DE1608321A1 - Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitaetseigenschaften aus ledeburitischen Werkzeugstaehlen,insbesondere aus Schnellarbeitsstaehlen - Google Patents

Description

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Gebr. BÖhler & Go. Aktiengesellschaft in Wien

Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften aus ledeburitischen Werkzeugstählen, insbesondere aus Sehnellärbeitsstählen

Die vorliegende Erfindung befaßt sich mit der Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten aus ledeburitischen Werkzeugstählen, Diese Stähle können durch Erwärmen auf Termperaturen oberhalb von 1150⁰C 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 Gußisustand die Austenitkörner von einer ledeburitischen Karbidphase umgeben sind. Durch AbschreckenJ 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, o,3 # Si, o,3 # Mn, 1 2 # Cr

2) 2,1 $ C, 0,3 1° Si, 0,3 $ Mn, 12 # Cr, 0,7 # W

3) 1 »65 ¹Zo-O, 0,3 1° Si, 0,3 1° Mn, 12 # Cr, 0,6 $ Mo, 0,1 °ß> V, 0,5 $ W' , ■- \

Schnellarbeitsstähle; .

4) 0,75 °/o C, 0,2 i Si, 0,3 1* Mn, 4,2 ^ Cr, 1 ^V, 18 ^ W

5) 0,80 ^c/o C, 0,2 $> Si, 0,3 i Mn, 4,2 % Or, 0,7 $> Mo, 1,6 ^V, 18 ^w, 4,75 1> Co

6) 0,75 Io C, 0,2 Ji-St₁ 0,3 ^ Mn, 4,2 ?δ Cr, 0,7 ^ Mo, 1,6 9g V,

18 io W-, 9,5 # Co ." · .;.

7) 1,25 ^C,;-.0_ta Si-Si₁ 0,3 $ Mn, 4,2 ?έ Cr, 0,8 ^ Mo, 3,75 # V, " ■ ;.;

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8) 1,30 # C, 0,2 $> Si, 0,3 * Mn, 4,2 $ Cr, 0,85 $ Mo, 3,75 # V, 12 i» W, 4,75 J6 Co

9) 1,25 Ji 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 56 C, 0,2 $ Si, .0,3 # Mn, 4,2 # Or, 5,0 # Mo, 3,25 # V, 6,5 * W

12) o,85 $ C, 0,2 # Si, 0,3 /» Mn, 4,2 ?δ Cr, 5,0 96 Mo, 1,85 # V, 6_r5 ?6 W, 4,75 ?έ Co ;

13) o,95 % C, 0,2 i> Si, 0,3 96 Mn, 4,2 $ Cr, 2,65 # Mo, 2,4 ?δ V, 3,0 # W

14) o,80 $ C, Oi-2 ?δ Si, 0,3 ?ί Mn, 4,0 # Cr, 8,5 3ί Mo, 1,2 $> V, t,75 5ίΙ

15) 0,95 # 0, 0,2 $ Si, 0,3 ?δ Mn, 4,0 i> Cr, 8,5 i> Mo, 2,0 ^ V, 1,75 * W '■■·■ ·

16)' 0,90 5έ C, 0,2 # Si, 0,3 9δ Mn, 4,0 96 Cr, 8,5 ?6 Mo, 2,0 # V, 1,75 ?S W, 8,25 # Co . ° .

Die ledeburitisehen 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 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 Desoxydation oder als Folge der Berührung des flüssigen Stahles mit keramische» Massen und dergleichen mehr.

Von besonderem Interesse für die Gebrauchseigenschaften und vor allem bei maaohen SchneilarbeitBstählen in erhöhtem Maße

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audh für das Verhalten bei der Warmformgebung sind nebenden angeführten Fehlern konventionell hergestellter Blöcke die SeI-gerungserscheinungen, 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 Biockrand 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 Karbid^anreicherungen in ungünstiger Verteilung auftreten,r die erhebliche Schwierigkeiten bei der Warmformgebung verursachen.

