-
Wärmebehandlungsfähiger, härtbarer gesinterter Werkzeugstahl Die Erfindung
betrifft einen wärmebehandlungsfähigen, härtbaren gesinterten Werkzeugstahl aus
einem Karbidanteil in einer Stahlgrundmasse. Dieser erfindungsgemäße Werkzeugstahl
besteht aus 22 bis 90 Gewichtsprozent eines primären Karbides, und zwar einer
festen Lösung von Wolframkarbid, Molybdänkarbid oder Chromkarbid in Titankarbid
entsprechend der Sättigungsgrenze und zum Rest aus der Stahlgrundmasse, die in dispergierter
Form einen Überschuß an Wolfram-, Molybdän- oder Chromkarbid als sekundäres Karbid
enthält, wobei der Werkzeugstahl durch Sintern der festen Lösung des primären Karbides
in Gegenwart einer flüssigen Phase der die Stahlgrundmasse bildenden Bestandteile
hergestellt worden ist.
-
Vorzugsweise ist bei diesem Karbidwerkzeugstahl die feste Lösung des
primären Karbides eine gesättigte feste Lösung von Wolframkarbid in Titankarbid,
und das sekundäre Karbid, das in der Stahlgrundmasse dispergiert ist, enthält Wolfram.
-
Bei einer bevorzugten Durchführungsform beträgt die Menge der festen
Lösung des primären Karbides 25 bis 75 Gewichtsprozent der Werkzeugstahlmasse.
-
Soll ein Karbidwerkzeugstahl hergestellt werden, bei dem die Grundmasse
ein perlitisches Gefüge hat, so wird der Stahl über die Umwandlungstemperatur erhitzt
und langsam auf Zimmertemperatur abgekühlt. Wcnn jedoch ein Karbidwerkzeugstahl
gewünscht wird, bei dem die Grundmasse ein martensitisches Gefüge hat, so wird der
Stahl auf die Austenittemperatur erhitzt und darauf auf Zimmertemperatur abgeschreckt.
-
In der vorliegenden Beschreibung wird mit dem Ausdruck »primäres Karbid(4
dasjenige Karbid bezeichnet, das bei den in der Stahlerzeugung üblichen normalen
Hitzebehandlungen unangegriffen bleibt. Das »sekundäre Karbid« ist hingegen jenes
Karbid, das während einer normalen Hitzebehandlung von Werkzeugstahl bei zur Austenitbildung
ausreichender Temperatur im wesentlichen aufgelöst wird.
-
Der erfindungsgemäß hergestellte wärmebehandlungsfähige Karbidwerkzeugstahl
hat den Vorteil, daß er sekundäre Härtungseigenschaften hat, er hat bei erhöhten
Temperaturen bessere Eigenschaften als die bisher bekannten Stähle, z. B. verbesserten
Widerstand gegen Tempern, verbesserte Härten in der Hitze usw.
-
Hartmetallegierungen mit Karbidgehalt sind bekannt, aber diese haben
nicht die Eigenschaften wie der erfindungsgemäße Werkzeugstahl, welcher ein primäres
und ein sekundäres Karbid enthält, wie im folgenden noch näher klargelegt wird.
Soweit diese bekannten Hartmetallegierungen nicht Eisen oder Stahl als Grundmasse
haben, sind sie nicht auf die Art härtbar und vergütbar wie der erfindungsgemäße
Werkzeugstahl. Die Härtung findet in diesen Fällen durch Ausscheidungshärtung statt,
da die Legierung im wesentlichen nur Kobalt mit geringen Mengen von Chrom, Molybdän
und gegebenenfalls Eisen enthält.
-
Der erfindungsgemäße Werkzeugstahl wird in Form von Stangenmaterial
mit rundem, vierkantigem und anderem Querschnitt sowie in Form von Blöcken, Barren
u. dgl. erhalten, die zur Herstellung von Schneidwerkzeugen, Schlag- und Stauchmatrizen,
Ziehsteinen, Walzen, Preß- und Strangpreßmatrizen, Schmiedematrizen, Gesenkschmiedeformen
und im allgemeinen von verschleißfesten und bzw. oder warmfesten Elementen, Werkzeugen
oder Maschinenteilen dienen können.
