DE2555679A1

DE2555679A1 - Schneidwerkzeuge und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE2555679A1
Application number: DE19752555679
Authority: DE
Inventors: Per Ingvar Hellmann; Bo Gunnar Klang
Original assignee: Stora Kopparbergs Bergslags AB
Current assignee: Stora Enso Oyj
Priority date: 1974-12-18
Filing date: 1975-12-11
Publication date: 1976-07-01
Also published as: AT359102B; JPS5815529B2; JPS5188417A; SE401689B; GB1523926A; FR2295132A1; ATA959675A; SE7415958L; FR2295132B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft Schneidwerkzeuge für eine in der Technik bekannte Verwendung, jedoch mit einer bestimmten definierten metallurgischen Zusammensetzung und Struktur, und spezieller betrifft die Erfindung auch ein Verfahren zur Herstellung von Werkzeugen mit einer solchen Zusammensetzung und Struktur.

Die oben erwähnten Werkzeuge sind primär für eine maschinelle Behandlung besonders harter Materialien bestimmt, die schwierig

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maschinell zu behandeln sind, wie Legierungen auf Titan- und Nickelgrundlage, sogenannte Superlegierungen. Maschinelle Bearbeitung solcher Materialien erfordert besonders große Härte in der Hitze und Zähigkeit der Werkzeuge.

Das allgemeine Erfordernis an ein Material für Schneidwerkzeuge ist jenes, daß das Material ausreichende Härte und Zähigkeit und auch gelegentlich Heißhärte besitzt. Heißhärte wird beispielsweise durch den Vickers-H 5-Test gemessen. Härte bei Raumtemperatur (20° C) wird beispielsweise in einem. Rockwell-C-Test gemessen. Die Zähigkeit wird durch vergleichende Abdrehtests ermittelt, in denen die Menge der Schnitzel von der Kante des Werkzeuges geprüft wird. Hexßbearbeitbarkeit wird durch vergleichende Schmiedetests in einer Hammermühle ermittelt. Die Schleifbarkeit wird durch Bestimmung des Abnutzungszustandes des Schleifrades beim. Schleifen unterschiedlicher Stahlqualitäten unter den gleichen Bedingungen bestimmt. Vorzugsweise sollte das Material durch eine geeignete Hitzebehandlung so weit erweicht werden, daß das erwünschte Werkzeug mit den erwünschten Maßnahmen ohne Schwierigkeiten hergestellt werden kann, wobei die Hitzebehandlung des fertigen Werkzeuges dann in der Weise durchgeführt wird, daß sie dem Werkzeug die erwünschten Endeigenschaften verleiht. Die Endhitzebehandlung sollte derart durchgeführt werden, daß keine Verwerfungen oder andere Dimensionsveränderungen des Werkzeuges auftreten.

Es ist bereits bekannt, daß bestimmte Stahllegierungen mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt, aber hohen Gehalten an Co, W und Mo einen hohen Härtegrad durch Ausfällungshärtung verliehen bekommen können und außerdem die Härte bis zu höheEeQ— Temperaturen

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behalten als herkömmliche Stähle für hohe Laufgeschwindigkeiten. Beim Versuch einer Verwendung dieser Stähle für die Herstellung von Schneidwerkzeugen fand man jedoch, daß gewöhnliche Barren dieser Stähle brüchig und nicht in der Hitze verarbeitbar werden. Um den Werkzeugen aus solchen Stählen eine ausreichende Zähigkeit zu verleihen, war es erforderlich, die Legierungsgehalte zu vermindern und die Stähle so stark zu tempern, daß die Maximalhärte der Stähle nicht erreicht oder ausgenutzt werden konnte.

Die vorliegende Erfindung betrifft nun Werkzeuge mit einer solchen Zusammensetzung und Struktur, daß sie eine ausreichende Zähigkeit trotz hoher Heißhärte besitzen. Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung solcher Werkzeuge. Ein Werkzeug nach der Erfindung enthält

Co . 25 bis 33 Gewichts-%

W O bis 30 Gewichts-%

Mo O bis 20 Gewichts-%

C O bis 0,20 Gewichts-%

B 0 bis 0,01 Gewichts-%

Zr 0 bis 0,03 Gewichts-%

Si 0 bis 1,0 Gewichts-%

Mn 0 bis 0,4 Gewichts-%

Cr 0 bis 0,4 Gewichts-%

Ni 0 bis 0,4 Gewichts-%

sowie Fe mit einem Gehalt normaler Verunreinigungen und W + 2Mo

entsprechend 20 bis 40 Gewichts-%.

