DE3239718C2 - - Google Patents
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Description
Gegenstand der Erfindung ist ein Sinter-Schnellarbeits
stahl gemäß Oberbegriff des Hauptanspruchs, der eine aus
gezeichnete Kombination von hoher Härte und Duktilität
aufweist.
Schnellarbeitsstahl zeichnet sich gegenüber anderen Werk
zeugstählen durch seine große Härte in heißem Zustand aus.
Er stellt das bevorzugte Werkzeugmaterial für eine Viel
zahl von spanabhebenden und formenden Bearbeitungen dar.
So findet er Anwendung für Bohrmeißel, Bohrschneiden,
Schaftfräser, Bohrer, Fräser, Schneidwerkzeuge, Reibahlen,
Stanzwerkzeuge, Schermesser und dergleichen. Ein weiteres,
vielfältig angewandtes Werkzeugmaterial sind Wolframcarbid-
Co-Sinter-Hartmetalle. Schnellarbeitsstähle sind dem Sin
tercarbid selbst bei völliger Aushärtung in ihrer Duktili
tät überlegen, zeigen jedoch eine unterlegene Härte. Es
besteht daher ein Bedürfnis für Schnellarbeitsstähle mit
Eigenschaften, die zwischen jenen herkömmlicher Schnell
arbeitsstähle und jenen von Sintercarbiden liegen.
Schnellarbeitsstahl umfaßt eine Matrix aus Martensit, in
dem Carbide des Typs M6C, M23C6, MC (worin M für ein oder
mehrere Metalle oder Legierungen steht) fein dispergiert
sind, dessen Duktilität überwiegend durch die Eigen
schaften der Matrix und dessen Härte durch den Carbidge
halt bestimmt wird. Er enthält W und/oder Mo sowie Cr, V, Co, C und
Fe als Rest als Hauptbestandteile bei einer nominalen Zu
sammensetzung von 10 bis 24% (Gewicht) W + 2 Mo (W-Äqui
valent), 4% Cr, 1 bis 5% V, 0 bis 17% Co, weniger als
2% Mn + Si, Rest C und Fe (wobei C im allgemeinen mit
Hilfe der folgenden Gleichung berechnet wird:
C = 0,19 + 0,017 W-Äquivalente + 0,2 - 0,22 V (%)),
worin W und Mo hauptsächlich Carbide des Typs M6C, Cr
hauptsächlich Carbide des Typs M23C6 und V hauptsächlich
Carbide des Typs MC, wobei angenommen wird, daß es als
VC oder als V4C3 im Stahl vorliegt, bilden und der
Gesamtcarbidgehalt im Bereich von 20 bis 30% liegt.
Es wurden wiederholt vergebliche Versuche unternommen,
den Carbidgehalt zu steigern. Auf der einen Seite wird
die Erhöhung des Gehalts an Carbiden des Typs M6C durch
Steigern des W-Äquivalents (und auch des Kohlenstoffge
halts) über den oben angegebenen Bereich von einem schnel
len Abfall der Duktilität durch die Verschlechterung des
Mikrogefüges begleitet. Auf der anderen Seite verbietet
sich eine Steigerung des Gehalts an Carbiden des Typs MC
durch Erhöhen des Vanadiumsgehalts (und auch des Kohlen
stoffgehalts) durch Schwierigkeiten beim Schmelzen, da
gleichzeitig ein Anstieg der Schmelztemperatur und eine
Verbreiterung des Solidus-Liquidus-Bereichs erfolgt. Wei
terhin neigen Barren mit einem erhöhten Carbidgehalt, ins
besondere mit einem Vanadiumgehalt von mehr als 5% beim
Heißschmieden zum Bruch, indem die groben Carbidnetze auf
brechen, die während der Verfestigung längs der Korngren
zen gebildet worden sind.
Gemäß einer in jüngster Zeit vorgeschlagenen und wirtschaft
lich angewandten Sprühmethode wird ein Stahl einer ge
schmolzenen Legierung mit einer so hohen Geschwindigkeit,
daß die Bildung von grobem Carbid unterdrückt wird, zu
Tröpfchen abgekühlt, die dann in einer Kapsel entweder
durch Heißschmieden oder durch heißisostatisches Pressen
zu festen Barren verdichtet werden. Dieses Verfahren hat
den Vorteil, daß man auf den oben angesprochenen Schmie
deschritt verzichten kann, unterliegt jedoch Einschrän
kungen, die sich durch das Versprühen der Schmelze mit ho
hem Vanadiumgehalt und einer zerkleinernden Verformung der
Barren ergeben, so daß es nicht möglich ist, den Vanadium
gehalt auf mehr als 6,5% zu steigern.
