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Technisches
Gebiet
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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen Automatenstahl, der nicht durch
Blei als ein Mittel zur Verbesserung der Zerspanbarkeit bestimmt
ist. Die Erfindung bezieht sich im Besonderen auf einen Automatenstahl, der
sich durch eine Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen des Stahls
auszeichnet, der eine Zerspanbarkeit aufweist, die vergleichbar
mit der oder besser als die von herkömmlichen, Blei enthaltenden
Automatenstählen
ist. Die vorliegende Erfidung betrifft zudem ein Verfahren zur Herstellung
solcher Automatenstähle.
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Technischer
Hintergrund
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Automatenstähle werden
für die
Zerspanung der verschiedensten Teile mit Hilfe von Werkzeug für Schnellzbearbeitungsmaschinen
eingesetzt. Automatenstähle
zeichnen sich durch eine ausgezeichnete Zerspanbarkeit aus, d. h.
(i) durch ihr Vermögen,
am Zerspanungswerkzeug einen relativ geringen Verschleiß zu verursachen,
wodurch die Nutzlebensdauer des Zerspanungswerkzeugs verlängert wird,
und (ii) durch eine hohe Oberflächengüte. Bei
geringem Werkzeugverschleiß wird
die Anwendung höherer
Zerspanungsgeschwindigkeiten möglich,
was wiederum zu einer größeren Produktivität führt. Eine
verlängerte
Lebensdauer eines Zerspanungswerkzeugs verringert des Weiteren die
Produktionskosten, indem sie Kosteneinsparungen hinsichtlich der
Zerspanungswerkzeuge ermöglicht
und Ausfallzeiten verringert, die durch das Auswechseln von Zerspanungswerkzeugen
entstehen.
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Die
Zerspanbarkeit ist eine komplizierte und bisher noch nicht vollständig untersuchte
Eigenschaft. Ein vollständiges
Verständnis
der Zerspanbarkeit würde
die Berücksichtigung
einer Vielzahl von Faktoren erfordern wie die des Einflusses der
Stahlzusammensetzung, der elastischen Dehnung, des plastischen Fließens, der
Bruchmechanik des metallischen Werkstücks und der Zerspanungsdynamik,
die eine Rolle spielen, wenn Stahl mit Hilfe von Zerspanungswerkzeugen
in solchen Arbeitsgängen
wie Drehen, Umformen, Fräsen,
Bohren, Reiben, Ausdrehen, Schaben und Gewindeschneiden bearbeitet
wird. Unsere Kenntnisse über
den Wirkungsbereich von Mechanismen, die die Zerspanbarkeit beeinflussen,
sind auch auf Grund der Kompliziertheit des Zerspanungsprozesses
und der inhärenten
Schwierigkeiten, mikroskopische Echtzeitbeobachtungen anstellen
zu können,
so unvollständig.
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Metallurgen
haben bereits lange Zeit angenommen, dass durch eine Modifizierung
der chemischen Zusammensetzung dieser Stahlsorten mit dem Ziel,
die Größe, Form,
Verteilung und die chemische Zusammensetzung von Einschlüssen zu
optimieren, um die Sprödigkeit
des Spans zu erhöhen
und die Schmierung der Grenzfläche
Werkzeug – Span
zu verstärken,
Verbesserungen in der Zerspanbarkeit von Automatenstählen erreicht
werden könnten.
Sie haben zudem versucht, die Bildung von Einschlüssen zu
verhindern, die als Schleifpartikeln wirken und den Werkzeugverschleiß verstärken könnten.
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Dementsprechend
war es üblich
geworden, Automatenstähle
einzusetzen, in denen weiche Einschlüsse wie Mangansulfid verteilt
sind. Durch Mangansulfideinschlüsse
wird die Lebensdauer von Zerspanungswerkzeugen verlängert, indem
solche Einflüsse
wie Rissausbreitung, eine Verringerung des Zerspanungswerkzeugverschleißes durch
Schmierung der Spanfläche
und die Verhinderung von Materialansammlungen an der Schneidkante
der Zerspanungswerkzeuge bewirkt werden. Im Gegensatz dazu wirken
harte Oxid- oder Karbonitrideinschlüsse wie die von Silizium-,
Aluminium- Titanoxid und Titankarbonitrid, die größere Härten aufweisen
als die Zerspanungswerkzeuge, wie feine Abriebpartikel, die einen
Materialabtrag am Zerspanungswerkzeug mit sich bringen und das Werkzeug
schädigen,
wodurch deren Lebensdauer verringert wird. So werden während der
Stahlherstellung Automatenstähle
im Allgemeinen keiner exakten Desoxidation unterzogen, um den Anteil
von harten Einschlüssen
niedrig zu halten.