Ein Atom W kann gegen ein Atom Mo ausgetauscht werden, und da das Atomgewicht von Mo gerade doppelt so groß wie das Atomge-

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wicht von W ist, ist der prozentuale Gewichtswert von Mo zweimal so groß wie der prozentuale Gewichtswert für W.

Strukturell besteht das Werkzeug aus einem Martensitgrundmaterial mit einer Korngröße von 5 bis 70 ,um, mit einem Gehalt von 5 bis 15 Volumen-% einer intrakristallinen, sehr homogen verteilten fein dispersen «0,1 ,um) Phase, die aus einer intermetallischen Verbindung von Fe, Co, W (ein Atom W kann auch durch ein Atom Mo ausgetauscht sein) besteht, und zwischen den Körnern des Grundmaterials aus 20 bis 30 Volumen-% einer primär ausgefällten Phase, die in der Hauptsache aus der gleichen intermetallischen Verbindung, wie sie oben definiert wurde, jedoch mit einer vorherrschenden Korngröße von 1 bis 2,um besteht. Die Korngrößen werden durch direkte Messung der beobachteten Körner in einem Mikroskop bestimmt.

Nach der vorliegenden Erfindung wird das Werkzeug in der Weise hergestellt, daß man eine Stahlschmelze der angegebenen Zusammensetzung fein zerteilt und die Schmelze zu einem feinen Pulver abkühlt. Dieses Pulver wird heiß zu einem Barren verdichtet oder zusammengedrückt, und der Barren wird heiß zu einem Rohling verarbeitet, den man langsam abkühlen läßt, wie eingewickelt in Vermiculit, und gegebenenfalls weichglüht, wie 10 bis 15 Stunden bei 875 bis 910° C. Der Rohling wird dann durch maschinelle Bearbeitung zu Werkzeugen verformt, und die Werkzeuge werden durch Erhitzen auf die austenitbildende Temperatur, wie 1200 bis 1350° C, einem Lösungsglühen unterzogen, abgeschreckt und 2 bis 5 Stunden wenigstens einmal bei 550 bis 700 C getempert.

Die Wolframgehalte (und gegebenenfalls Molybdängehalte, siehe oben) in dem Stahl sind so hoch, daß sich eine intermetallische

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Verbindung von Fe, Co, W und Mo in einer frühen Stufe des Verfahrens bildet, wobei diese Verbindung nur teilweise bei dem Lösungsglühen gelöst wird. Dies hält das Kornwachstum an und fördert die Zähigkeit und Abnutzungsbeständigkeit des Stahles. Der Kohlenstoffgehalt sollte so niedrig wie möglich gehalten werden, doch kann man ihn auf bis zu 0,20 Gewichts-% ansteigen lassen, da der größere Teil des Kohlenstoffes als Carbide gebunden ist, die nur zu einem kleineren Teil bei dem Lösungsglühen gelöst werden, so daß man sie hauptsächlich als eine primär ausgefällte Phase in dem Grundmaterial dispergiert findet. Mn, Cr und Ni erniedrigt die Temperatur für die Umwandlung von Ferrit in Austenit, welche die Heißhärte erniedrigt und daher so gering wie möglich gehalten werden sollte. Jedes dieser Elemente sollte 0,4 Gewichts-% nicht überschreiten. B und Zr in kleinen Mengen haben eine günstige Wirkung auf die Duktilität des Stahles und können zweckmäßig in Mengen von 0,005 bis 0,01 Gewichts-% B oder 0,005 bis 0,03 Gewichts-% Zr zugesetzt werden. B und Zr können gleichzeitig vorhanden sein, doch in diesem Fall darf die Gesamtmenge an B + Zr zusammen 0,03 Gewichts-% nicht übersteigen.

