Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften aus ledeburitischen Werkzeugstählen, insbesondere aus Schnellarbeitsstählen
Die vorliegende Erfindung befasst sich mit der Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten aus ledeburitischen Werkzeugstählen. Diese Stähle können durch Erwärmen auf Temperaturen oberhalb von 1150 C und unterhalb der Aufschmelztemperatur, die z. B. mit Hilfe eines Hochtemperaturmikroskopes in sehr exakter Weise festgestellt werden kann, in ein aus Austenit und Karbiden bestehendes Phasengebiet gebracht werden, wobei im Gusszustand die Austenitkörner von einer ledeburitischen Karbidphase umgeben sind.
Durch Abschrecken von Temperaturen knapp unterhalb des Aufschmelzpunktes wird die Karbidphase nicht verändert, die austenitische Grundmasse wird jedoch im allgemeinen in ein aus Martensit und Austenit bestehendes Gefüge umgewandelt.
Nachstehend werden Beispiele für Stähle angeführt, bei denen das noch zu beschreibende erfindungsgemässe Verfahren anwendbar ist.
Ledeburitische Chromstähle:
1. 2,1 % C, 0,3 % Si, 0,3 % Mn, 12 % Cr
2. 2,1 % C, 0,3 % Si, 0,3 % Mn, 12 % Cr, 0,7 % W
3. 1,65 % C, 0,3 % Si, 0,3 % Mn, 12 % Cr, 0,6 % Mo,
0,1 % V, 0,5 % W.
Ledeburitische Schnellarbeitsstähle:
4. 0,75 O/o C, 0,2 O/o Si 0,3 O/o Mn, 4,2 O/o Cr, 1 % V, 180/oW
5. 0,80 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 0,7 %
Mo, 1,6 % V, 18 % W, 4,75 % Co
6. 0,75 % C, 0,2 % Si, O,3 % Mn, 4,2 % Cr, 0,7 % Mo,
1,6 % V, 18 % W, 9,5 % Co
7. 1,25 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 0,8 %
Mo, 3,75 % V, 12 % W
8. 1,30 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 0,85 %
Mo, 3,75 % V, 12 % W, 4,75 % Co
9. 1,25 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 3,75 %
Mo, 3,75 % V, 10 % W, 10,5 % Co 10. 0,85 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 5,0 %
Mo, 1,85 % V, 6,5 % W
11. 1,2 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 5,0 % Mo,
3,25 % V, 6,5 % W
12. 0,85 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 5,0 %
Mo, 1,85 % V, 6,5 % W, 4,75 % Co
13.
0,95 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,2 % Cr, 2,65 %
Mo, 2,4 % V, 3,0 % W 14. 0,80 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,0 % Cr, 8,5 %
Mo, 1,2 % V, 1,75 % W 15. 0,95 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,0 % Cr, 8,5 %
Mo, 2,0 % V, 1,75 % W 16. 0,90 % C, 0,2 % Si, 0,3 % Mn, 4,0 % Cr, 8,5 %
Mo, 2,0 % V, 1,75 % W, 8,25 % Co
Die ledeburitischen Chromstähle enthalten entweder nur Chrom als Legierungselement (Stahl 1) oder können mit noch weiteren karbidbildenden Elementen (Stähle 2 und 3), gegebenenfalls auch mit Kobalt in Mengen unter 5 % legiert sein. Die Stähle 4 bis 16 geben einen Überblick über die Zusammensetzung der wichtigsten ledeburitischen Schnellarbeitsstähle.
Bei der konventionellen 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 Des oxydation oder als Folge der Berührung des flüssigen Stahles mit keramischen Massen und dergleichen mehr.
Von besonderem Interesse für die Gebrauchseigenschaften und vor allem bei manchen Schnellarbeitsstählen in erhöhtem Masse auch für das Verhalten bei der Warmformgebung sind neben den angeführten Fehlern konventionell hergestellter Blöcke die Seigerungserscheinungen, wobei zwischen Blockseigerungen und Kristallseigerungen zu unterscheiden ist. Diese Seigerungserscheinungen beeinflussen vor allem auch die Anordnung und die Form der in allen Fällen bei erfindungsgemäss in Betracht kommenden Stählen vorhandenen Karbidphase, weil die Karbide an jenen Stellen konzentriert sind, an denen hohe Konzentrationen an karbidbildenden Elementen vorliegen. Blockseigerungen sind Konzentrationsunterschiede von Begleit- und Legierungselementen des Stahles zwischen Blockrand und Blockmitte oder zwischen Blockkopf und Blockfuss.