-
In der britischen Patentschrift 778 268 ist ein Werkzeugstahl
mit hohem Kohlenstoffgehalt auf Titankarbidbasis beschrieben, bei dem die Menge
des verwendeten Titankarbides innerhalb eines Bereiches von 20 bis 90 Volumprozent
in Form eines primären Karbides liegt- Das Titankarbid ist gleichmäßig innerhalb
einer wärmebehandlungsfähigen stahlartigen Grundmasse verteilt, die entweder aus
Kohlenstoffstahl oder mittel- oder hochlegiertem Stahl besteht.
-
Dieser Werkzeugstahl wird durch gemeinsame Anwendung von Titan und
Kohlenstoff in gebundener
Form als Titankarbid als ein Legierungsbestandteil
erhalten, und zwar zusammen mit einer Stahlgrundmasse, die mit dem erwähnten Karbid
die gewünschte Zusammensetzung ergibt. Der zur Bildung der Grundmasse verwendete
Stahl enthält Eisen als Hauptlegierungselement, das in der Regel wenigstens
60 Gewichtsprozent der Stahlgrundmasse ausmacht. Die Menge des Titans kann
10 bis 70 Gewichtsprozent (20 bis 90 Volumprozent Titankarbid)
sein und Jiegt vorzugsweise zwischen 20 und 58 Gewichtsprozent Titan (40
bis 80 Volumprozent Titankarbid), während der Rest im wesentlichen aus der
Stahlgrundmasse besteht.
-
Gemäß dieser Patentschrift kann das Titankarbid teilweise, und zwar
vorzugsweise als eine feste Lösung durch bis zu 35 Gewichtsprozent Wolframkarbid,
bis zu 35 Gewichtsprozent Vanadinkarbid, bis zu 25 Gewichtsprozent
Zirkoniumkarbid, bis zu 10 Gewichtsprozent Niobkarbid, bis zu 10 Gewichtsprozent
Tantalkarbid u. dgl. ersetzt werden, wobei die Gesamtmenge dieser Karbide
50 Gewichtsprozent der vorhandenen Karbide nicht überschreiten soll.
-
Als bevorzugte bekannte Methode zur Herstellung der gewünschten Zusammensetzung
wird die Pulvermetallurgie angewendet, wobei pulverförmiges Titankarbid mit pulverförmigen
stahlbildenden Bestandteilen vermischt, durch Verpressen des Gemisches in einer
Form ein Rohling geformt und darauf der Rohling einem Sintern mit flüssiger Phase
unter nichtoxydierenden Bedingungen, z. B. in Vakuum, unterworfen wird. Die Methode
ist auch anwendbar auf in fester Lösung vorliegende Titankarbide, so z. B. ein aus
Wolframkarbid bestehendes primäres Karbid, das in Titankarbid gelöst ist, um eine
feste ,x-Lösung von Wolframkarbid in Titankarbid zu bilden, die ein flächenzentriertes
kubisches Gefüge aufweist.
-
Mehr komplexe Legierungen auf der Basis von festen Lösungen von Karbiden
in Titankarbid, z. B. WC in TiC, sind für manche Anwendungen in der Werkzeugindustrie
erwünscht, besonders da, wo Legierungen mit einer Grundmasse aus hochlegiertem Stahl
zur Herstellung von Zusammensetzungen angewendet werden, die eine verbesserte Widerstandsfähigkeit
gegenüber Tempern, verbesserte Hochtemperatureigenschaften, verbesserte Warmhärte
und geregelte Korngröße des primären Karbides aufweisen. Bei dei Bearbeitung solchei
komplexen Legierungssysteme wuiden von dem Erfinder gewisse Anomalien beim Verbinden
bestimmter Legierungszusammensetzungen beobachtet.
-
So wird z. B. bei der Herstellung eines wärmebehandlungsfähigen Stahles,
der im wesentlichen aus Titankarbid bestehende primäre Karbidkörner enthält, und
zwar beim Zusatz von Wolfram und Kohlenstoff zur Grundmasse mit dem Ziel, gewisse
Eigenschaften der die primären Karbidkörner umgebenden Grundmasse, wie die erhöhte
Widerstandsfähigkeit gegenüber Tempern, zu verbessern, die erwartete Verbesserung
nicht immer erreicht. Einerseits scheint die Grundmasse durch die legierenden Zusätze
von Elementen, wie Wolfram, nicht zur vollen Ausnutzung der Voiteile zu bringen
zu sein. Andererseits neigt die Phase des primären Titankarbides dazu, auf Kosten
des der Grundmasse zugesetzten Wolf rams zu wachsen, wodurch die Grundmasse die
volle Ausnutzung der Vorteile des zugesetzten Wolframs gleichfalls nicht zuläßt.