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In
der Vergangenheit wurde zur Verbesserung der Zerspanbarkeit dieser
Stähle
Mangansulfideinschlüsse
enthaltenden Automatenstählen
Blei zugesetzt. Der Einsatz von Blei weist jedoch ernsthafte Mängel auf.
Blei und, Bleioxide sind gefährlich.
Während
der Stahlherstellung und bei allen anderen Bearbeitungsschritten,
bei denen hohe Temperaturen zur Anwendung kommen, ist Vorsicht geboten.
Bei solchen Arbeitsschritten entstehen Blei- und/oder Bleioxiddämpfe. Bei der Bearbeitung von
bleihaltigen Stählen
bei hohen Temperaturen sind Atmosphärenkontrollprozesse mit vorzusehen.
Die Entsorgung von Bearbeitungsspänen, die aus bleihaltigen Automatenstählen bestehen,
ist ebenfalls auf Grund des Bleigehalts der Späne problematisch. Ein weiterer
ernsthafter Mangel besteht darin, dass Blei in herkömmlichen
Stahlprodukten nicht gleichförmig
verteilt ist. Dies ist die Folge davon, dass Blei in Stahl auf Grund
seiner hohen Dichte nicht lösbar
ist, es wird während
der Gieß-
und der Erstarrungsprozesse ausgeschieden, was zu einer Seigerung
bzw. einer ungleichförmigen
Verteilung im Stahl führt.
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Das
Vermögen
des Bleis, die Zerspanbarkeit zu verbessern, wurde Einflüssen zugeordnet,
die sich aus einer Kombination der niedrigen Schmelztemperatur von
Blei mit seiner Neigung ergeben, die Mangansulfideinschlüsse als
eine weiche Phase zu umgeben. Und so konzentrierte man sich bei
bereits unternommenen Bemühungen,
Blei in Automatenstählen
zu ersetzen, darauf, diese kombinierten Merkmale erneut herbeizuführen. Folglich
wurden Automatenstähle
entwickelt, bei denen eine weiche Phase wie ein niedrig schmelzendes
Metall wie Wismut oder ein verformbares Oxid wie ein komplexes,
Kalzium enthaltendes Oxid die Stelle des Bleis einnahm und die Mangansulfideinschlüsse umgab.
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In
dem US-Patent 4255188 wird ein Automatenstahl mit wismuthaltigen
und Mangansulfideinschlüssen
beschrieben. Zur Herabsetzung des Benetzungsvermögens von Wismut wurde dem Stahl
Zinn zugesetzt.
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Erfindungsbeschreibung
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Die
Erfinder sind der entscheidenden Rolle auf die Spur gekommen, die
Blei bei der Verbesserung der Zerspanbarkeit von Automatenstählen spielt,
die in keiner Beziehung zu der Neigung von Blei steht, eine weiche
Phase um Sulfideinschlüsse
zu bilden. Die Erfinder haben ermittelt, dass Blei in Automatenstählen bei Temperaturen,
die den lokalisierten Zerspanungszonentemperaturen entsprechen,
die während
der Zerspanung auftreten, eine Versprödung bewirkt. Mittels Heißdruckversuche
haben die Erfinder ermittelt, dass es bei bleihaltigen Automatenstählen zur
einer Versprödungskurvensenke
in dem Temperaturbereich von etwa 200 °C bis etwa 600 °C kommt,
in dem sich der Bruchgefügetyp
von einem relativ verformbaren transkristallinen Bruchgefügetyp in
einen relativ spröden
interkristallinen Typ verändert. 1 zeigt ein Diagramm der
Ergebnisse von Heißdruckversuchen
für zwei ähnliche
herkömmliche
Automatenstahlsorten, von denen eine, die AISI-Sorte 12L14, Blei
enthält
und die andere, AISI-Sorte 1215, kein Blei enthält. Die ausgeprägte Senke
der Kurve für
die bleihaltige Sorte 12L14 zeigt einen Versprödungsbereich auf. Mittels mikroskopischer Untersuchung
von Bruchflächen
haben die Erfinder ermittelt, dass die Versprödung der bleihaltigen Sorte
12L14 auf eine Veränderung
des Bruchgefügetyps
in der Versprödungstemperaturzone
von transkristallin zu interkristallin zurückzuführen ist.