Die Werkzeuge nach der Erfindung werden zweckmäßig in folgender Weise hergestellt. Eine vorlegierte Schmelze der angegebenen Zusammensetzung mit einem Schmelzpunkt von etwa 1500 C, der 250° C höher als derjenige gewöhnlicher Schnellarbeitsstähle ist, wird unter nicht oxidierenden Bedingungen fein zerteilt und schnell zu einem feinen Pulver abgekühlt. Die Atomisierung kann beispielsweise in der Weise stattfinden, daß man die Schmelze in einem kleinen Düsenstrahl in eine geschlossene Kam-

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mer läßt, worin er durch Gasstrahlen eines nicht oxidierenden Gases, wie beispielsweise Stickstoff, zerteilt wird. Das erhaltene Pulver, zweckmäßig mit einer Pulverkorngröße zwischen 100 und 400,Um, wird dann heiß zu einem homogenen Stahlbarren verdichtet. Das Heißverdichten, das beispielsweise durch isostatisches Heißpressen erfolgen kann, findet zweckmäßig bei einer Temperatur von 1200 bis 1250° C statt. Der erhaltene Stahlbarren wird dann zweckmäßig bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1200 C, wie beispielsweise durch Walzen oder Schmieden,zu einem geeigneten Rohling verarbeitet.

Den Rohling läßt man dann langsam herab bis zu einer Temperatur von höchstens 500° C abkühlen, indem man ihn beispielsweise in Vermiculit einbettet. Der Rohling wird dann zweckmäßig einem Weichglühen bei 875 bis 910° C während 10 bis 15 Stunden unterzogen, worauf man ihn erneut langsam auf höchstens 700° C herabkühlen läßt. Der erhaltene Rohling, der in diesem Zustand gewöhnlich an einen Werkzeughersteller geliefert wird, w.ird dann durch maschinelle Bearbeitung, wie durch Drehen und Schleifen, in die erwünschte Form gebracht. Die Werkzeuge werden dann einem Lösungsglühen unterzogen, indem sie auf eine Temperatur von 1200 bis 1350 C erhitzt werden, worauf sie abgeschreckt, d.h. schnell abgekühlt werden, wie beispielsweise in einem Salzbad.

Wenn keine weitere Bearbeitung des Werkzeuges erforderlich ist, wird das Kühlen bei 250 bis 350° C durch Abschrecken in einem isothermalen Bad unterbrochen. Die Werkzeuge werden dann durch Erhitzen auf 550 bis 700° C während 2 bis 5 Stunden getempert. Dieses Glühen wird wenigstens einmal wiederholt.

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Wenn eine weitere Bearbeitung erforderlich ist, wird das Werkzeug von dem lösungsgeglühten Zustand herab auf Raumtemperatur durch Abschrecken in Öl gekühlt. Durch den niedrigen Kohlen- . stoffgehalt ist der gebildete Martensit so weich, daß er eine leichte Bearbeitung des Werkzeugs ermöglicht. Nach der fertigen Bearbeitung wird das Werkzeug durch Erhitzen auf eine Temperatur von 550 bis 700° C während 2 bis 5 Stunden getempert. Dieses Tempern kann wiederholt werden.

Nach dem Tempern haben die Werkzeuge die Struktureigenschaften nach der Erfindung, nämlich die eines Martensitgrundmaterials mit einer Austenitkorngröße von 5 bis 70 ,um mit einem Gehalt von 5 bis 15 Volumen-% einer interkristallinen, homogen verteilten, sehr fein dispersen Phase von weniger als 0,1 ,um, die aus einer intermetallischen Verbindung von Fe, Co und W und Mo (siehe oben) besteht, sowie zwischen den Körnern des Grundmaterials 20 bis 30 Volumen-% einer primär ausgefällten Phase, die im wesentlichen aus der gleichen intermetallischen Verbindung besteht, jedoch mit einer vorherrschenden Korngröße von 1 bis 2 ,um, wobei die verschiedenen Phasen gleichmäßig in dem gesamten Werkzeug ohne Entmischungen oder Inhomogenitäten verteilt sind. Dadurch bekommt das fertige Werkzeug eine sehr hohe Härte (70 HRC) und eine gute Zähigkeit, die bei dieser Stahltype unüblich ist, und eine sehr hohe Temperbeständigkeit und Heißhärte. Die Erfindung wird nachfolgend durch einige Beispiele weiter erläutert.

Acht Legierungen wurden mit den in Tabelle I angegebenen Zusammensetzungen hergestellt.