Erfindungsgemäß wurde festgestellt, daß in den Fällen, wo im wesentlichen das gesamte
primäie Karbid aus Titankarbid bestand oder aus einer ungesättigten festen Titankarbidiösung,
z. B. eines in fester Lösung vorliegenden Karbides, das 75 Gewichtsprozent
Titankarbid und 25 Gewichtsprozent Wolframkarbid enthielt, ein großer Teil
des zur Verbesserung der Grundmasse zugesetzten Wolfiams und Kohlenstoffs vom primäten
Karbid auf Kosten der Grundmasse absorbiert wird. Das Ausmaß, bis zu dem dieses
eintritt, scheintje nach Zusammensetzung des primären Karbids verschieden zu sein.
-
Erfindungsgemäß werden die eben erwähnten Schwierigkeiten dadurch
beseitigt, daß man von einer besonderen, als feste Lösung vorliegenden Karbidzusammensetzung
ausgeht und diese Zusammensetzung bei der Ermittlung der Zusätze des legierenden
Metalls, z. B. Wolfram, zur Grundmasse berücksichtigt.
-
Die Erfindung wird nunmehr an Hand der Zeichnungen näher erläuteri.
-
F i
g. 1 erläutert die Beziehungen zwischen Wolframkarbid und
Titankarbid hinsichtlich der festen Lösung; F i
g. 2 zeigt in tausendfacher
Vergrößerung das Schliff bild einer wärmebehandlungsfähigen Legierung gemäß der
Erfindung, die aus einer im wesentlichen gesättigten festen Lösung der primären
Karbidkörner des WC
- TiC in einer Grundmasse aus einem legierten Stahl besteht,
welche ein in Sphäroidform vorliegendes sekundäres Karbid hierin dispergiert enthält,
und F i
g. 3 ist ein Schliff bild wie in F i
g. 2 mit der
Ab-
weichung, daß die Grundmasse aus Martensit besteht. Aus dem Gleichgewichtsdiagramm
der festen Lösung zwischen TiC und WC in F i
g. 1 ist erkennbar, daß bei
1200'C Wolframkarbid in feste Lösung mit Titankarbid bis zu einem Gleichgewichtswert
geht, der, wie gemä
ß Kurve
»A « bestimmt werden kann, bei etwa
70 Gewichtsprozent liegt. Bei
2000'C zeigt die Kurve
»A« an,
daß die feste Lösung bei etwa
800/,
Wolframkarbid gesättigtist. Zwischen 1200und
1600'C
ist die Sättigung fast konstant bei etwa
70 0/, Wolframkarbid.
Bei
5001, Sättigung bei dem eben erwähnten Temperaturbereich würde die feste
Lösung etwa
35 %
Wolframkarbid enthalten. Wenn die vorstehend erwähnte feste
Lösung des primären Karbides, die
35 0/, Wolframkarbid enthält, als Ausgangsmaterial
bei der Bildung einer Stahllegierung verwendet werden würde, in welcher der Bestandteil
der Ausgangsgrundmasse ein Schnelldrehstahl mit
180/, Wolfram, 40/, Chrom,
1 % Vanadium, ungefähr
0,7 0/, Kohlenstoff, Rest Eisen ist, so könnte
eine vollkommene Ausnutzung des Vorteils der Zusammensetzung dieses Stahles im Hinblick
auf die Anwesenheit des in ungesättigter fester Lösung vorliegenden Karbides nicht
erfolgen, welches wegen seiner verhältnismäßig hohen freien Bildungsenergie selektiv
Wolframkarbid aus der Grundmasse entfernen würde, bis das primäre Karbid im wesentlichen
an Wolframkarbid gesättigt ist, vorausgesetzt, daß genug hiervon vorhanden ist,
um es zu sättigen. Auf diese Weise würde das ursprüngliche primäre Karbid auf Kosten
des in der Grundmasse vorhandenen Wolf rams und Kohlenstoffs wachsen und so die
Grundmasse an dem gewünschten Wolframgehalt verarmen. Unter solchen Bedingungen
könnte das primäre Karbid bis zu unerwünschten Korngrößen wachsen und die physikalischen
Eigenschaften der entstehenden Legierung nachteilig beeinflussen.