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Die
Erfinder sind zudem darauf gestoßen, dass Blei durch seine
Anwesenheit an den Ferritkorngrenzen diese Versprödungsänderung
des Bruchgefügetyps
hervorruft und die Ferritkorngrenzen des bleihaltigen Automatenstahls
schwächt.
So haben die Erfinder festgestellt, dass sich Blei an Ferritkorngrenzen
des Stahls anlagert, wo es durch Schwächung der Kohäsionskraft
der Korngrenzen in dem Temperaturbereich, der den lokalisierten
Temperaturen entspricht, die während
der Zerspanung in der Zerspanungszone auftreten, die Änderung
des Bruchgefügetyps
von transkristallin zu interkristallin bewirkt. Ein sprödes, interkristallines
Bruchgefüge
erfordert im Vergleich zu einem verformbaren transkristallinen Bruchgefüge eine
relativ geringe Energiezufuhr. So stellten die Erfinder zudem fest,
dass durch Versprödung
des Stahls bei den lokalisierten Zerspanungstemperaturen Blei die
Zerspanbarkeit durch Verringerung der Energiezufuhr von dem für die Zerspanung des
Stahls erforderlichen Zerspanungswerkzeug verbesserte, wodurch ein
verringerter Zerspanungswerkzeugverschleiß erzielt wurde.
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Besonders
hervorzuheben ist, dass die Erfinder auf Grund ihrer Entdeckung
dieses . Mechanismus, durch den Blei die Zerspanbarkeit von Automatenstählen verbessert,
dazu in die Lageversetzt wurden, ein früher von den Fachleuten unbemerktes
Problem zu enthüllen
und zu lösen.
Die Erfinder stellten fest, dass ein Problem, das durch Finden eines
Ersatzes für
Blei für
Automatenstähle
gelöst
werden sollte, darin bestand, herauszufinden, welches Element das
Blei als ein Mittel ersetzen könnte,
das sich an den Ferritkorngrenzen ansiedelt und den Bruchgefügetyp in
dem Temperaturbereich, der den lokalisierten Temperaturen der Zerspanungszone
bei der Zerspanung entspricht, zu einer Änderung vom transkristallinen
zum interkristallinen veranlasst. Diese Entdeckung ermöglichte
den Erfindern, erfindungsgemäße Automatenstähle zu erfinden,
indem sie ihre nächstfolgende
Entdeckung machten, dass Zinn als ein solches Mittel dienen und
so Blei als ein Mittel zur Verbesserung der Zerspanbarkeit von Automatenstählen ersetzen
konnte. So machten die Erfinder die erstaunliche Entdeckung, dass
auch Zinn über
eine Zerspanungsverbesserungswirkung verfügt, wie sie für Blei für Automatenstähle typisch
ist.
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Ferner
entdeckten die Erfinder, dass die relativ geringe Zerspanungsverbesserungswirkung
von Zinn durch die Anwendung von thermischen Prozessen verstärkt werden
könnte,
die dazu beitragen, dass sich das Zinn an den Ferritkorngrenzen
konzentriert. Durch Anwendung einer solchen Konzentration von Zinn
an den Ferritkorngrenzen war es den Erfindern möglich geworden, schädliche Einflüsse wie
Warmrissbildung auszuschließen,
zu denen es bei höheren
Volumenzinngehalten kommt.
