[0001] Die Erfindung betrifft einen pulvermetallurgisch hergestellten Schnellarbeitsstahl
für Verschleißteile, insbesondere Werkzeuge, enthaltend C, Cr,V,W und/oder Mo, gegebenenfalls
enthaltend Co und/oder Mn und/oder Si und/ oder Al und enthaltend Eisenbegleiter,
z.B. P,S,O sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest.
[0002] Derartige Schnellarbeitsstähle werden u.a. zur Herstellung von Werkzeugen für die
spanende Bearbeitung von Werkstücken, z.B. Fräser, Bohrer, Reibahlen, aber auch für
Werkzeuge für die spanlose Formgebung wie z.B. Ziehdüsen, Fließpreßstempel usw. eingesetzt.
[0003] Bei der schmelzmetallurgischen Herstellung von mit Niob legierten Schnellarbeitsstählen
treten sehr große Niobkarbide vom TYp MC auf, die über 1ooµm Korngröße aufweisen
können und die Zähigkeit und Schneidhaltigkeit von aus diesen Schnellarbeitsstählen
gefertigten Verschleißteilen beeinträchtigen. Da Niob ferner nur eine sehr geringe
Löslichkeit in der Legierungsgrundmasse besitzt, besitzen nur mit Niob legierte Schnellarbeitsstähle
in der Regel kein ausgeprägtes Sekundärhärteverhalten.
[0004] Das Legierungselement Vanadium bildet ebenfalls Karbide vom Typ MC, welche jedoch
eine geringere thermische Stabilität als Niobkarbide besitzen. Aud diesem Grund kommt
es bei der Verwendung von hohen Härte-bzw. Austenitisierungstemperaturen, wie sie
insbesondere bei der Herstellung von Zerspanungswerkzeugen notwendig sind, um die
erforderlichen Gebrauchseigenschaften, nämlich Härte, zu erreichen, zu einer Vergröberung
des Austenitkorns und der ausgeschiedenen Karbide mit einer Verminderung der Zähigkeit.
[0005] Es ist versucht worden, Schnellarbeitsstähle mit Niob zu legieren, wobei höhere Niob-Gehalte,
insbesondere solche über 1,5%, zur Bildung grober Niobkarbide führten, wodurch die
Zähigkeitseigenschaften der werkzeuge nach teilig beeinflußt wurden und es zum Ausbrechen
von Schneidkantenteilen bei der praktischen Verwendung kam. Aus der JP-PA 144456/1983
ist ein pulvermetallurgisches Verfahren zur Herstelung von Schnellarbeitsstahl bekannt
geworden, wobei eine Nb- Konzentration im Stahl auf o,1 bis 1,5 Gew.-% beschränkt
ist und hohe Wolfram-und/oder Molybdängehalte verbesserte Härtewerte nach der Wärmebehandlung
erbringen sollen.
[0006] Ziel der Erfindung ist es, Schnellarbeitsstähle zu erstellen, die neben ausreichender
hoher Verschleißbeständigkeit und Härte auch eine große thermische Stabilität besitzen.
Ferner sollen die Stähle eine gleichmäßig feine Karbidver - teilung aufweisen, um
entsprechende Zähigkeitseigenschaften vor allem an feinen Schneidkanten zu erhalten.Ferner
sollen Härtewerte bis 7o HRC erreichbar sein.
[0007] Dieses Ziel wird bei einem pulvermetallurgisch hergestellten Schnellarbeitsstahl
der eingangs genannten Art dadurch erreicht, daß der Stahl einen Nb-Gehalt von 2 Gew.-%
bis 15 Gew.-%, vorzugsweise von 3 Gew.-% bis 10 Gew.-%, insbesondere von mehr als
4 Gew.-% bis 10 Gew.-%, und einen Vanadiumgehalt von 1 bis 4 Gew.-%, vorzugsweise
1,5 bis 2,5 Gew.-%, aufweist, daß der Stahl 10 bis 3o Vol.-% vorzugsweise 1o bis 22
Vol.-%, Metallkarbide enthält und daß die untere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
C
min = o,45 +( % Nbx o,1) + ( % V.o,2o)
und die obere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
C
max = 1,o +(%Nb x 0,15) + ( % V x o,24)
gegeben ist.