Diese Unterschiede sind durch übliche Probenahme für die chemische Analyse an verschiedenen Stellen des Blockes und durch übliche chemische Untersuchungen dieser Proben ermittelbar. Obwohl das Ausmass der Blockseigerungen im Vergleich zum Ausmass der Kristallseigerungen im allgemeinen geringer ist, können durch die Blockseigerungen im Blockinneren übermässige Karbidanreicherungen in ungünstiger Verteilung auftreten, die erhebliche Schwierigkeiten bei der Warmformgebung verursachen.
Die Kristallseigerungen beeinflussen bei den ledeburitischen Werkzeugstählen und bei den Schnellarbeitsstählen vor allem das Gebrauchsverhalten. Diese Stähle kommen ausschliesslich im Zustand hoher Härte zur Verwendung, weshalb das Verhalten beim Härten und Anlassen, also die Martensitbildung beim Abschrecken und die Karbidausscheidung und Restaustenitzersetzung bei den Anlassbehandlungen, von grosser Bedeutung für das Gebrauchsverhalten sind. Die Art des Ablaufes dieser Vorgänge, die im wesentlichen von den Kristallseigerungen beeinflusst wird, ist massgebend für das Massänderungsverhalten bei der Härtungsbehandlung, für die Standzeit der Werkzeuge und für die Zähigkeitseigenschaften derselben. Aus diesen Gründen wären Werkzeugstähle erwünscht, die möglichst frei von Kristallseigerungen sind, um möglichst gleichmässige und richtungsunabhängige Eigenschaften zu gewährleisten.
Beim Vorliegen von Kristallseigerungen, die nach der Warmformgebung in Form von Zeilen angeordnet sind, ist aber dieser Zustand in ausreichender Weise nicht erreichbar.
Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung dieser Stähle anzugeben, die weitgehend frei von den angeführten Fehlern sind und die sich insbesondere im Hinblick auf die Seigerungserscheinungen durch einen Zustand weitgehender Homogenität auszeichnen, um hierdurch die Verarbeitbarkeit zu erleichtern und die Gebrauchseigenschaften zu verbessern.
Es ist bekannt, dass die üblichen Umschmelzverfahren. wie das Vakuum-Lichtbogenverfahren 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 Stahl begleitet, 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 Anwendung der angeführten Umschmelzverfahren verschieden und ausserdem auch von der herzustellenden Stahlsorte abhängig. Je nach den in dieser Hinsicht gestellten Anforderungen wird daher das zweckentsprechende 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.
Durch die Anwendung des Prinzips des wachsenden Blockes, gemäss welchem ein in beliebiger Weise hergestelltes Vormaterial kontinuierlich abgeschmolzen und die in eine wassergekühlte Kokille tropfende Schmelze in dieser kontinuierlich erstarrt, wird ein Gussblock erhalten, der sich zur Weiterverarbeitung besser eignet als konventionell hergestellte Blöcke. Die Herstellung des Vormaterials kann z. B. durch Stranggiessen erfolgen. Auf besondere Qualitätanforderungen an dieses Vormaterial, die mit jenen für übliche Werkzeugstähle vergleichbar wären, kann hierbei verzichtet werden.
Ein weiterer Fehler auch solcher blockseigerungsfreier Blöcke sind jedoch aus den bereits erwähnten Gründen die Kristallseigerungen. Die Ermittlung dieser Seigerungen 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 Elementes, auf dessen charakteristische 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 Dendriten auftretenden, jeweiligen Seigerungsmaxima voneinander er mitteibar sein.
Der Wert des Verhältnisses aus Konzentrationsmaximum zu Konzentrationsminimum eines Elementes ist dessen Seigerungsgrad.
Bei den Stählen, die gemäss der Erfindung in Betracht kommen, ist zu beachten, dass diese im Gusszustand beim Abschrecken oder Abkühlen auf Raumtemperatur von Temperaturen knapp unterhalb des Aufschmelzpunktes aus einer Phase von ledeburitischen Karbiden bestehen, welche die im wesentlichen aus Martensit und Austenit bestehende Grundmasse umschliesst. Dieses Netzwerk von ledeburitischen Karbiden wird bei der Warmformgebung durch Walzen oder Schmieden verzerrt und bei weitgehender Verformung mechanisch zerrissen und gestreckt. Die Folge solcher weitgehender Verformungen ist die Entstehung von Karbidzeilen, die um so gröber sind, je gröber das Karbidnetzwerk im Gusszustand war. Konventionell hergestellte Blöcke zeigen in der Randzone meist ein sehr feines Karbidnetzwerk, das in der Richtung zum Blockinneren in zunehmendem Masse gröber wird.