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Zudem
stießen
die Erfinder auf ein weiteres überraschendes
Ergebnis, nämlich
dass der bei der Zerspanungsverbesserung auftretende Versprödungseffekt
in dem Temperaturbereich der lokalisierten Zerspanungstemperaturen,
der aus der Konzentration von Zinn an den Ferritkorngrenzen resultiert,
durch die Anwendung thermischer Prozesse, die dazu beitragen, das
Zinn homogener im gesamten Stahlvolumen umzuverteilen, im Wesentlichen
umgekehrt werden kann. So haben die Erfinder ermittelt, dass durch
einen ersten thermischen Prozess die Zerspanbarkeit des Stahls verbessert
werden kann, indem eine Versprödung
im Temperaturbereich der lokalisierten Zerspanungstemperaturen bewirkt
wird, wobei Zinn an den Ferritkorngrenzen des Stahls konzentriert
wird, und durch einen anschließenden
zweiten thermischen Prozess, der nach der Zerspanung durchführbar ist,
diese Versprödung
wieder kontrolliert aufgehoben werden kann, wozu das Zinn von den
Ferritkorngrenzen weg wieder homogener im Stahlvolumen verteilt
angesiedelt wird. Mit anderen Worten, die Erfinder machten die erstaunliche
Entdeckung, nämlich
wie die Zerspanbarkeit des Stahls durch umkehrbare Konzentration
von Zinn an den Ferritkorngrenzen des Stahls kontrolliert zu verbessern
ist.
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Ein
Ziel der Erfindung besteht darin, bei Automatenstählen eine
Zerspanbarkeit zu schaffen, die vergleichbar ist mit der oder besser
ist als die von bleihaltigen Automatenstählen, ohne dass dabei auf Blei
zur Verbesserung der Zerspanbarkeit zurückgegriffen werden muss, und
dass so die Mängel
umgangen werden können,
die mit dem Einsatz von Blei verbunden sind.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
zur Verfügung
zu stellen, der einen Ersatz für
Blei enthält,
der die Rolle von Blei an den Ferritkorngrenzen des Stahls übernimmt,
indem er in dem Temperaturbereich, der den lokalisierten Zerspanungstemperaturen
entspricht, die beim Zerspanen in der Zerspanungszone auftreten,
eine Änderung
des Bruchgefügetyps
von transkristallin zu interkristallin bewirkt.
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Ein
anderes Ziel der Erfindung besteht darin, bei Automatenstählen eine
verbesserte Zerspanbarkeit zu gewährleisten, ohne dass man dabei
auf die Bildung einer die Sulfideinschlüsse umgebenden weichen Phase,
z. B. aus einem niedrig schmelzenden Metall, beispielsweise Wismut
oder ein verformbares Oxid wie ein komplexes kalziumhaltiges Oxid,
angewiesen ist, um die Zerspanbarkeit von Automatenstahl zu verbessern.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
bereitzustellen, bei dem vor der Zerspanung im Stahl eine die Zerspanbarkeit
verbessernde Versprödung
kontrolliert induziert und dann nach der Zerspanung wieder kontrolliert
herausgenommen werden kann.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
zur Verfügung
zu stellen, bei dem nach der Zerspanung die in einem bleihaltigen
Automatenstahl in dem Temperaturbereich von 200 bis 600 °C entstehende
Versprödung
wieder aufgehoben werden kann.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
zur Verfügung
zu stellen, der nicht die Probleme aufweist, die bei bleihaltigen
Automatenstählen
auftreten und die mit der Entsorgung der bleihaltigen, durch Zerspanung
entstehenden Späne
verbunden sind.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
bereitzutellen, bei dem Zinn zur Verbesserung der Zerspanbarkeit
eingesetzt wird.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
zur Verfügung
zu stellen, bei dem Zinn zur Verbesserung der Zerspanbarkeit eingesetzt
wird und bei dem der Volumenzinngehalt minimiert wurde, so dass
schädliche
Einflüsse
wie Warmrissbildung ausgeschlossen werden, die bei höheren Volumenzinngehalten
auftreten.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
bereitzustellen, bei dem es möglich
ist, kontrollierbar die Zerspanbarkeit zu verbessern, wozu ein geringer
Volumenzinngehalt gewählt
wird, indem Zinn umkehrbar an den Ferritkorngrenzen des Stahls konzentriert
wird.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen Automatenstahl
zur Verfügung
zu stellen, der zu Teilen zerspant werden kann, die als zerspante
Stahlteile einsetzbar sind.
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Ein
weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, Verfahren zur Herstellung
von Automatenstählen
bereitzustellen, die die vorgenannten Ziele erfüllen. Ein weiteres Ziel der
Erfindung ist die Bereitstellung von Erzeugnissen, die unter Anwendung
dieser Verfahren hergestellt werden.
