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.
Process for the production of semi-finished or finished products with improved quality properties from ledeburitic tool steels, in particular from high-speed steels
The present invention is concerned with the production of semi-finished or finished products from ledeburitic tool steels. These steels can be heated to temperatures above 1150 C and below the melting temperature, which z. B. can be determined very precisely with the help of a high temperature microscope, brought into a phase area consisting of austenite and carbides, the austenite grains being surrounded by a ledeburitic carbide phase in the as-cast state.
Quenching from temperatures just below the melting point does not change the carbide phase, but the austenitic matrix is generally converted into a structure consisting of martensite and austenite.
Examples of steels to which the method according to the invention to be described can be used are given below.
Ledeburitic chrome steels:
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.
Ledeburitic high speed steels:
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
Ledeburitic chrome steels either contain only chrome as an alloying element (steel 1) or can be alloyed with other carbide-forming elements (steels 2 and 3), possibly also with cobalt in quantities below 5%. Steels 4 to 16 give an overview of the composition of the most important ledeburitic high-speed steels.
In the conventional production of blocks from these and other steels, the improvement of which is the aim of the invention, numerous errors arise, which make further processing more difficult and expensive, reduce the yield and impair the performance properties. Such defects are pores, cavities, gas bubbles, looseness, non-metallic inclusions as a result of the de-oxidation or as a result of the contact of the liquid steel with ceramic masses and the like.
Of particular interest for the properties of use and, above all, in the case of some high-speed steels, to a greater extent also for the behavior during hot forming, in addition to the defects mentioned in conventionally manufactured ingots, the segregation phenomena, a distinction being made between ingot segregation and crystal segregation. These segregation phenomena primarily also influence the arrangement and the shape of the carbide phase present in all cases in steels which are considered according to the invention, because the carbides are concentrated at those points where high concentrations of carbide-forming elements are present. Block segregations are differences in the concentration of accompanying and alloying elements of the steel between the block edge and the block center or between the block head and the block base.
These differences can be determined by conventional sampling for chemical analysis at different points on the block and by conventional chemical analyzes of these samples. Although the extent of the block segregation is generally lower compared to the extent of the crystal segregation, excessive carbide accumulations in the interior of the block can occur in an unfavorable distribution, which cause considerable difficulties in hot forming.
In the case of ledeburitic tool steels and high-speed steels, the crystal segregation mainly affects the behavior in use. These steels are only used in a state of high hardness, which is why the behavior during hardening and tempering, i.e. martensite formation during quenching and carbide precipitation and residual austenite decomposition during tempering treatments, are of great importance for the usage behavior. The type of sequence of these processes, which is essentially influenced by the crystal segregation, is decisive for the behavior of changes in mass during the hardening treatment, for the service life of the tools and for their toughness properties. For these reasons, it would be desirable to have tool steels that are as free from crystal segregation as possible in order to ensure the most uniform and direction-independent properties possible.
If crystal segregations are present, which are arranged in the form of lines after the hot forming, this state cannot be achieved in a sufficient manner.
The aim of the present invention is to provide a process for the production of these steels which are largely free of the defects mentioned and which are characterized by a state of extensive homogeneity, in particular with regard to the segregation phenomena, in order to facilitate the processability and improve the performance properties .
It is known that the usual remelting process. such as the vacuum arc process with self-consuming electrode, the electron beam melting process or the electroslag remelting process, in which the principle of the growing block is applied, lead to products that are accompanied by reduced proportions of undesired steel compared to conventionally manufactured blocks, characterized by lower proportions of non-metallic inclusions, by extensive freedom from pores, looseness and gas bubbles and, as a result of the application of the principle of the growing block, by the absence of block segregation.
The achievable extent of the reduction of these defects is different when using the remelting processes mentioned and also depends on the type of steel to be produced. Depending on the requirements made in this regard, the appropriate method will therefore have to be selected. When using the electroslag remelting process, the best results are achieved when working with alternating current rather than direct current and avoiding the occurrence of an electric arc.
By applying the principle of the growing block, according to which a pre-material produced in any way is continuously melted and the melt dripping into a water-cooled mold continuously solidifies in this, a cast block is obtained that is more suitable for further processing than conventionally produced blocks. The production of the raw material can, for. B. be done by continuous casting. Special quality requirements for this primary material, which would be comparable with those for common tool steels, can be dispensed with.
Another error of such blocks, which are free of block segregation, is crystal segregation for the reasons already mentioned. The determination of these segregations is only possible with the help of electron beam microanalysis and is best done by recording concentration profiles. For such recordings, samples can be moved mechanically past the electron beam at right angles to the direction of the dendrite axes and the changes in concentration of the element on whose characteristic line the spectrometer is set can be recorded with the recorder. Both the extent of the segregation, i.e. the highest and lowest concentration of the element to be recorded, and the distances between the respective segregation maxima occurring between the dendrites must be able to be determined from the recorder recording.
The value of the ratio of the maximum to the minimum concentration of an element is its degree of segregation.
With the steels that come into consideration according to the invention, it should be noted that, in the as-cast state, when quenching or cooling to room temperature from temperatures just below the melting point, they consist of a phase of ledeburitic carbides, which is the basic mass consisting essentially of martensite and austenite encloses. This network of ledeburitic carbides is distorted during hot forming by rolling or forging and mechanically torn and stretched if it is largely deformed. The consequence of such extensive deformations is the formation of carbide lines, which are coarser the coarser the carbide network was in the as-cast state. Conventionally manufactured blocks usually show a very fine carbide network in the edge zone, which becomes increasingly coarser in the direction towards the interior of the block.
When using the remelting process mentioned, however, blocks can be obtained which are characterized by a carbide network of practically the same size in the block edge and in the block center. The size of this network can be adjusted by special measures during solidification. These measures are also used in conventionally produced blocks, such as B. shaking or vaccination.