Um
die eben erwähnten Schwierigkeiten zu beseitigen, wird als Ausgangsmaterial eine
an WC zu mindestens
700/, gesättigte feste Lösung verwendet und vorzugsweise
eine feste Lösung von TiC-WC, die soweit wie möglich gesättigt ist. Es sei darauf
hingewiesen, daß die Gleichgewichtskurve M« in F i
g. 1
sich
je nach
der Zusammensetzung der Stahlgrundmasse, die mit den Kristallen des in fester Lösung
vorliegenden primären Karbides in Kontakt steht, leicht verschieben kann. Auf alle
Fälle können die gewünschten Ergebnisse jedoch, wie gefunden wurde, erhalten werden,
wenn von einem in fester Lösung vorliegenden primären Karbid des TiC ausgegangen
wird, das mit Bezug auf das Metallkarbid der Wolf ramgruppe zu wenigstens
700/, gesättigt ist. Zur Erläuterung der Arbeitsweise, die den Gegenstand
der Erfindung bildet, sei das folgende Beispiel angeführt: Eine Legierung, die sich
für Warmstauchgesenke eignet, weist die folgende Zusammensetzung auf:
| ,ut |
| 35 Gewichtsprozent WC ein#titrrt wesentlichen |
| 15 Gewichtsprozent TiC gesa ig efesteLösung |
| von TiC-WC, |
| 9 Gewichtsprozent W |
| 2,5 Gewichtsprozent Cr in der Grundmasse. |
| 0,4 Gewichtsprozent C |
| 38,1 Gewichtsprozent Fe |
| 100,0 Gewichtsprozent |
Zur Herstellung dieser Zusammensetzung werden
1000 g einer im wesentlichen
gesättigten festen Lösung von TiC-WC
(300/, TiC:
700/, WC) von einer
durchschnittlichen Korngröße von
3 Mikron mit
1000 g
der stahlbildenden
Bestandteile, die
18 0/, Wolfram,
5 0/0 Chrom,
0,8 0/0
Kohlenstoff, Rest Carbonyleisen enthalten mit einer durchschnittlichen Teilchengröße
von 20 Mikron, durch Vermahlen in einer Stahlmühle vermischt. Die gepulverten Bestandteile
enthalten
1 g
Paraffinwachs
je 100 g Gemisch. Das Vermahlen wird 40
Stunden lang durchgeführt, wobei die Mühle zur Hälfte mit Kugeln aus rostfreiem
Stahl gefüllt ist und Hexan als Mahlflüssigkeit benutzt wird. Nach Beendigung des
Mahlens wird das Material im Vakuum getrocknet. Das gemischte Produkt wird dann
zu einem Rohling von
12,7 cm Länge,
3,81 cm Breite und
1,27
cm Höhe verpreßt.
-
Der Rohling wird dann bei einer Temperatur von 1450'C eine halbe Stunde
lang unter einem Vakuum von 2 - 10-1 Torr oder weniger der Sinterung mit
flüssiger Phase unterworfen. Nach Beendigung des Sinterns wird der Rohling gekühlt
und dann vergütet durch zweistündiges Erhitzen auf 913'C und anschließendes
Kühlen bis auf 704'C mit einer Geschwindigkeit von 25 grd pro Stunde und
schließlich durch Ofenkühlung bis auf Zimmertemperatur, um ein Mikrogef üge zu erzeugen,
das aus dem in fester Lösung vorliegenden primären TiC-WC besteht, das gleichmäßig
innerhalb einer Stahlgrundmasse verteilt ist, die durch eine Dispersion von sekundärem
Karbid in Form von Sphäroidit gekennzeichnet ist (vgl. F i g. 2). Der vergütete
Rohling wird dann durch spanabhebende Bearbeitung in die gewünschte Form übergeführt
und bei einer Temperatur von etwa 1260'C durch Austenitbildung während einer
Zeit, z. B. 15 Minuten, die ausreicht, um die Grundmasse in Austenit überzuführen
und die sek-undären Karbide zu lösen, gehärtet. Der Rohling wird dann in
Öl abgeschreckt und weist danach eine Härte von 72 Rockwell
»C« auf.