Die US-PS 40 32 302 beschreibt einen an Carbid angerei
cherten Hochgeschwindigkeits-Werkzeugstahl, der mit Hil
fe eines pulvermetallurgischen Verfahrens hergestellt
wird, bei dem ein Legierungspulver verdichtet wird, wel
ches ein Carbid des Typs MC und des Typs M6C enthält.
Das Pulver wird durch Zerstäuben einer Schmelze der Le
gierung mit Hilfe eines Stickstoffgasstroms hergestellt,
gesiebt, in eine Weichstahlkapsel eingebracht und ent
gast, worauf die Kapsel versiegelt und das Pulver durch
ein Heißextrusionsverfahren in dem Behälter verdichtet
wird, worauf das Material heiß geschmiedet wird.
Gegenstand der JP-AS 56-9 202 ist eine pulvermetallurgisch
hergestellte Legierung mit einem Vanadiumgehalt von höch
stens 2%, die bei ihrer Herstellung Maßnahmen des Ver
dichtens, Sinterns und Wärmebehandelns unterworfen wird.
Ein Pulver aus dieser Legierung läßt sich nicht zu einer
ausreichenden Dichte verdichten und ergibt einen Sinter
körper, der zu porös und zu spröde ist, um als Schnell
werkzeugstahl in Praxis geeignet zu sein.
Die vorliegende Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß
das Einarbeiten von Vanadiumcarbid, das nach dem Einbrin
gen in die Matrix als idealer Verfestiger wirkt, der nur
wenig durch das Vorhandensein anderer Carbide und die Zu
sammensetzung der Matrix beeinflußt wird, bei den herkömm
lichen Methoden dadurch verhindert wird, daß sie sämtlich
von einer Legierungsschmelze ausgehen. Im folgenden wird
daher ein Verfahren beschrieben, das nur auf Feststoff
reaktionen beruht und welches es ermöglicht, so viel Vana
dium wie erwünscht einzubringen, so daß in dieser Weise
ein Schnellarbeitsstahl mit hohem Vanadiumgehalt gebildet
wird, der eine gesteigerte Härte und eine wenig verminder
te Duktilität aufweist.
Gegenstand der Erfindung ist daher der Sinter-Schnellar
beitsstahl nach Anspruch 1. Die Unteransprüche betreffen
besonders bevorzugte Ausführungsformen dieses Erfindungs
gegenstandes.
Der erfindungsgemäße Sinter-Schnellarbeitsstahl zeichnet
sich dadurch aus, daß er außergewöhnlich große Mengen von
feinteiligen Carbiden des Typs MC in gleichförmiger Ver
teilung in der Matrix enthält und eine erhöhte Härte und
eine wenig verminderte Duktilität aufweist.
Die zulässigen Bereiche für die verschiedenen Legierungs
bestandteile sind für herkömmliche Schnellarbeitsstähle
üblich. Sie werden daher erfindungsgemäß ebenfalls ange
wandt, abgesehen von der Tatsache, daß der erfindungsge
mäße Schnellarbeitsstahl sich in seiner Zusammensetzung
von den herkömmlichen Schnellarbeitsstählen durch seinen
erhöhten Gehalt an Vanadium und damit verbundenem Kohlen
stoff unterscheidet. Die Steigerung des Vanadiumgehalts
beeinflußt die anerkannten Bereiche für die anderen Legie
rungsbestandteile nicht. Dies beruht darauf, daß Vanadium
den stärksten Carbidbildner in Stahl darstellt und sein
Carbid sich in der Matrix wie ein unabhängiger Bestand
teil verhält, der durch die Anwesenheit anderer Elemente
nur wenig beeinflußt wird. Wenngleich Vanadium in belie
bigen Mengen zugesetzt werden kann, ist es erwünscht, sei
nen Gehalt unter 38% zu halten. Die spanabhebende Bear
beitung ist bis zu einem Zusatz von bis zu 20% ohne wei
teres und bis zu einer Zugabe von 25% noch möglich. Das
Schleifen wird bei Zugabemengen von 38% schwierig, wäh
rend darüber die Neigung zum Sprödewerden und zu einem
Verlust der Duktilität besteht. Bezüglich der unteren
Grenze ist zu bemerken, daß wesentliche Vorteile der Va
nadiumzugabe bei einer Menge von etwa 8,5% auftreten, wie
es durch das nachfolgende Beispiel 3 erläutert wird.
