spanende Bearbeitung erfordert.
[0006] Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, daß bei einem Verfahren der eingangs erwähnten
Art ein pulvermetallurgisch hergestelltes Ausgangsmaterial mit über 30 Vol.-% karbidischer
und/oder boridischer Ausscheidungsphase durch thermomechanisches Prozessieren mit
einem äquiaxillem Gefüge und einer Korngröße von vorzugsweise 0,2 bis 3 µm eingestellt
und im superplastischen Zustand geformt wird. Die geringe Korngröße gewährleistet
eine niedrige Fließspannung durch Korngrenzengleiten und verringert damit die erforderliche
Umformungskraft sowie den Werkzeugverschleiß.
[0007] Das erfindungsgemäße Verfahren läuft mithin zweistufig ab; die erste Verfahrensstufe
dient dazu, das pulvermetallurgisch hergestellte, infolge der hohen Abkühlungsgeschwindigkeit
von beispielsweise 10
4 bis 10 K/s beim Schmelzzerstäuben an sich schon feinkristalline, vorzugsweise bereits
äquiaxiale Mehrphasengefüge der Legierungspulver sowohl hinsichtlich der Matrix als
auch hinsichtlich der karbidischen und/oder boridischen Ausscheidungsphase im konsolidierten
Zustand weiter zu verfeinern und dabei ein beim sich anschließenden thermomechanischen
Prozessieren infolge Warmumformens in der zweiten Verfahrensstufe thermisch stabiles
Mikrogefüge mit einer vorzugsweise sowohl für die Matrix als auch für die Ausscheidungsphase
feinen Korngröße von 1 bis 3 pm bzw. 0,2 bis 1,0 µm einzustellen.
[0008] Das Konditionieren des Werkstoffgefüges in der ersten Verfahrensstufe kann durch
ein thermomechanisches Prozessieren geschehen, das bei den Stahllegierungen im austenitischen
Zustand, beispielsweise bei etwa 900°C beginnt und die γ/α -Phasenumwandlung im Bereich
von 750 bis 820°C bis zu einer Endwalztemperatur von 650°C durchläuft. Während des
Warmverformens, beispielsweise eines Walzens oder Schmiedens kühlt das Verformungsgut
kontinuierlich ab und kommt es neben der Phasenumwandlung zum Ausscheiden der Karbide
und/oder Boride.
[0009] In ähnlicher Weise scheiden sich bei einem Warmverformen von Stelliten etwa im Temperaturbereich
von 1000 bis 700°C während des Verformens und des damit verbundenen kontinuierlichen
Abkühlens die Karbide und/oder Boride aus. Darüber hinaus kommt es während des thermomechanischen
Konditionierens sowohl zu einer Verfeinerung des spätestens dann äquiaxialen Matrixkorns
als auch infolge der günstigen Bedingungen für die Keimbildung während der Phasenumwandlung
zu einer feinerdispersen Verteilung der Karbid- und Boridteilchen. Beides wirkt sich
in Richtung einer höheren Werkstoffestigkeit aus.
[0010] Des weiteren kann das Konditionieren des pulvermetallurgisch hergestellten Ausgangsmaterials
auch durch isothermes Verformen mit dem Ziel geschehen, das Gefüge umzukristallisieren
und ein feinerkörniges Gefüge als Voraussetzung für den superplastischen Zustand einzustellen.
Das isotherme Verformen findet bei Temperaturen unterhalb der Umwandlungstemperatur,
beispielsweise bei 450°C vorzugsweise bei einem geringen Verformungsgrad, beispielsweise
bei einer Querschnittsabnahme von etwa 10% statt und sollte eine zyklische γ/α Phasenumwandlung
einschließen, die infolge des unterschiedlichen Volumens der γ-und der α -Phase zu
inneren Spannungen und damit zu einer durch innere Eigenspannungen induzierten Verformung
des Matrixkorns führt. Dem kann sich zur Verfeinerung der Matrixkorngröße des heißisostatisch
gepreßten Rohlings ein kurzes, beispielsweise 20 bis 60 Sekunden dauerndes Primärrekristallisationsglühen
anschließen, das zu einer weiteren Kornverfeinerung führt.
[0011] Insgesamt zielt das Konditionieren des Ausgangsmaterials darauf ab, ein für die superplastische
Formgebung in der zweiten Verfahrensstufe äquiaxiales Gefüge einzustellen, das sich
durch ein das Umformverhalten begünstigendes feines Gefügekorn auszeichnet. Mit abnehmender
Korngröße verringert sich nämlich der Verformungswiderstand und läßt sich gleichzeitig
die Verformungsgeschwindigkeit erhöhen.