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Die
vorliegende Erfindung erfüllt
die vorstehend genannten Ziele, indem sie Automatenstähle zur
Verfügung
stellt, die mittels Konzentration von Zinn an den Ferritkorngrenzen
und mittels Mangansulfideinschlüssen
im Stahl eine Zerspanbarkeit aufweisen, die vergleichbar mit der
oder besser als die herkömmlicher, bleihaltiger
Automatenstähle
ist, und indem sie Verfahren für
die Herstellung solcher Stähle
bereitstellt.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst einen Automatenstahl mit einer Zusammensetzung,
die folgende Massenanteile aufweist: bis zu 0,25 % Kohlenstoff,
bis zu 0,5 % Kupfer, 0,01 bis 2 % Mangan, 0,003 bis 0,03 % Sauerstoff,
0,002 bis 0,8 % Schwefel, 0,04 bis 0,08 % Zinn und die einen Rest
von Eisen und geringfügigen Verunreinigungen
enthält
und bei der ein Verhältnis
zwischen Mangan und Schwefel 2,9 bis 3,4 % und eine Gesamtmenge
von Schwefel plus Zinn plus Kupfer höchstens 0,9 % betragen, wobei
die Zusammensetzung durch eine Mikrostruktur mit einer Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen gekennzeichnet ist, die mindestens dem
Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls entspricht.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst des Weiteren einen Automatenstahl
mit einer Zusammensetzung, die folgende Massenanteile aufweist:
bis zu 0,005 % Aluminium, 0,01 bis 0,25 % Kohlenstoff, bis zu 0,5
% Kupfer, 0,5 bis 1,5 % Mangan, bis zu 0,015 % Stickstoff, 0,003
bis 0,03 % Sauerstoff, 0,01 bis 0,15 % Phosphor, bis zu 0,05 % Silizium,
0,2 bis 0,45 % Schwefel, 0,04 bis 0,08 % Zinn und die einen Rest
von Eisen und geringfügigen
Verunreinigungen enthält
und bei der ein Verhältnis
zwischen Mangan und Schwefel 2,9 bis 3,4 % und eine Gesamtmenge
von Schwefel plus Zinn plus Kupfer höchstens 0,9 % betragen, wobei
die Zusammensetzung durch ein Mikrogefüge mit einer Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen gekennzeichnet ist, die mindestens dem
Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls entspricht.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst zudem ein Verfahren zur Herstellung
eines Automatenstahls, das die folgenden Schritte umfasst: Bereitstellen
eines zinnhaltigen Stahls, der jedoch kein Blei enthält, Ausscheiden
von Mangansulfideinschlüssen
im Stahl, Ausbilden von Ferritkorngrenzen in dem Stahl und Behandeln des
Stahls unter solchen thermodynamischen und kinetischen Bedingungen,
dass eine Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen geschaffen
wird, die mindestens dem Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls entspricht.
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Das
Verfahren umfasst des Weiteren vorzugsweise die Schritte Zerspanen
des Stahls und kontrolliertes homogenes Umverteilen des Zinns im
gesamten Stahlvolumen. Der letztere Schritt beseitigt kontrolliert
die die Zerspanung verbessernde Versprödung, die auf die Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen im Stahl zurückzuführen ist.
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Die
vorliegende Erfindung schließt
auch Automatenstähle
ein, die durch die Anwendung der erfindungsgemäßen Verfahren als Erzeugnisse
hergestellt werden.
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Diese
und weitere Merkmale, Aspekte und Vorteile der vorliegenden Erfindung
sollen nun unter Bezugnahme auf die folgenden Definitionen, Beschreibungen
der bevorzugten Ausführungsformen,
Beispiele, dazugehörigen
Ansprüche
und hier angefügten
Zeichnungen besser verständlich
gemacht werden.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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In
den Zeichnungen zeigen:
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1 ein Diagramm der Ergebnisse
der Heißdruckversuche
an den herkömmlichen
AISI-Automatenstahlsorten
1215 und 12L14 in dem Temperaturbereich von Raumtemperatur bis 600 °C,
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2 ein Beispiel eines C-Index-Diagramms
und
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3 ein Diagramm der Ergebnisse
von Heißdruckversuchen
an Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu Ergebnissen ähnlicher
Versuche an herkömmlichen
AISI-Automatenstahlsorten 1215 und 12L14 in einem Temperaturbereich
von Raumtemperatur bis 600 °C.