Die Stähle wurden gemäß ASEA-STORA-Verfahren hergestellt und führten zu 100 %-ig kompakten Barren, die vollständig frei von störenden Entmischungserscheinungen waren.

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Die Barren konnten ohne Problem bei der Temperatur von 1100° C heiß bearbeitet werden. Die Legierungen wurden als kleine Rohlinge aus den heiß bearbeiteten Barren getestet. Alle Legierungen wurden bei 1250 C lösungsgeglüht und einmal während einer Zeit von 2 Stunden bei 600° C getempert. Nach Beendigung der Hitzebehandlung wurde die Härte der Legierungen bestimmt. Heißhärtekurven wurden gemessen, und die Temperatur, bei der die Heißhärte 500 H 5 ist, ist in der Tabelle angegeben. Unter dem Wert 500 H 5 wird eine Vicker-Härte von 500, gemessen mit einer Belastung von 5 g auf der Dxamantpreßspitze verstanden.

Die als I bezeichnete Legierung, die B und Zr enthält, hat eine Duktilität, die weit über jenen der Legierungen liegt, welche diese Zusatzstoffe nicht enthalten. Die neunte Legierung G 51 wurde in herkömmlicher Weise hergestellt, d.h. durch Gießen zu gewöhnlichen Barren.

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Unter der RT-Härte H wird die Rockwell-C-Härte verstanden, die bei Raumtemperatur gemessen wird.

Als ein Beispiel der höheren Zähigkeit von Legierungen nach der Erfindung, hergestellt nach dem Pulververfahren, das in Verbindung mit der Erfindung beschrieben ist, im Gegensatz zu den herkömmlicherweise, d.h. durch Gießen zu einem Barren hergestellten Legierungen, wurde ein standardisierter Mahltest, ein sogenannter SFA-Test, durchgeführt (bezüglich des SFA-Tests wird auf Proceeding 3rd MTDR Conference, Birmingham September 19 62, Pergamon Press, London 1963, Seiten 55 bis 67 hingewiesen. Standardized Milling Test by Gösta Niklasson, Metal Cutting Research Department, Svenska Flygmotor AB, Trollhättan, Schweden).

Die Materialien nach der Erfindung sind an sich nicht für diesen Test geeignet, doch gibt andererseits dieser Test eine sehr klare Angabe bezüglich der Unterschiede in der Zähigkeit der Materialien. Zwei SFA-Werkzeuge, ein pulvermetallurgisch hergestelltes X 80 und eines aus einem herkömmlich hergestellten Material G 51, wurden zu maximaler Härte hitzebehandelt. Es wird davon ausgegangen, daß diese beiden Zusammensetzungen X 80 und G 51 gleich sind, da der Unterschied im Kohlenstoffgehalt keine Bedeutung hat und 2 Gewichtsteile W durch 1 Gewichtsteil Mo ersetzt werden können (siehe oben).

Bei einer Schneidgeschwindigkeit von 60,12 m/Min., einer Beschickungsgeschwindigkeit von 0,086 mm/Rücklauf und einer Schneidtiefe von 1 mm betrug die Haltbarkeit des pulvermetallurgisch hergestellten Werkzeuges 19,5 Minuten, während das gegossene Werkzeug zerbrach. Die Abnutzung des pulvermetallurgisch hergestellten Werkzeuges war sehr gleichmäßig.

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Drehversuche wurden mit SIS 2343 (AISI 316), einem austenitischen rostfreien Stahl und STORA 302 (C = 0,32 Gewichts-%, Si = 0,3 Gewichts-%, Mn = 0,6 Gewichts-%, Cr = 1,4 Gewichts-%, Mo =0,3 Gewichts-%, Ni = 3,3 Gewichts-%), einem zäh gemachten Stahl durchgeführt. Zwei Werkzeuge wurden verwendet, X 51 und ASP 30, welcher ein pulvermetallurgisch hergestellter Schnellarbeitsstahl mit der folgenden Analyse in Gewichts-% ist:

C 1,20, Cr 4,2, Mo 5,0, W 6,4, Co 10,0, V 3,4 und der Rest Fe.

Die Werkzeuge wurden bis zu einer maximalen Härte heiß behandelt, wie in Tabelle II gezeigt ist.