Die Kristallseigerungen beeinflussen bei den ledebutitischen Werkzeugstählen und bei den Sehnellarbeitsstählen vor allem das Gebi*auchs verhalt en* 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 AnlaSbehandlungen, 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 Härtuhgsbehandlung, 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 riehtungsunabhängige Eigenschaften zu gewährleisten. Beim Vorliegen von Kristallseigerungen, die nach der Warmformgebung in Form von Zeilen angeordnet sind, ist aber dieser Zustand in ausreichender V/eise nicht erreichbar.

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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 7erarbeitbarkeit zu erleichtern und ' die Gebrauchseigenschaften zu verbessern. · '

Es ist bekannt, daß die üblichen umschmelzverfahren, wie das Vakuum-Iichtbogenverfahren 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 Stahlbegleitern, durch geringere Anteile an nichtmetallischen Einschlüssen, durch weitgehende Freiheit von Poren, lockerstellmn und G-asblasen 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 P_rinzips 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 G-ußblock erhalten, der sich zur Weiterverarbeitung besser eignet als konventionell hergestellte Blöcke. Die Herstellung des Vormaterials kann z.B. durch Stranggießen, erfolgen. Auf besondere Qualitätsanforderungen an dieses Vormaterial, die mit jenen für übliche Werkzeugstähle vergleichbar wären, kann hierbei verzichtet werden.

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Ein weiterer Dehler auch solcher blockseigerungsfreier Blöcke sind Jedoch aus. den bereits erwähnten Gründen die K_ristall-. seigerungen. Die Ermittlung dieser Seigerungen ist nur mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse möglich und erfolgt ap. besten durch Aufnähme von Konzentrationsprofilen. ]?ür 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 ermittelbar sein. Der Wert des Verhältnisses aus Konez&tttrationsmaximum 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 Räumtermperatur 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 Hetzwerk von ledeburitischen Karbiden wird bei der Warmformgebung durch Y/alzen oder Schmieden verzerrt und feei weitgehender Verformung mechanisch zerrissen und gestreckte Die Folge solcher weitgehender Verformungen ist die Entstehung von Karbidzeilen, die umso gröber sind, je gröber das Karbidnetzwerk im Gußzustand war. Konventionell hergestellte Blocke zeigen in der Randzone meist ein senr 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 Bloqkrand und in der Blockmitte auszeichnen* Die Größe dieses Netzwerkes ist durch besondere Maßnahmen bei der Erstarrung eineteilbar· Diese Maßnahmen finden auch bei konventionell herzustellenden Blöcken Verwendung, wie z.B. das Rütteln oder das Impfen«.

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Die Ermittlung der Kristallseigerungen in lecleburitischen Werkzeugstählen und insbesondere in Sehnellarbeitsstählen kanri nur in der martensitisch-austenitischen Grundmasse und nicht in der Phase der Ledeburitkarbide erfolgen. In dieser Karbidphase sind die karbidbildenden Elemente, insb2sondere das Wolfram und das Molybdän sehr stark angereichert. Dies-führt bei der Aufzeichnung von Konzentrationsprofilen zu deutlich erkennbaren Konzentrationsmaxima, die weöer durch Verformungen noch durch Glühbehandlung in stärkerem Maße beeinflußbar sind. Zweck- ■ mäßig 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 G-rundmasse ist es außerdem zweckmäßig, den Zustand nach dem Abschrecken der P_robe aus Temperaturen knapp unterhalb der Aufschmelztemperatur zu wählen. Wenn in der Grundmasse vereinzelte, feine Karbide mit Korngrößen unter etwa 0,5 /um vorhanden sind, wird durch diese die Form der Konzentrationsprofile nicht so wesentlich verändert, 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 Elektroschlaeken-Umschmelzverfahren hergestellten Block entsprechend der Zusammensetzung des Stahles 4 nach dem Abschrecken einer aus dem Block entnommenden P_robe von 1220⁰C in Öl 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 G-lühbehandlung unterhalb der Auf Schmelztemperatur ist zwar grundsätzlich möglich, führt jedoch im allgemeinen zu einem unerwünschten Karbidwachstum. Zur Vermeidung desselben muß die erforderliche Glübbehandlung durch eine durchgreifende Warmioim* . gebung unterbrochen werden, durch welche eine Verzerrung des

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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 Karbidwaehstums sogar mehrmals' durch YTarmverf ormungen unterbrochen werdön. 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 1220⁰G geglüht, anschließend durch Schmieden einer dreifachen Verformung unterzogen und schließlieh neuerlich 1Θ Stunden bei 1220°C geglüht. Kontrollmessungen ergaben, daß nach dieser Behandlung auch die Seigerungsgrade der übrigen L_egierungselemente, also die des Chroms und des Vanadins, unter 1,2 lagen.