-
Der in der beschriebenen Weise hergestellte Werkzeugstahl ist durch
ein Mikrogefüge charakterisiert, das zu annähernd 50 Gewichtsprozent aus
der ge-
sättigten festen Lösung des TiC-WC als primärem Karbid besteht, das
gleichmäßig innerhalb einer aus Martensit bestehenden Stahlgrundmasse verteilt ist
(vgl. F i g. 3).
-
Soll die feste Lösung des TiC-WC im Pulveransatz zu 800/, mit
Wolframkarbid gesättigt sein, so muß die Menge an Wolfram und Kohlenstoff, die der
Grundmasse zugesetzt wird, so groß sein, daß die Lösung des primären Karbides gesättigt
wird und außerdem eine genügende Menge für die Grundmasse zurückbleibt. Wird z.
B. eine Legierung gewünscht, die 50 Gewichtsprozent des in fester Lösung
vorliegenden primären Karbides TiC-WC, Rest die Grundmasse aus Stahl, enthält, und
ist die feste Lösung des Karbides, von der ausgegangen wird, zu 80 0/, gesättigt,
so kann die Sättigung von 800/" wie im folgenden näher erläutert wird, durch
Bestimmung der Menge Wolfram, die in die Grundmasse geht, um eine Stahlgrundmasse
mit einem Wolframgehalt von 180/0 und einem Chromgehalt von etwa 50/, zu
bilden, in Ansatz gebracht werden.
-
Das primäre Karbid besteht gemäß F i
g. 1 (unter der Voraussetzung,
daß die Kurve
»A« sich nicht wesentlich verschiebt) bei einer Sättigung von
80"/, aus 44"/, Titankarbid und 56"/, Wolframkarbid
(700/0 Wolframkarbid
entspricht der Sättigung). Nimmt man an, daß 2000
g der fertigen Legierung
hergestellt werden sollen, so belaufen sich die Mengen an Bestandteilen, die zur
Erzeugung einer Stahlgrundmasse, die
18 0/, Wolfram und zwischen 4 und
5 0/0
Chrom und ein gesättigtes primäres Karbid hierin verteilt enthält,
auf folgende Werte:
| Zu 800/, gesättigtes TiC-WC ..... 682 g |
| Stahlbildende Bestandteile ........ 1318 g |
| insgesamt 2000 g |
Die stahlbildenden Bestandteile enthalten Folgendes:
(A) 318 g W und
C zur Bildung von WC:
| 298,5 g W, |
| 19,5 g C, |
| insgesamt 318 g. |
(B)
1000 g stahlbildende Bestandteile:
| 180 g W, |
| 8,0 g C, |
| 50,0 g Cr, |
| 762,0 g Fe, |
| insgesamt 1000,0 g. |
Ungefähr
318 g Wolfram und Kohlenstoff, wie oben unter
(A) ausgeführt,
werden sich mit annähernd
682 g der festen Lösung des TiC-WC verbinden, um
1000 g der gesättigten primären TiC -WC
- Karbidkörner zu bilden,
während die restlichen
1000 g der stahlbildenden Bestandteile die Grundmasse
bilden, die die sekundären Karbide enthält, welche Wolfram und Kohlenstoff aus der
Grundmasse enthalten.
-
Die gepulverten Bestandteile werden, wie im vorangehenden Beispiel
beschrieben, durch Vermahlen
in der Kugelmühle miteinander vermischt,
und das gemischte Produkt wird dann zu einem Rohling der gewünschten Ausmaße und
Formen verpreßt. Der Rohling wird bei einer Temperatur von 1450'C eine halbe Stunde
lang unter einem Vakuum von 2 - 10-Torr oder weniger der Sinterung mit flüssiger
Phase unterworfen, danach wird der Rohling ähnlich wie vorher beschrieben behandelt,
um entweder ein vergütetes oder gehärtetes Gefüge zu ergeben.