Der erfindungsgemäße Schnellarbeitsstahl wird mit Hilfe
eines pulvermetallurgischen Verfahrens hergestellt, bei
dem die Herstellung eines sinterfähigen Legierungspulvers
wesentlich ist. Das Legierungspulver wird dadurch herge
stellt, daß man zunächst die Legierungsbestandteile in
Form der pulverförmigen Oxide mit pulverförmigem Kohlen
stoff vermischt, dann die Mischung auf eine Teilchengröße
von weniger als 10 µm, vorzugsweise weniger als 5 µm,
vermahlt und schließlich in einem Wasserstoffstrom redu
ziert. In diesem Zusammenhang sei bemerkt, daß die Reduk
tion der Oxidmischung mit Hilfe von Kohlenstoff oder Was
serstoff allein bei einer derart hohen Temperatur ein
setzt, daß eine flüssige Phase auftreten kann, so daß ein
Kornwachstums und eine Zusammenballung der reduzierten
Teilchen in solch einem Ausmaß erfolgen kann, daß die
sich anschließende Pulverisierung beeinträchtigt wird.
Die Erfindung beruht hier auf der Erkenntnis, daß bei
gleichzeitiger Anwesenheit von Kohlenstoff und Wasser
stoff die Reduktion bei einer so niedrigen Temperatur
durchgeführt werden kann, daß das Auftreten eines Korn
wachstums praktisch vermieden wird. Die Erfindung beruht
auf der weiteren Erkenntnis, daß gleichzeitig mit der Re
duktion ein Legieren der Bestandteile erreicht werden
kann.
Kohlenstoff wird zu der Oxidmischung in einem Überschuß
zum Zwecke der Lösung und der Carbidbildung zugesetzt, wo
bei die überschüssige Menge der Hälfte der theoretischen
Menge entspricht, die zur Reduktion der Oxide zu Kohlen
monoxid notwendig ist, wobei der Wasserstoff die restli
che Hälfte beiträgt. Es versteht sich, daß diese Mengen
in Abhängigkeit von den spezifischen Reduktionsbedingun
gen modifiziert werden können unter Berücksichtigung der
Wasserstoffzuführungsrate, der Heizrate und Heizzeit, der
Dimensionen des verwendeten Ofens etc. Für die Reduktion
genügt im allgemeinen ein dreistündiges Erhitzen auf etwa
1000°C. Das reduzierte Legierungspulver sollte vorzugswei
se weniger als 1% restlichen Sauerstoff enthalten. Die
Entfernung des restlichen Sauerstoffs und/oder die Erhö
hung des Anteils des gelösten Kohlenstoffs kann gewünsch
tenfalls bei dem anschließenden Sintervorgang erreicht
werden durch eine zusätzliche Zugabe von Kohlenstoff auf
der Grundlage der Zusammensetzungsanalyse des reduzierten
Pulvers. Wenngleich die Beseitigung überschüssigen gelös
ten Kohlenstoffs im Prinzip in ähnlicher Weise erreicht
werden kann dadurch, daß man zusätzliche Oxide zu dem re
duzierten Pulver zusetzt, führt dies im allgemeinen zu
Steuerschwierigkeiten und einer Verschlechterung der Qua
lität des gesinterten Produkts. Somit sollten die Reduk
tionsbedingungen eher so eingestellt werden, daß das re
duzierte Pulver vom vollständig reduzierten Zustand etwas
zur Kohlenstoffunterschußseite verschoben ist.