[0008] Ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Verschleißteilen, insbesondere
Werkzeugen, aus Schnellarbeitsstählen enthaltend C, Cr, V, W und/oder Mo, gegebenenfalls
enthaltend Co und/oder Mn und/oder Si und/oder Al, und enthaltend Eisenbegleiter,
z.B. P, S, O sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest, wobei die Legierungsbestandteile
geschmolzen und die Schmelze zu Pulver verdüst, insbesondere gasverdüst, wird, worauf
das Pulver im Zuge einer Konsolidierung unter Temperatur-und gegebenenfalls Druckbeaufschlagung,
insbesondere in einem Sintervorgang, zu einem Formkörper geformt wird, welcher Formkörper
gegebenenfalls nach einem Glühen und/oder Warmschmieden einem Weichglühvorgang unterzogen
und durch sanpende oder spanlose Bearbeitung zum Verschleißteil geformt wird, worauf
der Verschleißteil über seine Austenitisierungstemperatur erwärmt bzw. einer Schnellstahlhartung
unterzogen wird, von welcher Temperatur derVerschleißteil abgekühlt, insbesondere
abgeschreckt, und zumindest zwei Anlaß-bzw. Sekundärhärtungsvorgängen unterzogen wird,
ist erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet, daß eine Schnellarbeitsstahllegierung
eingesetzt wird, die einen Nb-Gehalt von 2 Gew.-% bis 15 Gew.-%, vorzugsweise von
3 Gew.-% bis 10 Gew.-%, insbesondere von mehr als 4 Gew.-% bis 10 Gew.-% , und einen
Vanadiumgehalt von 1 bis 4 Gew.-%, vorzugsweise 1,5 bis 2,5 Gew.-%, aufweist, wobei
die untere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
C
min = o,45 + (% Nb xo,1) + (%V. o,2o)
und die obere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
C
max = 1,0 + /% Nb x0,15) + (%V x o,24)
gegeben ist, daß die Schmelze der Legierungsbestandteile um 100 -600°C, vorzugsweise
etwa 300°C, überhitzt wird, und daß die derart überhitzte Schmelze pulververdüst wird.
Erfindungsgemäß ist es vorteilhaft, wenn der Härtungs-bzw. Austenitisierungsvorgang
bei einer Temperatur erfolgt, die um 5o -100°C höher liegt als bei einem Schnellarbeitsstahl,
der niobfrei ist bzw. einen Niobgehalt von weniger als 2 bis 4 Gew.-% aufweist und
gleichen Karbidgehalt nach Durchführung des Weichglühens besitzt.
[0009] Durch den angegebenen Niobgehalt und Vanadiumgehalt sowie die Menge der auf Grund
der Einregelung des Kohlenstoffgehaltes im Stahl ausgebildeten Metallkarbide, wird
ein Schnellarbeitsstahl erstellt, welcher die gewünschten vorteilhaften Eigenschaften
besitzt. Dadurch, daß die überhitzte Schmelze der Legierungsbestandteile pulververdüst
wird, erhält man ein Pulver, in dem die sich beim Erstarren ausbildenden Niobkarbide
in feinstverteilter Form vorliegen. Diese feinstverteilten Niobkarbide behindern das
Kornwachstum bei den erfindungsgemäß vorgesehenen hohen Austenitisierungstemperaturen.
[0010] Erfindungsgemäß ist ein pulvermetallurgisch hergestellter Verschleißteil, insbesondere
Werkzeug, bestehend aus einem Schnellarbeitsstahl enthaltend C, Cr, W, V und/oder
Mo, gegebenenfalls enthaltend Co und/oder Mn und/oder Si und/oder Al, und enthaltend
Eisenbegleiter z.B. P, S, O sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest, dadurch gekennzeichnet,
daß der Verschleißteil einen Nb-von 2 bis 15 Gew.-%, vorzugsweise von 3 bis 10 Gew.-%,
insbesondere von mehr als 4 bis 10 Gew.-%, und einen Vanadiumgehalt von 1 bis 4 Gew.-%,
vorzugsweise 1,5 bis 2,5 Gew.-% aufweist, daß der Verschleißteil 10 bis 3o Vol.-%,
vorzugsweise 10 bis 22 Vol.-%, Metallkarbide enthält und daß die untere Grenze des
C-Gehaltes durch die Formel
C
min = o,45 + (% Nb x o,1 ) + ( % V . o,20)
und die obere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
C
max = 1,0 + ( % Nb x o,15) + (% V x o,24)
gegeben ist.
[0011] Die in den Formeln für C
min und C
max angegebenen Kohlenstoffwerte ergeben sich auf Grund der Wechselwirkung der karbidbildenden
Elemente im Schnellarbeitsstahl, wodurch die Metallkarbide unterschiedliche Kohlenstoffkonzentrationen
aufweisen können. Die Faktoren in den Formeln ergeben sich daraus, daß NbC 0,10 bis
0,15 % Kohlenstoff und VC o,20 bis 0,24 % Kohlenstoff binden kann. Die Summanden o,45
bzw. 1,0 in den Formeln berücksichtigen den Kohlenstoffgehalt zur Bildung der Grundhärte
der Matrix und der Nb-und V-freien Karbide. Die MIN-und MAX- Werte werden schließlich
durch die Gehalte von Cr, Mo, W bestimmt.