-
Ähnliche Arbeitsweisen werden bei der Erzeugung von wärmebehandlungsfähigen
stahlartigen Legierungen angewendet, die primäre Karbide auf der Basis von in gesättigter
fester Lösung vorliegenden Karbiden, d. h. Titankarbid-Chromkarbid oder Titankarbid-Molybdänkarbid,
enthalten. Bei der Herstellung solcher Legierungen empfiehlt es sich, von dem in
gesättigter fester Lösung vorliegenden Karbid auszugehen, obwohl man auch, wie weiter
oben ausgeführt wurde, von in fester Lösung vorliegenden Karbiden ausgehen kann,
die zu wenigstens 700/,
gesättigt sind, und hieraus die zur Herstellung der
Zusammensetzung erforderlichen Bestandteile errechnen kann.
-
Bei der Herstellung von gesinterten Zusammensetzungen gemäß der vorliegenden
Erfindung wird das pulverförmige Gemisch zunächst in die gewünschte Form übergeführt.
So kann das Gemisch z. B. durch einen Druck, der ausreicht, um eine Dichte von wenigstens
50 0/, der wahren Dichte zu erzielen, in kompakte Form gebracht werden. Derartige
Drücke liegen im Bereich von 1,5 bis 11,6 t/cm2, vorzugsweise von
2,3 bis 7,7 t/cml.
-
Die gepreßte kompakte Masse wird dann bei einer Temperatur, die vorzugsweise
oberhalb des Schmelzpunktes der Grundmasse liegt, d. h. mit flüssiger Phase
gesintert, in der Regel bei einer Temperatur zwischen 1300 und 1575'C unter
nichtoxydierenden Bedingungen, vorzugsweise im Vakuum. Ein solches Vakuum soll Unterdrücke
umfassen, welche 3 - 10-1
Torr nicht überschreiten. Die Sinterdauer soll so
ausreichend bemessen werden, daß eine im wesentlichen vollständige Verdichtung eintritt;
sie kann von etwa 1 Minute bis zu 6 Stunden betragen, wobei um so
kürzere Zeiten eingehalten werden können, je höher die Temperatur ist.
-
Nach Beendigung des Sinterns wird die gesinterte kompakte Masse durch
Ofenkühlung auf Raumtemperatur abgekühlt.
-
Zur Erzeugung des vergüteten Gefüges wird die gesinterte Legierung
eine halbe Stunde bis 4 Stunden auf eine Temperatur von 650 bis 975'C erhitzt
und dann auf unterhalb 600'C mit einer Geschwindigkeit von 10 grd
pro Stunde abgekühlt und schließlich durch Ofenkühlung weitergekühlt.
-
Zur Erzeugung des gehärteten Gefüges wird die Legierung nach dem Sintern
auf die zur Austenitbildung erforderlichen Temperaturbereiche von 870
bis
1315'C erhitzt, und zwar so lange, bis im wesentlichen Umwandlung zu Austenit
eingetreten ist, z. B. etwa 1 Minute bis zu 3 Stunden, und darauf
je nach Zusammensetzung der Legierung an der Luft, in Öl
oder in Wasser
abgeschreckt, um eine Grundmasse mit martensitischem Gefüge zu erzeugen.
-
Als Beispiele von Stählen, die verwendet werden können, seien die
niedrig-, mittel- und hochlegierten Stähle genannt, derartige Stähle können bestehen
aus 0,80/, Chrom, 0,20/, Molybdän, 0,300/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen
Eisen; 50/, Chrom, 1,4"/, Molybdän, 1,40/, Wolfram, 0,450/, Vanadin, 0,35"/,
Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen; 80/, Molybdän, 40/, Chrom, 20/,
Vanadin, 0,850/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen; 180/, Wolfram,
40/0 Chrom, 10/, Vanadin, 0,750/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen
Eisen; 200/, Wolfram, 120/, Kobalt, 20/, Chrom, 20/, Vanadin, 0,800/, Kohlenstoff,
Rest im wesentlichen Eisen; und ganz allgemein kommen andere Stahlsorten in Frage,
welche kristallographisch bei gewöhnlicher Temperatur durch ein raumzentriertes
kubisches Gefüge charakterisiert sind und die bei erhöhter Temperatur unterhalb
des Schmelzpunktes des Stahles ein flächenzentriertes kubisches Gefüge haben.