Das reduzierte Pulver wird erneut auf eine Teilchengröße
von weniger als 10 µm, vorzugsweise weniger als 5 µm,
pulverisiert, wobei die notwendigen Einstellungen des
Kohlenstoffgehalts durchgeführt werden, wonach es mit ei
nem geeigneten Bindemittel, beispielsweise Paraffin, ver
setzt, verdichtet und gesintert wird. Die Entfernung des
Wachses kann unabhängig oder in einem frühen Stadiums des
Sinters bewirkt werden. Das Erhitzen erfolgt im Vakuum
oder in einer nichtoxidierenden Atmosphäre von weniger
als 0,133 mbar, um die Entfernung der Gase
(überwiegend Kohlenmonoxid) aus dem verdichteten Produkt,
insbesondere bei Temperaturen zwischen 900 und 1100°C zu
begünstigen. Bei der Auswahl der Sintertemperatur im Fest
phasenbereich sind längere Heizdauern bei niedrigen Tempe
raturen und ein beschleunigtes Kornwachstum bei hohen Tem
peraturen zu berücksichtigen. In Abhängigkeit von der Zu
sammensetzung der Legierung liegt die Sintertemperatur im
allgemeinen im Bereich von 1050°C (hoher Vanadiumgehalt)
bis 1250°C (niedriger Vanadiumgehalt), bei Sinterzeiten
von 1 Stunde bis 2 Stunden. Die Dichten des gebildeten
Produkts sollten im allgemeinen 95% der theoretischen
Dichte übersteigen. Man kann den Sintervorgang bei einer
Dichte von etwa 95% beenden und anschließend das Material
heißisostatisch pressen, um die volle Dichte zu erreichen,
insbesondere dann, wenn hohe Duktilitäten angestrebt wer
den, oder man kann die Sintertemperaturen steigern, um
Dichten von 98 bis 99% zu erreichen, wenn die hohe Härte
gegenüber der guten Duktilität bevorzugt ist.
Die Wärmebehandlung erfolgt in üblicher Weise, d. h. die
Austenitisierung bei etwa 1200°C, das Abkühlen in der
Luft, das gegebenenfalls durch Austempern bei etwa 500°C
unterbrochen wird, um große Sinterkörper von thermischen
Spannungen zu befreien, und zwei- bis dreimaliges Tempern
bei Temperaturen zwischen 500 und 600°C zur Umwandlung des
restlichen Austenits in Martensit und zur Förderung der
Carbidausscheidung in der Matrix.
Ein weiteres Verfahren zur Herstellung eines Legierungs
pulvers mit hohem Vanadiumgehalt besteht darin, die Oxid
mischung mit einem niedrigen Vanadiumgehalt zu bilden und
anschließend das reduzierte Produkt mit pulverförmigem Va
nadiumcarbid anzureichern. Der wesentliche Vorteil dieser
zweistufigen Vanadiumcarbid-Anreicherung besteht neben der
Vereinfachung der Reduktion der Oxidmischung darin, daß
man die Korngröße des Carbids des Typs MC im Hinblick auf
jene der Matrix steuern kann, d. h. feine MC-Körnchen in
feinen Matrixkörnchen oder relativ grobe MC-Körnchen in
feinen Matrixkörnchen, eine Maßnahme, die mit dem oben
beschriebenen Verfahren nicht möglich ist. Es bestehen
jedoch Situationen, bei denen grobe Carbidkörnchen gegen
über feinen Carbidkörnchen und umgekehrt bevorzugt sind.
Beispielsweise zeigen die ersteren bei hohen Gleitgeschwind
igkeiten in trockenem Zustand eine größere Verschleißfe
stigkeit als die letzteren.
Die Erfindung sei im folgenden näher unter Bezugnahme auf
die Zeichnungen erläutert. In den Zeichnungen
zeigt
Fig. 1 eine graphische Darstellung der Querbruch
festigkeit und
Fig. 2 der Härte
von vanadiumreichen Legierungen, deren
Vanadiumgehalt in der Grundzusammenset
zung SKH57 erfindungsgemäß variiert wur
de, und
Fig. 3 eine Mikrophotographie einer heißisosta
tisch gepreßten Legierung mit einem Va
nadiumgehalt von 20% in abgeschrecktem
Zustand.
Die folgenden Beispiele dienen der weiteren Erläuterung
der Erfindung.