[0012] Erfindungsgemäß wird bei der Herstellung des pulvermetallurgischen Schnellarbeitsstahls
folgendermaßen vorgegangen:
[0013] Die einzelnen Legierungsbestandteile werden gemeinsam erschmolzen und die Schmelze
wird um etwa 100 bis 6oo°C, vorzugsweise 3oo°C, überhitzt, wodurch die Legierungsbestandteile
Niob und Kohlenstoff in der Schmelze verteilt werden. Nach einem Halten auf dieser
Temperatur für mindestens 2o bis 3o sec. wird die Schmelze unter Schutzgas zu einem
Pulver verdüst.( Prinzipiell ist auch eine Wasserverdüsung möglich) . Auf Grund der
raschen Abkühlung scheiden sich kleine gut verteilte Niobkarbide ab. Aus diesen Pulvern
werden sodann unter Anwendung von Temperatur und gegebenenfalls Druck Formkörper hergestellt.
Dazu werden die Pulver in Stahlbehälter aus legiertem oder unlegiertem Stahl gefüllt,
gasdicht verschlossen und unter Anwendung von Druck und Temperatur z.B. durch Hipen,
Strangpressen oder Schmieden konsolidiert. Bei der Konsolidierung ist darauf zu achten,
daß die Temperatur so gewählt wird, daß keine flüssigen Phasen auftreten. Die Temperaturen
beim Konsolidieren betragen etwa 1.o50 bis 1.100°C, bei einem Druck von 1000 bar oder
falls drucklos gearbeitet wird, etwa 1.200 bis 1.250°C. Die Konsolideirung kann von
einem Glühen gefolgt sein.
[0014] In einer nachfolgenden Warmformgebung, z.B. einem Warmschmieden bei 1.150°C, kann
die Festigkeit z.B. die Biegefestigkeit des Formkörpers gesteigert werden. Der allenfalls
durchgeführten Warmformgebung folgt ein Weichglühen bei einer Temperatur von etwa
700 bis 85o°C , vorzugsweise 8oo°C. Das weichgeglühte Werkstück wird sodann zu dem
gewünschten Verschleißteil bzw. Werkzeug durch eine spanende oder nichtspanende Bearbeitung
umgeformt. Nach Herstellung des Werkzeugkörpers wird das Werkstück gehärtet und zwar
bei einer Austenitisierungstemperatur von vis zu 1.350°C. Während dieses Härtevorganges
hemmt das Niobkarbid ein Kornwachstum und das nicht gelöste Vanadiumkarbid trägt vor
dem Abschrecken in Luft, Wasser oder Öl zur Ausbildung eines sehr feinen Kornes bei.
Die erfindungsgemäß vorgesehene höhere Austenitisierungstemperatur ermöglicht, daß
bei dieser Temperatur eine größere Menge der vorhandenen Karbide zerfällt bzw. in
Lösung geht , sodaß beim darauffoglenden Abkühlen ein feines und hartes Korngefüge
in der Matrix erreicht wird. Nach dem Abschrecken erfolgt ein erstes Anlassen bei
einer Temperatur von etwa 5oo bis 600°C, bei dem eine Ausscheidung von feinen Metallkarbiden
( z.B. Vanadiummischkarbid vom Typ MC) erfolgt. Im Zuge des zweiten oder eines weiteren
Anlassens können die Härteeigenschaften des Werkstückes noch weiter erhöht werden.
[0015] Die höhere Austenitisierungstemperatur kann eingesetzt werden, ohne daß zähighkeitsvermindernde
Erscheinungen bzw. Kornvergröberungen, Aufschmelzungen und andere nachteilige Vorgänge
auftreten. Da Chrom die Ausscheidung von Karbiden beeinflußt, wird der Gehalt an Chrom
auf einen Bereich 2 bis 5 Gew.-% beschränkt. Allenfalls vorhandenes Kobalt soll in
einem Bereich von 0-10 Gew.-% liegen.
[0016] Bei den erfindungsgemäß hergestellten Stählen bzw. Werkstücken haben die Metallkarbide
eine Größe von weniger als 6µm. Durch eine Erhöhung der Schmelzentemperatur bzw. der
Erstarrungsgeschwindigkeit im Zuge der Herstellung der Metallpulver kann eine weitere
Verringerung der Korngröße der Metallkarbide erreicht werden.