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Definitionen
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1. Volumenzinngehalt
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Der
Ausdruck „Volumenzinngehalt" bezeichnet den Gesamtzinngehalt
in dem Stahl, wie er bei einer chemischen Stichprobenanalyse von
mehreren Stellen einer Stahlprobe bestimmt wird.
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2. C-Index
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Der „C-Index" ist ein Messwert
zur Beurteilung der Zerspanbarkeit eines Stahls. Der C-Index-Wert
eines Stahls wird auf der Basis mehrerer Zerspanungsprüfungen bestimmt,
bei denen die Zerspanungsgeschwindigkeit variiert wird, und es wird
die Menge des Materialabtrags in Bezug auf eine feste Zerspanungswerkzeugverschleißmenge ermittelt.
Die C-Index-Messskale wurde so ausgewählt, dass ein theoretischer
Bezugsstahl mit 200 cm3 Materialabtrag bei
einer Schneidflächengeschwindigkeit
von 100 Metern pro Minute einen C-Index von 100 aufweist. Deshalb
haben Stähle
mit einem C-Index über
100 eine größere Zerspanbarkeit als
der Bezugsstahl und Stähle
mit einem C-Index unter 100 eine niedrigere Zerspanbarkeit als der
Bezugsstahl.
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Bei
der Messung des C-Indexes wird folgendes Verfahren angewendet. Für eine ausgewählte Zerspanungsgeschwindigkeit
kommen ein Einstahl-Schaftfräser
bei Nutzung eines Standard-Schnellstahlwerkzeugs, Verwendung eines
Standardkühlmittels
und bei Wahl eines Standardvorschubwerts zum Einsatz, um die Oberfläche einer
zylindrischen Probe mit einem Durchmesser von 25,4 Millimetern (1
Zoll) zu zerspanen. Das Zerspanen wird so lange fortgesetzt, bis
das Werkzeug 0,7 Millimeter Freiflächenverschleiß aufweist.
Es wird die Materialabnahme von der Probe gemessen. Unter Anwendung
anderer Zerspanungsgeschwindigkeiten wird dann die Prüfung wiederholt.
Die Ergebnisse der Prüfungen
werden in einem Diagramm auf Exponenzialpapier abgetragen, wobei
entsprechend 2 die Materialabnahme
auf der Ordinate und die Zerspanungsgeschwindigkeit auf der Abszisse
abgetragen werden. Das Diagramm enthält eine Bezugslinie, die logarithmisch
mit den C-Index-Werten eingeteilt ist. Durch die abgetragenen Prüfpunkte
wird eine beste Gerade gezogen, und, falls erforderlich, weiter
gezogen, so dass sie die Bezugslinie schneidet. Der Schnittpunkt
zwischen dieser besten durch die Prüfpunkte gezogenen Geraden und
der Bezugslinie ergibt den C-Index-Wert für den Prüfwerkstoff.
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Die
Prüfbedingungen
zur Bestimmung der C-Index-Werte werden ausführlicher in „The Volvo
Standard Machinability Test",
Standard 1018.712, The Volvo Laboratory for Manufacturing Research,
Trollhattan, Schweden, 1989 beschrieben. Diese Veröffentlichung behandelt
jedoch die Messung des hierin „B-Index" genannten Parameters.
Der einzige Unterschied zwischen dem Prüfverfahren anhand des B-Indexes
und des C-Indexes besteht im Probendurchmesser: für den C-Index
ist ein Durchmesser von 25,4 Millimetern (1 Zoll) gewählt, während für den B-Index
ein Durchmesser von 50 Millimetern der Probe gewählt wird. Die in der genannten
Veröffentlichung
enthaltene B-Index-Kurve dient zur Bestimmung des C-Indexes, wenn
eine Probe mit der Größe für den C-Index
verwendet wird.
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3. Zinnkonzentration an
den Ferritkorngrenzen
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Der
Ausdruck „Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen" und
die syntaktischen Flexionen dieses Ausdrucks betreffen die Menge
Zinn, das an den Ferritkorngrenzen des Stahls angesiedelt ist, wie
sie gemäß dem beschriebenen
Verfahren, das in den folgenden Absätzen beschrieben wird, gemessen
wurde. Für
das Verständnis
der vorliegenden Erfindung muss unterschieden werden zwischen dem
Volumenzinngehalt des Stahls und der Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen.