Zur Herstellung eines Legierungspulvers einer Zusammen
setzung, die der der JIS-Norm SKH57 entspricht (10% W,
3,5% Mo, 4% Cr, 3,5% V, 10% Co, 1,25% C, Rest Fe),
jedoch einen erhöhten Gehalt an V und C aufweist (20%
bzw. 4,88%) vermischt man 1,261 kg WO3, 0,525 kg MoO3,
0,585 kg Cr2O3, 2,942 kg V2O3, 1,271 kg CoO und 6,808 kg
Fe2O3 (welches Fe2O3 0,4% Si und ebensoviel Mn enthält),
die jeweils in Form eines Pulvers mit einer Teilchengröße
von 5 bis 10 µm vorliegen, innig mit 2,428 kg Ruß, der in
einer Kugelmühle auf eine Teilchengröße von weniger als
5 µm pulverisiert worden ist, wonach man das Material ohne
ein Bindemittel zu Pellets verformt, schnell in einem
Wasserstoffstrom auf 1050°C erhitzt und während 3 Stunden
bei dieser Temperatur hält. Die angewandten Reduktionsbe
dingungen sind:
- Beschickung: 10 kg
- Abmessungen des Ofens (Kastentyp): 128 l
- Wasserstoffzuführungsgeschwindigkeit: 0,23 l/min
- Aufheizgeschwindigkeit: 4°C/min.
Von den 2,428 kg des zugesetzten Kohlenstoffs bilden
1,94 kg die Hälfte der theoretischen 3,88 kg, die zur
Reduktion der Metalloxide zu CO notwendig sind, während
die restlichen 0,488 kg gelöst werden. Das erhaltene Le
gierungspulver besitzt ein Schüttgewicht von 1,0 g/cm3
und enthält 1,2% Restsauerstoff und 3,80% gelösten Koh
lenstoff. Das pelletisierte Legierungspulver läßt sich
ohne weiteres auf die ursprüngliche Teilchengröße pulve
risieren, wobei eine Kohlenstoffkorrektur durch Zugabe
von 1,98% Kohlenstoff erfolgte, wovon 0,9% zur Entfer
nung des Restsauerstoffs und 1,08% zur weiteren Lösung
bestimmt sind.
Aus dem eingestellten Legierungspulver, das mit 4% Paraf
fin vermischt wird, bildet man Probestücke mit einer Dicke
von 6 mm, einer Breite von 10 mm und einer Länge von 30 mm
durch Verdichten, wonach man sie bei 0,07 mbar
sintert. Vor dem Sintern während 90 Minuten bei 1180°C
bewirkt man ein Entwachsen bei 300°C und ein Entgasen
bei 900 bis 1100°C. In dieser Weise erhält man einen ge
sinterten Körper mit einer Dichte von 96%, der während
40 Minuten bei 1150°C und 981 bar (1000 Atmosphären) durch
heißisostatisches Pressen auf eine Dichte von 100% ge
bracht wird, wonach man eine austenitisierende Wärmebe
handlung während 3 Minuten bei 1110°C durchführt, an der
Luft abkühlt und dreimal während 2 Stunden bei 560°C tem
pert.
Zur Bestimmung des Ausmaßes, in dem die mechanischen Ei
genschaften durch den Vanadiumgehalt und das heißisosta
tische Pressen beeinflußt werden, werden in ähnlicher Wei
se zu der oben beschriebenen Proben hergestellt, die 3 bis
40% Vanadium enthalten und werden dann bezüglich ihrer
Querbruchfestigkeit (Fig. 1) und Härte (Fig. 2) unter
sucht. Die in der Fig. 1 angegebenen Symbole "a" und "a′"
stehen für Proben, die mit bzw. ohne heißisostatisches
Pressen gebildet worden sind, eine Differenzierung, die
in der Fig. 2 verschwindet. Wenngleich die Steigerung der
Härte von einer langsamen Abnahme der Duktilität beglei
tet wird, wird dennoch eine hohe Querbruchfestigkeit von
210 bis 230 kg/cm2 wie bei herkömmlichen Schnellarbeits
stählen bei einer erfindungsgemäßen Legierung mit einem
Vanadiumgehalt von 35% ohne heißisostatisches Pressen
aufrechterhalten. Die günstige Wirkung des heißisostati
schen Pressens auf die Duktilität ist offensichtlich,
insbesondere im Bereich niedriger Vanadiumgehalte. Die
Querbruchfestigkeiten von Proben, die ohne heißisostati
sches Pressen, jedoch durch erhöhte Sintertemperaturen
erhalten worden sind, liegen zwischen den Kurven "a" und
"a′" der Fig. 1, was die Möglichkeit andeutet, in jenen
Fällen auf das heißisostatische Pressen verzichten zu
können, da eine hohe Querbruchfestigkeit nicht notwendig
ist. Durch die Zugabe von 10% V oder mehr können Härten
erreicht werden, die jene des CIS V4 Co-Sintercarbids,
welches 66 HRC ist, übersteigen. Es hat sich gezeigt,
daß Legierungen, die 10 bis 15% V enthalten, eine Bruch
neigung besitzen, wenn sie nicht zwischen 900 und 1100°C
heißgeschmiedet werden. Somit ist eine weitere Verdich
tung dieser Legierungen mit hohem Vanadiumgehalt nur
durch die Anwendung des heißisostatischen Pressens mög
lich. Die Fig. 3 zeigt eine Mikrophotographie (Vergröße
rung 400) einer heißisostatisch gepreßten erfindungsgemäßen
Legierung mit einem Vanadiumgehalt von 20% in abge
schrecktem Zustand, die die gleichmäßige Dispersion feiner
VC-Carbidteilchen erkennen läßt.