Tabelle II

X 51 Härtung 1250° C einmaliges Tempern während 2 Stunden bei 600° C

ASP 30 Härtung 1220° C dreimaliges Tempern während

1 Stunde bei 560° C

Tabelle III zeigt die Haltbarkeit (in Minuten) für die verschiedenen Werkzeuge auf den unterschiedlichen Werkstücken.

Tabelle III

Werkstück: SIS 2343 STORA 302

Schneidbedingungen:

Schneidgeschwindigkeit 25 m/Min. 25 m/Min.

Beschickungsgeschwindigkeit 0,32 mm 0,33 mm

Schneidtiefe 2 mm 2 mm

Haltbarkeit:

Werkzeug X 51 106 Min. 71 Min.

ASP 30 30 Min. 30,5 Min.

Wie aus der obigen Tabelle ersichtlich ist, sind Werkzeuge aus Materialien nach der Erfindung besser als Werkzeuge aus Schnellarbeitsstahl.

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Claims

- 12 - Patentansprüche

1. Schneidwerkzeug, dadurch .gekennzeichnet, daß es 25 bis 33 Gewichts-% Co, 0 bis 30 Gewichts-% W, 0 bis 20 Gewichts-% Mo, 0 bis 0,20 Gewichts-% C, 0 bis 0,01 Gewichts-% B, 0 bis 0,03 Gewichts-% Zr', 0 bis 1,0 Gewichts-% Si, 0 bis 0,4 Gewichts-% Mn, 0 bis 0,4 Gewichts-% Cr, 0 bis 0,4 Gewichts-% Ni sowie Fe mit normalen Verunreinigungen enthält, wobei W + 2 Mo 20 bis 40 Gewichts-% ausmacht, und die Struktur des Werkzeuges aus einem Martensitgrundmaterial mit einer Korngröße von 5 bis 70 ,um, bestimmt als Austenitkorngroße, mit einem Gehalt von 5 bis 15 Volumen-% einer intrakristallinen, sehr homogen verteilten, fein dispersen Phase enthält, welche aus einer intermetallischen Verbindung von Fe, Co; W und/oder Mo besteht, und zwichen den Körnern der Grundmasse 20 bis 30 Volumen-% einer primär ausgefällten Phase besteht, welche in der Hauptsache aus der gleichen intermetallischen Verbindung, jedoch mit einer vorherrschenden Korngröße von 1 bis 2 ,um besteht.

2. Werkzeug nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es 0,005 bis 0,01 Gewichts-% B und/oder 0,005 bis 0,03 Gewichts-% Zr enthält.

3. Verfahren zur Herstellung eines Werkzeuges nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet/ daß man eine Schmelze der angegebenen Zusammensetzung fein zerteilt und in einer nicht oxidierenden -Atmosphäre zu einem feinen Pulver abkühlt, das Pulver zu einem Barren heiß verdichtet, den Barren zu einem Rohling heiß verarbeitet, den man abkühlen läßt und gegebenenfalls weichglüht,

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den Rohling maschinell zu einem Werkzeug formt, das Werkzeug durch Erhitzen auf die austenitbildende Temperatur lösungsglüht, kühlt und wenigstens einmal tempert.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß man die Schmelze zu einem Pulver mit einer vorherrschenden Korngröße von 100 bis 400 .um fein zerteilt, das Pulver durch isostatisches Heißpressen bei 1200 bis 1250° C heiß verdichtet, den Barren bei einer Temperatur von 1000 bis 1200° C heiß bearbeitet, den Rohling bei 875 bis 910° C 10 bis 15 Stunden weichglüht, sodann langsam kühlt und das Werkzeug durch Erhitzen auf 1200 bis 1350° C lösungsglüht.

5. Verfahren nach Anspruch 3 und 4, dadurch gekennzeichnet, daß man das Werkzeug von der austenitbildenden Temperatur herab auf 250 bis 350° C kühlt und dann wenigstens zweimal 2 bis 5 Stunden bei 550 bis 700° C tempert.

6. Verfahren nach Anspruch 3 und 4, dadurch gekennzeichnet, daß man das Werkzeug von der austenitbildenden Temperatur auf Raumtemperatur herabkühlt, fertig bearbeitet und wenigstens einmal bei 550 bis 700° C 2 bis 5 Stunden tempert.

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