Die Anwendung solcher Glühbehandlungen bei konventionell hergestellten Blöcken oder die Wahl von Glühtemperaturen ober- * halb 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 solche Behandlungen aus wirtschaftlichen Gründen nicht vertretbar'sind. Poren und Gasblasen sind Anzeichen dafür, daß sieh in der unmittelbaren Umgebung dieser Fehler erhebliche Anreicherungen an Iiegierungselementen und an unerwünschten Ausscheidungen befinden. Die Vermeidung dieser Fehler ist nur durch die Anwendung des Prinzips, deB wachsenden Blockes möglich* Die Wahl überhöhter, also ober- ■ halb der Aufschmelztemperatur liegender Glühtempera-buren zur Verkürzung der Glühzeiten ist ebenfalls abzulehnen, weil.bei der Erstarrung der aufgeschmolzenen Phase neuerlich Kristallseigerungen entstehen, Glühtemperaturen unterhalb von 115O⁰C sind in allen Fällen unwirtschaftlich, '

Auf die Kontrolle der Glühbehandlungen mit Hilfe der Elektronenstrahl-I.likroanalyse kann deshalb nicht verzichtet

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werden, weil^einerseits übermäßig lange Glühbehahdlungen 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 \»erkzeugstählen, insbesondere aus Schnellarbeitsstählenj und die Erfindung besteht darin, daß aus diesen Stählen zunächst ein für ein kontinuierliches Timschmelzverfahren geeignetes Vormaterial hergestellt, 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 115O⁰C und der jeweiligen Aufschmelztemperatur der Stähle bis zur Erreichung des

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rait Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse feststellbaren Seigerungsgrades eines derElemente Wolfram, Molybdän oder Chrom in der möglichst karbidfreien Gr"undmas.se von weniger als 1,2 geglüht und die Glühbehandlung mindestens einmal durch eine Warmformgebung unterbrochen wird, daß schließlich das so behandelte Materialoder Teile desselben nach erfolgtem Abbau der ICristallseigerungen im angegebenen Ausmaß zur Herstellung des gewünschten Halbzeuges oder Fertigproduktes einer Warmformgebung unterzogen werdän.

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 v/armformgebung 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 sehneidenden Werkzeugen und auf die zum Teil sehr erheblichen Verbesserungen des Ausbringens bei der Warmformgebung als !?olge der erfindungsgemäß empfohlenen Maßnahme hinzuweisen.

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Claims (2)

1 ) Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften aus ledeburitischen Werkzeugstählen, insbesondere aus Schnellarbeitsstählen, dadurch gekennze ichne t, daß aus diesen Stählen zunächst ein für ein kontinuierliches Umschmelzverfahren geeignetes Vormaterial hergestellt, 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 1150⁰O und der jeweiligen Aufschmelztemperatur der Stähle bis zur Erreichung eines mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse feststellbaren Seigerungsgrades 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 und daß schließlich das so erhaltene Material oder Teile desselben nach erfolgtem Abbau der Kristallseigerungen im angegebenen Ausmaße zur Herstellung des gewünschten Halbzeuges oder Fertigproduktes einer Warmformgebung unterzogen werden.

2) Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften aus ledeburitischen, ausschließlich mit Chrom legierten Werkzeugstählen, dadurch gekennzeichnet , -daß der mit Hilfe eines Umschmelzverfahrens erhaltene Gußblock bei Temperaturen zwischen 1150⁰C und der Aufschmelztemperatur bis zur Erreichung eines Seigerungsgrades des Chroms in der möglichst karbidfreien Grundmasse von weniger als 1,05 geglüht und die Glühbehandlung mindestens einmal durch eine Warmformgebung unterbrochen wird.

Gebr. Bö hler & Co.

.Aktiengesellschaft ' Patentbüro '

UUi

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