Zur Herstellung der 20% V enthaltenden Legierung von Bei
spiel 1 wendet man ein anderes Verfahren an. Man benützt
die gleichen Mengen der Metalloxide, wie sie in Beispiel 1
angegeben sind, mit der Ausnahme von V2O3 und vermischt
sie innig mit 1,5 kg Ruß, wonach man das Material auf ei
ne Dichte von weniger als 5 µm pulverisiert und unter den
gleichen Bedingungen reduziert, wie es in Beispiel 1 ange
geben ist. Die Analysen zeigen einen Restsauerstoffgehalt
von 1,1% und einen Gehalt an gelöstem Kohlenstoff von
0,2% in dem reduzierten Pulver. Das Pulver wird dann mit
0,06 kg Kohlenstoff und 2,470 kg pulverförmigem Vanadium
carbid (Teilchengröße 7 µm) versetzt, weiter vermischt
und auf eine Teilchengröße von unter 5 µm pulverisiert.
Die anschließenden Maßnahmen, wie das Verdichten, das
Sintern, das heißisostatische Pressen und die Wärmebehand
lung erfolgen nach der in Beispiel 1 angegebenen Weise.
Es lassen sich keine Unterschiede in der Härte, der Quer
bruchfestigkeit und des Mikrogefüges zwischen den Proben,
die aus dem Pulver des Beispiels 1 hergestellt worden sind
und der Probe dieses Beispiels feststellen.
Wenn man ein reduziertes Legierungspulver erfindungsgemäß
anwenden will, muß sein Gehalt an gelöstem Kohlenstoff
vorzugsweise möglichst niedrig liegen, da die Gesamtmenge
aus diesem Kohlenstoff und jenem, der durch das zugesetz
te Vanadiumcarbid eingebracht wird, den gewünschten Wert
übersteigen kann, was jedoch von den Kohlenstoff- und Va
nadiumgehalten des zugesetzten Mittels und des Materials
abhängt, dem der Zusatz zugegeben wird. Wenn ein Kohlen
stoffüberschuß befürchtet wird, wird empfohlen, ein nicht
stöchiometrisches VC mit niedrigem Kohlenstoffgehalt zu
verwenden oder den überschüssigen Kohlenstoff in der an
schließenden Sinterstufe durch den Restsauerstoffgehalt
des Legierungspulvers zu verbrauchen.
Man bereitet aus den Legierungen des Beispiels 1 mit Va
nadiumgehalten von 3,5, 7,5 und 8,5% Drehstähle oder
Drehzähne mit einem quadratischen Querschnitt von 10 mm
und vergleicht sie bezüglich ihres Drehverhaltens unter
Verwendung eines SUS 27-Stabs von einem Durchmesser von
50 mm, wobei man bei einer Drehzahl von 390 min-1, einer
Zuführungsgeschwindigkeit von 0,25 mm/Umdrehung und einer
Schneidtiefe von 2,5 mm arbeitet. Man verwendet ein
Schneidfluid. Der Drehstahl ist so geformt, daß der Spit
zenspannwinkel 10°, der Seitenansatzwinkel 15°, der Hin
terstellwinkel 6°, der Rückwärtsschneidewinkel 5°, der
Seitenschneidenkantenwinkel 5° und der Kantenradius 2 mm
betragen. Man vergleicht die Schneidwerkzeuglebensdauer
auf der Grundlage des abgedrehten Axialabstands in Ab
hängigkeit von der Flankenabnutzung. Der Drehstahl aus
den Legierungen mit einem Vanadiumgehalt von 3,5 bzw.
