DE3239718C2

DE3239718C2 -

Info

Publication number: DE3239718C2
Application number: DE3239718A
Authority: DE
Inventors: Ishibachi Toyoaki; Yoshihara Minoru; Takuma Takashi; Fuke Yasunori; Maeda Tokio/Tokyo Jp Masayuki
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd; Kanto Denka Kogyo Co Ltd
Current assignee: Furukawa Electric Co Ltd; Kanto Denka Kogyo Co Ltd
Priority date: 1981-04-08
Filing date: 1982-04-08
Publication date: 1987-07-16
Also published as: EP0076326A1; SE8207018L; DE3239718A1; US4519839A; GB2119400B; SE8207018D0; EP0076326A4; GB2119400A; JPS57181367A; SE452634B; EP0076326B1; JPH0369962B2; WO1982003412A1

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.

Beispiel 1

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.

Beispiel 2

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.

Beispiel 3

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.

Beispiel 4

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

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.