[0017] Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert.
Beispiel 1
[0018] Eine Schnellarbeitsstahllegierung der Zusammensetzung C = 1, 81 Gew._% , Si = o,3
Gew.-%, Mn = o,2 Gew.%, P = o,o2 Gew.-% , S = o,o2 Gew.-%, Cr = 4,3 Gew.-%, Mo = 3,7
Gew.-%, V = 1,5 Gew.-%, W = 6,1 Gew.-% und Nb = 6,3 Gew.-%, Rest Verunreinigungen
und Eisen ( Werkstückanalyse) wurde in einem Induktionsofen erschmolzen und zu einem
Vorblock gegossen. Der Vorblock wurde geschmolzen und die Schmelze um 300°C überhitzt
und im Stickstoffstrom verdüst.Das verdüste Pulver wurde in eine Kapsel aus Baustahl
St52 eingefüllt, gerüttelt, auf 10⁻³ Torr evakuiert und gasdicht verschweißt. Die
Pulverkonsolidierung wurde bei 1.150°C und einem Druck von 1.070 bar durchgeführt.
Nach Ausbildung eines Fräsers wurde eine Härtung bzw. Austenitisierung bei einer
Temperatur von 1.290°C durchgeführt, ohne daß eine Kornvergröberung oder Aufschmelzungen
an den Korngrenzen auftraten. Durch diese um etwa 50°C über der herkömmlichen Härtungstemperatur
liegende Austenitisierungstemperatur konnten höhere Gehalte an Karbiden bzw. Kohlenstoff
in der matrix gelöst werden und somit in den Auslaßvorgängen die Härte und Verschleißbeständigkeit
verbessert werden.
[0019] Die Härtemessung ergab 68,8 HRC. Im Zerspanungsversuch zeigten die erfindungsgemäß
hergestellten Fräser, verglichen mit Fräsern der Legierung S6-5-2-5, eine Leistungserhöhung
um etwa 3o bis 50 % bei der Zerspanung von St52 und von Vergütungsstahl vom Typ X38CrMoV51.
Beispiel 2
[0020] Es wurde ein Schnellarbeitsstahl der Zusammensetzung C= 2,49 Gew.-%, Si = 0,35 Gew.-%,
Mn = o,2o Gew.-%, P = o,o25 Gew.-%, S = o,oo5 Gew.-%, Cr = 4,7 Gew.-%, Mo = 4,o1 Gew.-%,
V = 2,3 Gew.-%, W = 1,82 Gew.-% und Niob = 9,89 Gew.-%, Rest Verunreinigungen und
Eisen erschmolzen und zu einem Block gegossen. Der Block wurde bei einer die Liquidustemperatur
um 35o°C übersteigenden Temperatur gasverdüst. Aus dem Pulver wurde in einem Sintervorgang
ein Schabrad gefertigt, wie es zur Feinbearbeitung von Zahnrädern in der Automobilindustrie
eingesetzt wird. Bei einer Austenitisierungstemperatur von 1.300°C erfolgte die Härtung,
die von einem zweifachen Anlassen bei 580°C gefolgt wurde. Nach dem zweifachen Anlassen
erfolgte eine Fertigbearbeitung des Schabrades durch Schleifen. Die Härtemessung im
Arbeitsbereich des Werkzeuges erbrachte einen Wert von 69,5 HRC.
[0021] Verglichen mit einem aus pulvermetallurgisch hergestellten Schnellarbeitsstahl S6-5-3-8
(ASP 30) konnte eine Leistungssteigerung um 40 bis 5o % bei der Herstellung von außenverzahnten
Kegelrädern erzielt werden.
1. Pulvermetallurgisch hergestellter Schnellarbeitsstahl für Verschleißteile, insbesondere
Werkzeuge, enthaltend C, Cr, V, W und/oder Mo, gegebenenfalls enthaltend Co und/oder
Mn und/oder Si und/oder Al und enthaltend Eisenbegleiter, z.B. P,S,O sowie Eisen
und Verunreinigungen als Rest, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl einen Nb-Gehalt
von 2 bis Gew.-%, vorzugsweise von 3 bis 10 Gew.-%, insbesondere von mehr als 4 bis
10 Gew.-%, und einen Vanadiumgehalt von 1 bis 4 Gew.-%, vorzugsweise 1,5 bis 2,5 Gew.-%,
aufweist, daß der Stahl 10 bis 30 Vol.-%, vorzugsweise 10 bis 22 Vol-%, Metallkarbide
enthält und daß die untere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
Cmin = 0,45 x(% Nb x 0,1) = ( % V. 0,20)
und die obere Grenze des C-Gehaltes durch die Formal
Cmax = 1,0 + ( % Nb x o,15) + ( % V x o,24)
gegeben ist.
2. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Verschleißteilen, insbesondere
Werkzeugen, aus Schnellarbeitsstählen enthaltend C, Cr, V, W und/oder Mo, gegebenenfalls
enthaltend Co und/oder Mn und/oder Si und/oder Al, und enthaltend Eisenbegleiter,
z.B. P, S, O sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest, wobei die Legierungsbestandteile
geschmolzen und die Schmelze zu Pulver verdüst, insbesondere gasverdüst, wird, worauf
das Pulver im Zuge einer Warmformgebung unter Temperatur-und gegebenenfalls Druckbeaufschlagung,
insbesondere in einem Sintervorgang, zu einem Formkörper geformt wird, welcher Körper
gegebenenfalls nach einem Glühen und/oder Warmschmieden einem Weichglühvorgang unterzogen
und durch spanende oder spanlose Bearbeitung zum Verschleißteil geformt wird, worauf
der Verschleißteil über seine Austenitisierungstemperatur erwärmt bzw. einer Schnellstahlhärtung
unterzogen wird, von welcher Temperatur der Verschleißteil abgekühlt, insbesondere
abgeschreckt, und zumindest zwei Anlaß-bzw. Sekundärhärtungsvorgängen unterzogen wird,
dadurch gekennzeichnet, daß eine Schnellarbeitsstahllegierung eingesetzt wird, die
einen Nb-Gehalt von 2 bis 15 Gew.-%, vorzugsweise von 3 bis 10 Gew.-%, insbesondere
von mehr als 4 bis 10 Gew.-% , und einen Vanadiumgehalt von 1 bis 4 Gew.-%, vorzugsweise
1,5 bis 2,5 Gew.-%, aufweist, wobei die untere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
Cmin = 0,45 + ( % Nb x 0,1) + (% V . 0,20)
und die obere Grenze des C-Gehaltes durch die Formal
Cmax = 1,0 + (% Nb x 0,15) + (% V x 0,24)
gegeben ist, daß die Schmelze der Legierungsbestandteile um 1oo bis 600°C, vorzugsweise
etwa 300°C, überhitzt wird, und daß die derart überhitzte Schmelze pulververdüst
wird.
3. Verfahr en nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Härtungs-bzw. Austenitisierungsvorgang
bei einer Temperatur erfolgt, die um 5o bis 100°C höher liegt als bei einem Schnellarbeitsstahl,
der niobfrei ist bzw. einen Niobgehalt von weniger als 2 bis 4 Gew.-% aufweist und
gleichen Karbidgehalt nach Durchführung des Weichglühens besitzt, und welche je nach
Zusammensetzung gemäß Oberbegriff zwischen 1.100 und 1.26o°C eingestellt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Weichglühtemperatur
auf 700 bis 85o°C, vorzugsweise etwa 800°C eingestellt wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Härtungs-bzw.
Austenitisierungstemperatur bis 1.35o°C, insbesondere bis zu 1.290°C , eingestellt
wird.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß beim Weichglühen
Gehalt von 1o bis 30 Vol.-%, vorzugsweise 10 bis 22 Vol.-%, an Metallkarbiden im Formkörper
eingestellt wird.
7. Pulvermetallurgisch hergestellter Verschleißteil, insbesondere Werkzeug, bestehend
aus einem Schnellarbeitsstahl enthaltend C, Cr, W, V und/oder Mo, gegebenenfalls
enthaltend Co und/oder Mn und/oder Si und/oder Al, und enthaltend Eisenbegleiter z.B.
P,S,O sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest , dadurch gekennzeichnet, daß der
Verschleißteil einen Nb-Gehalt von 2 bis 15 Gew.-%, vorzugsweise von 3 bis 10 Gew.-%,
insbesondere von mehr als 4 bis 10 Gew.-%, und einen Vanadiumgehalt von 1 bis 4 Gew.-%
, vorzugsweise 1,5 bis 2,5 Gew.-% aufweist, daß der Versschleißteil 10 bis 30 Vol.-%,
vorzugsweise 1o bis 22 Vol.-%, Metallkarbide enthält und daß die untere Grenze desC-Gehaltes
durch die Formel
Cmin =o,45 + (% Nb x 0,1) + ( % V. 0,20)
und die obere Grenze des C-Gehaltes durch die Formel
Cmax = 1,0 + ( % Nb x 0,15) + ( % V x 0,24)
gegeben ist.