7,5% ermöglicht lediglich 12 mm, während der Drehstahl
mit einem Vanadiumgehalt von 8,5% die zulässige Abnut
zungsgrenze bei einer Untersuchung bei 38 mm noch nicht
erreicht hat. Bei anderen Vergleichen der Verschleißfe
stigkeit werden Änderungen bezüglich des Hinterschnei
dungswinkels (0°), des Seitenschneidekantenwinkels (10°)
und des Kantenradius (1 mm) durchgeführt. In diesem Fall
versagen die Legierungen mit einem Vanadiumgehalt von
3,5% bzw. 7,5% bei 35 mm, während der Drehstahl aus der
Legierung mit einem Vanadiumgehalt von 8,5% noch bei
75 mm einen guten Oberflächenfinish ermöglicht.
Dabei ergeben sich keine Änderungen der Ergebnisse in Ab
hängigkeit davon, ob man die Drehstähle heißisostatisch
preßt oder nicht. Daraus ist ersichtlich, daß der ange
strebte Effekt der Vanadiumanreicherung sich bei einem
Zusatz von 8% oder mehr deutlich manifestiert.
Obgleich ein handelsüblicher gesprühter Schnellarbeits
stahl (ASP 60 TM) lediglich 6,5% Vanadium enthält, er
weist er sich dem Drehstahl mit einem Vanadiumgehalt von
7,5% als überlegen und mit dem erfindungsgemäßen Dreh
stahl mit einem Vanadiumgehalt von 8,5% vergleichbar,
im Gegensatz zu der Erwartung, daß das Schneideverhalten
oder Drehverhalten um so größer ist, je höher der Va
nadiumgehalt ist. Die verglichenen Legierungen unter
scheiden sich jedoch sowohl im Hinblick auf ihre Zusam
mensetzung als auch im Hinblick auf ihre Herstellungsme
thode. Daß die Verschleißfestigkeit mit zunehmendem Va
nadiumgehalt zunimmt, wurde durch zusätzliche Untersu
chungen von Drehstählen der gleichen Grundzusammensetzung
mit einem Vanadiumgehalt von 10 bzw. 15% bestätigt.
Aus den Legierungen des Beispiels 1 mit einem Vanadiumge
gehalt von 3,5% und 15% bildet man zweiköpfige Schaftfrä
ser mit einem Durchmesser von 10 mm und vergleich sie be
züglich des Walzenstirnfräsens eines SKD 11-Werkzeugstahl
blocks aus HRC 23 bei einer Drehzahl von 580 min-1, einer
Zuführungsgeschwindigkeit von 51 mm/min und einer Schneid
tiefe von 9 mm, wobei man ohne Schneidfluid arbeitet. Man
vergleicht die Lebensdauer in Abhängigkeit von der Fräs
strecke bis zu dem Zeitpunkt, da die Werkzeuge eine Flan
kenabnützung von 0,08 mm aufweisen. Der Schaftfräser aus
der Legierung mit einem Vanadiumgehalt von 3,5% erreicht
diese Abnützung bei 800 mm, während der Schaftfräser aus
der Legierung mit einem Vanadiumgehalt von 15% bei 1600
mm lediglich eine Flankenabnutzung von 0,03 mm aufweist
und damit eine um mehr als 500% bessere Leistung als der
Schaftfräser aus der Legierung mit einem Vanadiumgehalt
von 3,5% aufweist.
Wie in den Beispielen 1 bis 4 beschrieben ist, kann man
bei dem Legierungsaufbau der dispersionsverstärkten
Schnellarbeitsstähle nicht nur von der Zusammensetzung
allein sprechen, ohne auf den Gehalt und die Morphologie
der dispergierten Materialien (erfindungsgemäß Carbide
des Typs MC) Bezug zu nehmen, d. h. auf die Herstellungs
methode, durch die die Eigenschaften und die Leistungen
einer Legierung in starkem Maße beeinflußt werden. Bei
spielsweise besitzt die Legierung des Beispiels 1 mit ei
nem Vanadiumgehalt von 3,5% eine ähnliche Zusammenset
zung wie die Legierung SKH57, zeigt jedoch eine wesent
lich höhere Querbruchfestigkeit als die letztere, die
nach einem Schmelzverfahren hergestellt worden ist.