Bei Anwendung der erwähnten Umschmelzverfahren können jedoch Blöcke erhalten werden, die sich durch ein praktisch gleich grosses Karbidnetzwerk im Blockrand und in der Blockmitte auszeichnen. Die Grösse dieses Netzwerkes ist durch besondere Massnahmen bei der Erstarrung einstellbar. Diese Massnahmen finden auch bei konventionell herzustellenden Blöcken Verwendung, wie z. B. das Rütteln oder das Impfen.
Die Ermittlung der Kristallseigerungen in ledeburitischen Werkzeugstählen und insbesondere in Schnellarbeitsstählen kann nur in der martensitisch-austenitischen Grundmasse und nicht in der Phase der Ledeburitkarbide erfolgen. In dieser Karbidphase sind die kar bidbildenden Elemente, insbesondere das Wolfram und das Molybdän, sehr stark angereichert. Dies führt bei der Aufzeichnung von Konzentrationsprofilen zu deutlich erkennbaren Konzentrationsmaxima, die weder durch Verformungen noch durch Glühbehandlung in stärkerem Masse beeinflussbar sind. Zweckmässig erfolgen derartige Aufzeichnungen entweder im Gusszustand oder nach Verformungen, die noch nicht zu einer Zerstörung des Karbidnetzwerkes, sondern nur zu einer Verzerrung desselben führen.
Zur Ermittlung der Kristallseigerungen der Grundmasse ist es ausserdem zweckmässig, den Zustand nach dem Abschrecken der Probe aus Temperaturen knapp unterhalb der Aufschmelztemperatur zu wählen. Wenn in der Grundmasse vereinzelte, feine Karbide mit Korngrössen unter etwa 0,5 zum vorhanden sind, wird durch diese die Form der Konzentrationsprofile nicht so wesentlich ver ändert, dass hierdurch bei der Ermittlung des Seigerungsgrades die erforderliche Genauigkeit in Frage gestellt wäre. Sind jedoch grobe Karbide in der Grundmasse eingebettet, welche zu deutlich erkennbaren Konzentrationsmaxima führen, müssen diese bei der Auswertung der Aufnahme ausser Betracht bleiben.
Beispielsweise wurde in einem nach dem Elektroschlacken-Umschmelzverfahren hergestellten Block entsprechend der Zusammensetzung des Stahles 4 nach dem Abschrecken einer aus dem Block entnommenen Probe von 12200 C in Ö1 in der Grundmasse derselben ein Seigerungsgrad des Wolframs von 1,6 und an einer anderen Stelle der Probe ein solcher von 2 festgestellt.
Ein Abbau solcher Kristallseigerungen durch eine Glühbehandlung unterhalb der Aufschmelztemperatur ist zwar grundsätzlich möglich, führt jedoch im allgemeinen zu einem unerwünschten Karbidwachstum. Zur Vermeidung desselben muss die erforderliche Glühbehandlung durch eine durchgreifende Warmformgebung unterbrochen werden, durch welche eine Verzerrung des Karbidnetzwerkes erreicht wird. Bei sehr hohen Seigerungsgraden und bei Stählen mit niedriger Aufschmelztemperatur, die langzeitige Glühbehandlungen bei niedrigen Temperaturen notwendig machen, muss die Glühbehandlung zur Vermeidung des Karbidwachstums sogar mehrmals durch Warmverformungen unterbrochen werden. Aus Gründen der geforderten Abmessungen kann hierbei die Anwendung von Kombinationen aus Stauchen und Strecken notwendig sein.
Zum Abbau der Kristallseigerung des Wolframs auf einen Seigerungsgrad von unter 1,2 wurde der Block gemäss der Zusammensetzung des Stahles 4 zunächst 10 Stunden bei 1220"C geglüht, anschliessend durch Schmieden einer dreifachen Verformung unterzogen und schliesslich neuerlich 10 Stunden bei 1220"C geglüht. Kontrollmessungen ergaben, dass nach dieser Behandlung auch die Seigerungsgrade der übrigen Legierungselemente, also die des Chroms und des Vanadins, unter 1,2 lagen.
Die Anwendung solcher Glühbehandlungen bei konventionell hergestellten Blöcken oder die Wahl von Glühtemperaturen oberhalb der Aufschmelztemperatur kann nicht empfohlen werden. Die Wirkung der unvermeidbaren Fehler bei üblichen Gussblöcken, wie der Poren, Gasblasen und der ebenfalls unvermeidbaren Blockseigerungen, ist durch die empfohlene Glüh- und Verformungsbehandlung nicht zu beseitigen, weshalb solcheBehandlungen aus wirtschaftlichen Gründen nicht vertretbar sind. Poren und Gasblasen sind Anzeichen dafür, dass sich in der unmittelbaren Umgebung dieser Fehler erhebliche Anreicherungen an Legierungselementen und an unerwünschten Ausscheidungen befinden.