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Die
Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen wird wie folgt gemessen.
Eine Stahlprobe wird zu Nadelproben elektropoliert, wozu eine Lösung von
25 % Perchlorsäure
in Essigsäure,
die auf Tetrachlorkohlenstoff aufschwimmt, und 15 bis 20 Volt Gleichspannung
dienen. Mit fortschreitender Elektropolierung wird die Stahlprobe
an der Grenze zwischen diesen zwei unmischbaren Flüssigkeiten
zunehmend verjüngt,
bis sie in zwei Nadeln getrennt ist. Eine der Nadeln wird dann durch
Elektropolieren angespitzt, wozu 2 Perchlorsäure in 2-Butoxyethanol und
eine Spannung von 10 bis 15 Volt Gleichspannung dienen. Die Nadel
wird dann mit Hilfe eines Transmissionselektronenmikroskops untersucht,
um festzustellen, ob an der Nadelspitze innerhalb von 300 Nanometern
eine Ferritkorngrenze vorhanden ist. Ist an der Nadelspitze innerhalb
dieses Bereichs keine Ferritkorngrenze vorhanden, so wird die Nadelprobe
mikroelektropoliert, wozu 2 % Perchlorsäure in 2-Buoxyethanol und eine Spannung von 10
Volt Gleichspannung dienen, wobei die Spannung von einem Pulsgenerator
geliefert wird, für
den der Zeitabstand in der Größenordnung
von Millisekunden eingestellt werden kann. Dann wird die Nadelspitze
erneut mit dem Transmissionselektronenmikroskop geprüft. Der
Zyklus von Mikroelektropolieren und Prüfung am Transmissionselektronenmikroskop
wird fortgesetzt, bis an der Nadelspitze innerhalb von 300 Nanometern
eine Ferritkorngrenze vorhanden ist. Die Ferritkorngrenze wird dann in
einem Feldionenmikroskop mit Atomsonde untersucht, wobei ein #grober
Wert der Zinnkonzentration CR gemessen wird.
Dieser Grobwert CR wird dann mit einem Korrekturfaktor
K multipliziert, um einen korrigierten Wert der Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen CC zu erhalten.
Bei dem Korrekturfaktor K handelt es sich um das Verhältnis zwischen
dem beobachteten Ferritkorngrenzenquadratmaß und dem Aperturquadratmaß des Feldionenmikroskops
mit Atomsonde. Das heißt,
K ist gleich dem beobachteten Ferritkorngrenzenquadratmaß, geteilt
durch das Quadratmaß des
Beobachtungsfeldes des Feldionenmikroskops mit Atomsonde. Somit
ergibt sich K=Agb/Aa=(l×t)/(δ×r2) und CC=K×CR
- worin
- K der Korrekturfaktor
- Agb das beobachtete Quadratmaß der im
Beobachtungsfeld sichtbaren Ferritkorngrenze
- Aa Aperturquadratmaß des Feldionenmikroskops mit
Atomsonde, d. h. das Quadratmaß des
Beobachtungsfeldes,
- l die Länge
der im Beobachtungsfeld sichtbaren Ferritkorngrenze,
- t die Breite der im Beobachtungsfeld sichtbaren Ferritkorngrenze,
- r der Radius des Beobachtungsfeldes,
- CC die korrigierte Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen und
- CR der Grobwert der Zinnkonzentration
im die Ferritkorngrenze enthaltenden Quadratmaß der Aperfur, am Feldionnenmikroskop
mit Atomsonde.
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Die
vorstehend beschriebenen Schritte werden wiederholt, bis ein korrigierter
Wert CC für jeweils vier bis sechs Ferritkorngrenzen
des Stahls gewonnen sind. Dann wird aus allen so gewonnenen korrigierten
Werten ein Durchschnitt dazu verwendet, die Durchschnittzinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen des Stahls zu ermitteln. Dieser Durchschnittswert
ist hierin mit der „Zinnkonzentration
an Ferritkorngrenzen" gemeint.