Wenngleich Wolframcarbidwerkzeuge in großem Umfang und mit
Erfolg für die meisten spanabhebenden Metallbearbeitungs
maßnahmen angewandt werden können, ist Schnellarbeits
stahl im allgemeinen für die spanende Bearbeitung von Guß
eisen, Aluminium, Titan und Legierungen davon besser ge
eignet, insbesondere bei unterbrochenen Bearbeitungs
gängen. Duktilitäten von 2060 bis 2256 N/mm2 sind mehr
als ausreichend für die spanabhebende Bearbeitung, wobei
jedoch die Anwendung von Schnellarbeitsstahl durch dessen
geringe Härte beeinträchtigt ist. Bislang war es jedoch
ohne Verminderung der Duktilität nicht möglich, die Härte
oder die Verschleißfestigkeit durch Steigerung des Car
bidgehalts zu verbessern. Erfindungsgemäß werden nun Me
thoden angegeben, mit denen es möglich ist, den Vanadium
gehalt auf bis zu 38% zu steigern und damit eine Kombi
nation von großer Härte und nur wenig verminderter Dukti
lität bei Schnellarbeitsstählen zu erreichen.
Das erfindungsgemäße pulvermetallurgische Verfahren be
sitzt weiterhin erhebliche Vorteile gegenüber der her
kömmlichen Herstellung von Schnellarbeitsstählen. Bei
spielsweise wurden wegwerfbare Einsatzstücke und der
gleichen durch Bearbeiten von Grundmaterialien herge
stellt. Die Steigerung des Carbidgehalts führt jedoch zu
Schwierigkeiten bei der Herstellung und steigert die Ko
sten der Bearbeitung und der dafür notwendigen Vorrich
tungen und gleicht den Vorteil der besseren Leistung des
Werkzeugs aus. Durch pulvermetallurgische Methoden werden
diese Herstellungsprobleme auf die der Pulververdichtung
reduziert, wodurch die bisherigen Einschränkungen über
wunden werden können.
Claims (4)
1. Sinter-Schnellarbeitsstahl mit hohem Vanadiumge
halt, der Zusammensetzung
- 1,4 bis 6,2% C,
- 10,0 bis 24,0% W + 2 Mo,
- 3,0 bis 6,0% Cr,
- 8,5 bis 38% V,
- weniger als 17% Co,
- Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
erhalten mit Hilfe eines Verfahrens, welches darin be
steht,
- - die Legierungsbestandteile in Form der pulverförmigen Oxide mit pulverförmigem Kohlenstoff oder Graphit (nachfolgend der Einfachheit halber Kohlenstoff genannt) zu vermischen,
- - wobei der Kohlenstoff im Überschuß zur Lösung und Car bidbildung eingesetzt wird und die überschüssige Menge der Hälfte der zur Reduktion der Oxide notwendigen Men ge entspricht,
- - die Mischung auf eine Teilchengröße von weniger als 10 µm zu vermahlen,
- - die vermahlene Mischung in einem Wasserstoffstrom auf eine Temperatur von etwa 1000°C zu erhitzen und dadurch die Mischung zu einem Legierungspulver zu reduzieren,
- - das Legierungspulver mit den notwendigen Einstellungen der Zusammensetzung erneut auf eine Teilchengröße von weniger als 10 µm zu pulverisieren,
- - das Legierungspulver zu einem verdichteten Körper zu verpressen,
- - den verdichteten Körper im Vakuum zu sintern, und
- - die Matrix des gesinterten Körpers durch eine Wärmebe handlung in Martensit umzuwandeln.
2. Sinter-Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, da
durch gekennzeichnet, daß der gesin
terte Körper zusätzlich heißisostatisch verpreßt wird.
3. Sinter-Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, da
durch gekennzeichnet, daß die Ein
stellungen der Zusammensetzung die Zugabe von Vanadium
carbid umfassen.
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