Die Vermeidung dieser Fehler ist nur durch die Anwendung des Prinzips des wachsenden Blockes möglich.
Die Wahl überhöhter, also oberhalb der Aufschmelztemperatur liegender Glühtemperaturen zur Verkürzung der Glühzeiten ist ebenfalls abzulehnen, weil bei der Erstarrung der aufgeschmolzenen Phase neuerlich Kristallseigerungen entstehen. Glühtemperaturen unterhalb von 1150 C sind in allen Fällen unwirtschaftlich.
Auf die Kontrolle der Glühbehandlungen mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse kann deshalb nicht verzichtet werden, weil einerseits übermässig lange Glühbehandlungen aus wirtschaftlichen und qualitativen Gründen unbedingt vermieden werden müssen und weil anderseits unzureichende Glühbehandlungen, die keinen oder einen nur ungenügenden Abbau der Kristallseigerungen zur Folge haben, sinnlos sind.
Für die Praxis ausreichend ist es jedoch, solche Kontrollmessungen auf eines der beiden Elemente Wolfram oder Molybdän oder bei Abwesenheit dieser Elemente, z. B. bei dem ledeburitischen Chromstahl entsprechend der Zusammensetzung des Stahles 1, auf das Chrom zu beschränken. Ausserdem ist es wegen der grossen Gleichmässigkeit, mit der die Blöcke bei Anwendung der erwähnten Umschmelzverfahren anfallen, für die Praxis ausreichend, die erforderliche Behandlung für eine Stahlzusammensetzung und für ein Blockformat einmal festzulegen. Gelegentliche Kontrollen der Erzeugung sind aber immer empfehlenswert.
Im Anschluss an die letzte Glühbehandlung ist.in allen Fällen bei erfindungsgemäss hergestellten Werkstoffen zur Verbesserung der Qualität derselben eine Warmformgebung vorzusehen, die in dem für den jeweiligen Stahl üblichen Temperaturbereich durchgeführt werden soll. Die Warmformgebung kann in an sich bekannter Weise zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten durch Schmieden oder Walzen sowie durch Strangpressen oder Gesenkschmieden zur Herstellung des gewünschten Halbzeuges oder Fertigproduktes erfolgen.
Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften aus iedeburitischen Werkzeugstählen, insbesondere aus Scì > nellarbeitsstäh- len, und die Erfindung besteht darin, dass aus diesen Stählen zunächst ein für ein kontinuierliches Umschmelzverfahren geeignetes Vormaterial herstellt, dieses in an sich bekannter Weise kontinuierlich abgeschmolzen und die Schmelze in einer wassergekühlten Kokille nach dem Prinzip des wachsenden Blockes zur Erstarrung gebracht, dass ferner der so erhaltene Gussblock bei Temperaturen zwischen 1150 C und der jeweiligen Aufschmelztemperatur der Stähle bis zur Erreichung des mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse feststellbaren Seigerungsgrades,
der durch das Verhältnis aus Konzentrationsmaximum zu Konzentrationsminimum gegeben ist, eines der Elemente Wolfram, Molybdän oder Chrom in der möglichst karbidfreien Grundmasse von weniger als 1,2 geglüht und die Glühbehandlung mindestens einmal durch eine Warmformgebung unterbrochen wird, dass schliesslich das so behandelte Material oder ein Teil desselben zur Herstellung des gewünschten Halbzeuges oder Fertigproduktes einer Warmformgebung unterzogen wird.
Bei ledeburitischen, ausschliesslich mit Chrom legierten Werkzeugstählen können Seigerungsgrade des Chroms in der Grundmasse von weniger als 1,05 mit einem wirtschaftlich durchaus vertretbaren Aufwand an Glüh- und Verformungsbehandlungen erreicht werden.
Solche Stähle zeichnen sich durch hervorragende Gebrauchseigenschaften aus, insbesondere durch eine gleichmässige Karbidverteilung, die besonders bei diesen Stählen durch eine Warmformgebung in Längs- und Querrichtung in an sich bekannter Weise zusätzlich steuerbar ist, durch ein gleichmässiges Massänderungsverhalten der aus diesen Stählen hergestellten Werkzeuge beim Härten und Anlassen, durch eine erhöhte Lebensdauer dieser Werkzeuge als Folge der erzielten Homogenität und der verbesserten Zähigkeit.
Bei Schnellarbeitsstählen wäre ausser der Verbesserung der vorerwähnten Eigenschaften noch zusätzlich auf die grosse Gleichmässigkeit der Schneidleistungen bei schneidenden Werkzeugen und auf die zum Teil sehr erheblichen Verbesserungen des Ausbringens bei der Warmformgebung als Folge der erfindungsgemäss empfohlenen Massnahmen hinzuweisen.