[0012] In der zweiten Verfahrensstufe wird der umgeformte und auf ein bestimmtes Mehrphasen-Gefüge
eingestellte Werkstoff bei einer Temperatur in der Größenordnung von 50 bis 70% der
Schmelztemperatur von beispielsweise 650 bis 780°C geformt, die bei niedrigen Fließspannungen
hohe Verformungsgrade erlaubt und daher auch das Herstellen komplizierter Fertigteile
aus Legierungen ermöglicht, deren Zusammensetzung ohne die spezielle Vorbehandlung
der ersten Stufe des erfindungsgemäßen Verfahrens eine Formgebung durch Umformen nicht
erlaubt. Die Umformgeschwindigkeit liegt vorzugsweise bei 10-3 bis 5.10 s
1. Dabei kann der Dehngeschwindigkeitsexponent m, wie er sich aus der Gleichung
ergibt, in der s die Fließspannung, K eine Materialkonstante und e die Verformungs-
bzw. Kriechgeschwindigkeit für Stahllegierungen von 0,4 bis 0,5 und für Stellite von
0,35 bis 0,4 ist. Daraus ergibt sich, daß die Formgebung sehr geringer Fließspannungen
bzw. Umformungskräfte bedarf; da sie zudem bei verhältnismäßig niedrigen Temperaturen
stattfindet, zeichnet sich das erfindungsgemäße Verfahren, insbesondere wenn das Konditionieren
in der ersten Verfahrensstufe durch isothermes Verformen unterhalb der Umwandlungstemperatur
stattfindet, durch geringe Kosten sowohl unter dem Aspekt des apparativen Aufwandes
als auch hinsichtlich des Energieverbrauchs aus.
[0013] Die Umformtemperatur liegt dabei unterhalb der Temperatur der beginnenden Sekundärkristallisation
bzw. Kornvergröberung, da jedes Kornwachstum den Verformungswiderstand erhöht und
damit höhere Verformungskräfte erfordert.
[0014] Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich besonders für die hoch kohlenstoffhaltigen
Kaltarbeitsstähle wie
Diese besitzen Kohlenstoffgehalte von 1,0 bis 2,5% und hohe Legierungsgehalte an Chrom,
Vanadium, Wolfram, Molybdän und Kobalt von 4 bis 17%.
[0015] Weiterhin eignen sich die folgenden Legierungen:
Die Stellite sind Eisen- sowie Kobaltbasisstellite mit hohen Bor- und Kohlenstoffgehalten
von 1 bis 4% sowie Gehalten der Legierungselemente Chrom, Molybdän, Wolfram von 15
bis 30%, die sich bei einer verhältnismäßig niedrigen Temperatur von 650 bis 720°C
umformen lassen.
[0016] Der superplastischen Formgebung kann sich ein Grobkornglühen anschließen, um die
Kriechfestigkeit bzw. Warmfestigkeit zu erhöhen.
[0017] Die Erfindung wird nachfolgend anhand eines in der Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispiels
des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen:
Fig. 1 die Seitenansicht einer Ronde zum Herstellen eines Rotationsmessers, teilweise
im Schnitt und
Fig. 2 das aus der Ronde der Fig. 1 durch superplastische Formgebung hergestellte
Rotationsmesser teilweise im Schnitt.
[0018] Die in Fig. 1 dargestellte Ronde 1 besteht aus dem hochfesten Kaltarbeitsstahl X
245 Cr V 5 10, der pulvermetallurgisch durch isostatisches Heißpressen hergestellt
wurde und auf ein Gefüge mit einer Matrixkorngröße von 1 bis 3 µm eingestellt wurde.
Sie dient zum Herstellen des in Fig. 2 dargestellten scheibenförmigen Rotationsmessers
mit einem Kegelwinkel c
L von 150 bis 160°, einer Dicke von 1,0 bis 1,5 mm und einem Innendurchmesser von 50
mm sowie einem Außendurchmesser von 100 mm.
[0019] Die Ronde 1 wurde durch Stanzen aus einer pulvermetallurgisch hergestellten und alsdann
bei einer Temperatur von 1150 bis 1250°C auf eine Dicke von 2,5 mm ausgewalzten Platine
der Abmessung 100 x 200 x 8 mm hergestellt. Um eine ausreichende Materialreserve für
die Ausbildung der Schneiden 2 des Rotationsmessers zu schaffen, überstieg die Dicke
der Platine die Fertigdicke des Rotationsmessers um 1 mm.
[0020] Die Ronde 1 besaß einen Durchmesser von 95 mm und eine Dicke von 2,5 mm, er wurde
nach dem Stanzen auf eine Temperatur von 760 C erwärmt und mit Hilfe eines üblichen,
auf 350°C vorgewärmten Werkzeugs aus Ober- und Untergesenk mit einer Umformgeschwindigkeit
von 5.10
-3 s
-1 in einer Preßzeit von 25 s zu dem in Fig 2 dargestellten Rotationsmesser umgeformt,
wie sich aus der Gleichung
ergibt, in der A
o die Kreisringfläche der Ronde 1,
4A die Kegelmantelfläche A, verringert um die Fläche A des Schlitzprofils ε und ε̇
= 5 . 10
-3 s
-1 ist.