The determination of the crystal segregation in ledeburitic tool steels and in particular in high-speed steels can only be carried out in the martensitic-austenitic matrix and not in the phase of the ledeburite carbides. In this carbide phase, the carbide-forming elements, in particular tungsten and molybdenum, are very strongly enriched. When recording concentration profiles, this leads to clearly recognizable concentration maxima which cannot be influenced to a greater extent by deformation or by annealing. Such recordings are expediently made either in the as-cast state or after deformations which do not yet lead to a destruction of the carbide network, but only to a distortion of the same.
To determine the crystal segregation of the base mass, it is also useful to choose the state after quenching the sample from temperatures just below the melting temperature. If there are isolated, fine carbides with grain sizes below about 0.5 in the matrix, they do not change the shape of the concentration profiles so significantly that the required accuracy would be called into question when determining the degree of segregation. However, if coarse carbides are embedded in the base material, which lead to clearly recognizable concentration maxima, these must be disregarded when evaluating the recording.
For example, in a block produced by the electroslag remelting process corresponding to the composition of steel 4, after quenching a sample taken from the block at 12200 C in oil, a degree of segregation of the tungsten of 1.6 was found in the base mass of the same and at another point on the sample one of 2 found.
A breakdown of such crystal segregations by an annealing treatment below the melting temperature is possible in principle, but generally leads to undesirable carbide growth. To avoid this, the required annealing treatment has to be interrupted by a thorough hot forming, by means of which a distortion of the carbide network is achieved. In the case of very high degrees of segregation and steels with a low melting temperature, which make long-term annealing treatments at low temperatures necessary, the annealing treatment must even be interrupted several times by hot deformation to avoid carbide growth. For reasons of the required dimensions, it may be necessary to use combinations of upsetting and stretching.
In order to reduce the crystal segregation of the tungsten to a degree of segregation of less than 1.2, the block was initially annealed at 1220 "C for 10 hours according to the composition of steel 4, then subjected to triple deformation by forging and finally annealed again at 1220" C for 10 hours. Control measurements showed that after this treatment the degrees of segregation of the other alloy elements, i.e. those of chromium and vanadium, were below 1.2.
The use of such annealing treatments for conventionally manufactured blocks or the choice of annealing temperatures above the melting temperature cannot be recommended. The effect of the unavoidable defects in conventional cast blocks, such as pores, gas bubbles and the likewise unavoidable block segregation, cannot be eliminated by the recommended annealing and deformation treatment, which is why such treatments are not justifiable for economic reasons. Pores and gas bubbles are signs that in the immediate vicinity of these defects there are considerable accumulations of alloying elements and undesired precipitates.
Avoiding these errors is only possible by applying the principle of the growing block.
The choice of excessive annealing temperatures, i.e. above the melting temperature, in order to shorten the annealing times, is also to be rejected because crystal segregation occurs again when the molten phase solidifies. Annealing temperatures below 1150 C are uneconomical in all cases.
The control of the annealing treatments with the aid of electron beam microanalysis cannot be dispensed with because, on the one hand, excessively long annealing treatments must be avoided for economic and qualitative reasons and, on the other hand, inadequate annealing treatments that result in no or only insufficient degradation of the crystal segregation, are pointless.
In practice, however, it is sufficient to carry out such control measurements for one of the two elements tungsten or molybdenum or, in the absence of these elements, e.g. B. in the ledeburitic chrome steel according to the composition of the steel 1, to be limited to the chrome. In addition, because of the great uniformity with which the blocks are obtained when using the remelting process mentioned, it is sufficient in practice to define the required treatment for a steel composition and for a block format once. Occasional controls of the production are always recommended.
Following the last annealing treatment, in all cases of materials produced according to the invention, to improve the quality of the same, a hot forming is to be provided, which is to be carried out in the temperature range usual for the respective steel. The hot forming can take place in a manner known per se for the production of semifinished or finished products by forging or rolling, as well as by extrusion or drop forging to produce the desired semifinished or finished product.
The subject of the invention is therefore a method for the production of semi-finished or finished products with improved quality properties from iedeburitic tool steels, in particular from Scì> nellarbeitsstäh- len, and the invention consists in that from these steels a starting material suitable for a continuous remelting process is first produced, this in Continuously melted in a known manner and the melt solidified in a water-cooled mold according to the principle of the growing block, furthermore the cast block obtained in this way at temperatures between 1150 C and the respective melting temperature of the steels until this is achieved with the help of electron beam microanalysis ascertainable degree of segregation,
which is given by the ratio of the concentration maximum to the concentration minimum, one of the elements tungsten, molybdenum or chromium is annealed in the basic material which is as carbide-free as possible of less than 1.2 and the annealing treatment is interrupted at least once by hot forming, so that finally the material treated in this way or Part of the same is subjected to hot forming to produce the desired semi-finished or finished product.
In the case of ledeburitic tool steels alloyed exclusively with chrome, degrees of segregation of the chrome in the basic mass of less than 1.05 can be achieved with an economically justifiable amount of annealing and deformation treatments.
Such steels are characterized by excellent performance properties, in particular by a uniform carbide distribution, which, particularly in the case of these steels, can also be controlled in a known manner by hot forming in the longitudinal and transverse directions, by a uniform dimensional change behavior of the tools made from these steels during hardening and Tempering, due to the increased service life of these tools as a result of the homogeneity and improved toughness achieved.
In the case of high-speed steels, in addition to the improvement of the aforementioned properties, attention should also be drawn to the great uniformity of the cutting performance in cutting tools and the sometimes very considerable improvements in the yield in hot forming as a result of the measures recommended according to the invention.