[0021] Die geringe Umformtemperatur spart Energie, gewährleistet eine minimale Verzunderung
und verhindert ein schädliches Kornwachstum. Außerdem ergibt sich beim superplastischen
Umformen eine höhere Dichte, weil Poren und Risse verschweißen, sowie eine höhere
Festigkeit und Zähigkeit. Wegen des Wegfalls einer spanenden Bearbeitung kommt es
auch nicht zu Ermüdungsrisse auslösendem Bearbeitungsriefen, wodurch sich die Standzeit
eines Werkzeugs um 25 bis 30% erhöht.
[0022] Experimentell ergab sich in guter Übereinstimmung mit dem rechnerisch ermittelten
Wert eine Umformzeit von 25 s. Rechnet man dazu eine Zustellzeit für das Werkzeug
von 35 s hinzu, so ergibt sich je Rotationsmesser eine Fertigungszeit von 60 s, die
weit unter der Bearbeitungszeit beim spanenden Bearbeiten eines Rohlings liegt.
[0023] Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich zum Herstellen von Schnittglocken und
-werkzeugen, Formschneidwerkzeugen, Messern, beispielsweise Scheiben-, Filter- und
Tabakmessern mit einer Dicke unter 3 mm, Prägestempeln, Stau- und Druckringen für
Extruder, Sinterformpreßwerkzeugen, Fließpreßwerkzeugen und -stempeln, Formwerkzeugen
für das Taumelfließpressen und Viellochplatten jeweils aus Kaltarbeitsstählen, zum
Herstellen von Profilfräsern, Formdrehstählen und Profilsenkköpfen aus Schnellarbeitsstählen
sowie zum Herstellen von Glasblasformwerkzeugen, Profilstangen, Düsen, Laufrädern,
Turbinenscheiben und Ventilsitzen aus Stelliten. Es zeichnet sich durch niedrige Umformtemperaturen
und einen geringen Kraftbedarf aus. Das feindisperse, äquiaxiale und texturfreie Mikrogefüge
gewährleistet gleichbleibende und reproduzierbare mechanische Eigenschaften, insbesondere
eine hohe Festigkeit bei ausgezeichneter Duktilität und gutem Ermüdungsverhalten.
Die Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit sind dabei so gut, daß ein Nachbearbeiten
nicht erforderlich ist. So liegt die Oberflächenrauhigkeit normalerweise unter 1
/um.
1. Verfahren zum Herstellen von Werkzeugen aus mittel-und hochlegierten Stählen oder
Stelliten durch Warmverformen, dadurch gekennzeichnet, daß ein pulvermetallurgisch
hergestelltes Ausgangsmaterial mit über 30 Vol.-% karbidischer und/oder boridischer
Ausscheidungsphase durch thermomechanisches Prozessieren auf eine Matrixkorngröße
von 1 bis 3 µm eingestellt und im superplastischen Zustand geformt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ausgangsmaterial mit
einer Teilchengröße von 0,2 bis 1 µm thermomechanisch prozessiert wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ausgangsmaterial
mit einem äquiaxialen Gefüge superplastisch bis zur Endabmessung geformt wird.
4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet,
daß pulvermetallurgische Werkzeugstähle und Stellite bei Temperaturen von etwa 0,5
bis 0,7 1 m superplastisch umgeformt und dann kontinuierlich abgekühlt werden.
5. Verfahren nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch eine Verformungstemperatur von
900 bis 6500C.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß ein stellitisches
Ausgangsmaterial während eines kontinuierlichen Abkühlens von 1000°C auf 760°C warmverformt
wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Verformungsgrad
über 30% liegt und die Dehnung einige hundert Prozent beträgt.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3 dadurch gekennzeichnet, daß pulvermetallurgisch
hergestellte Werkzeugstähle unterhalb ihrer Umwandlungstemperatur isotherm und superplastisch
geformt werden.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Verformungsgrad bis
800% beträgt.
10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, gekennzeichnet durch ein Korngrenzengleiten
und eine dynamische Rekristallisation bei 600 bis 700°C.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekennzeichnet durch eine superplastische
Formgebung bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der Sekundärrekristallisation
und des Kornwachstums.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11, gekennzeichnet durch eine superplastische
Formgebung von Stahllegierungen bei 650 bis 780°C.
13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Umformgeschwindigkeit
ε̇10-3 bis 10-1 s-1 beträgt.
14. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet,
daß der Dehngeschwindigkeitsexponent m=0,4 bis 0,5 beträgt.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß der Dehngeschwindigkeitsexponent
m für Stellite 0,35 bis 0,4 beträgt.
16. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet,
daß die geformten Gegenstände einem Grobkornglühen unterworfen werden.