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4. Konzentration des Zinns
an den Ferritkorngrenzen
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Der
Ausdruck „Konzentration
des Zinns an den Ferritkorngrenzen" und sein syntaktischen Flexionen bezeichnet
die Behandlung eines zinnhaltigen Stahls unter thermodynamischen
und kinetischen Bedingungen, die dazu führen, dass sich Zinnatome an
den Ferritkorngrenzen des Stahl in erheblicher Zahl ansiedeln, so
dass die Zinnmenge an den Ferritkorngrenzen den Volumenzinngehalt
in dem Stahl überschreitet,
mit anderen Worten, einen Schritt, in dem eine Konzentration des
Zinns an den Ferritkorngrenzen mit einer Zinnkonzentration an den
Ferritkorngrenzen erfolgt, die nach den Messungen entsprechend dem
oben beschriebenen Messverfahren in dem Stahl den Volumenzinngehalt
an den Ferritkorngrenzen überschreitet.
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5. Äquivalentdurchmesser
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Das
Konzept des „Äquivalentdurchmessers" wird dazu genutzt,
die Erwärmungs-
und Abkühlungszeiten,
die Temperaturen oder die Geschwindigkeitswerte für die Erlangung
eines bestimmten metallurgischen Zustands, wie sie für eine zylindrische
Probe aus Metall ermittelt wurden, auf eine nichtzylindrische Probe
aus dem gleichen Metall zu übertragen.
Der Ausdruck „Äquivalentdurchmesser" bezeichnet einen
Durchmesser, den eine zylindrische Probe, die aus demselben Metall
wie die nichtzylindrische Probe besteht, unter Berücksichtigung
der Tatsache hätte,
dass die zylindrische Probe denselben metallurgischen Zustand annimmt
wie die nichtzylindrische Probe, wenn sie denselben Erwärmungs-
oder Abkühlbedingungen
ausgesetzt wäre.
So ist für
die Bestimmung der Erwärmungs-
oder Abkühlungsbedingungen,
die erforderlich sind, um einen bestimmten metallurgischen Zustand
des Stücks
Stahl zu erzielen, der Äquivanlenzdurchmesser
eines Stücks Stahl
gleich dem Durchmesser der zylindrischen Probe, der dem des Stücks Stahl
entspricht.
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6. Geringfügige Verunreinigungen
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Der
Ausdruck „geringfügige Verunreinigungen" bezeichnet die Verunreinigungen,
die auf Grund des Stahlherstellungsprozesses in dem Stahl vorhanden
sind.
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7. Erneute Konzentration
des Zinns an den Ferritkorngrenzen
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Der
Ausdruck „erneute
Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen" und seine syntaktischen Flexionen bezeichnen
die über
einen zur Erhöhung
der Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen ausreichend
langen Zeitraum und nach seiner Behandlung zur Umverteilung des
Zinns an den Ferritkorngrenzen in dem Stahl erfolgende Behandlung
des Stahls unter thermodynamischen und kinetischen Bedingungen,
die zu einer Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen des
Stahls führt.
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8. Umverteilung des Zinns
im Stahl
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Der
Ausdruck „Umverteilung
des Zinns im Stahl" und
seine syntaktischen Flexionen bezeichnen die über einen ausreichend langen
Zeitraum erfolgende und zur Verringerung der Konzentration des Zinns
an den Ferritkorngrenzen durchgeführte Behandlung des Stahl unter
thermodynamischen und kinetischen Bedingungen, die zu einer Homogenisierung
der Zinnverteilung im Stahl führt,
und die anschließende
Abkühlung
des Stahls mit einer ausreichend hohen Geschwindigkeit, so dass
eine erneute Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen des
Stahl verhindert wird.
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9. Typ-I-Mangansulfideinschlüsse
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Der
Ausdruck „Typ-I-Mangansulfideinschlüsse" bezeichnet Mangansulfideinschlüsse in dem
Stahl mit Kugelform, die entstehen, wenn der Sauerstoffanteil etwa
0,01 % beträgt
oder größer ist.
Die Kugelform der Mangansulfideinschlüsse ist zu bestimmen, wenn
der Stahl sich in einem erstarrten Zustand befindet, d. h. bevor
der Stahl Umformprozessen unterzogen wird, die zu einer gewissen Änderungen
der Form der Mangansulfideinschlüsse
führen
können.
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10. Typ-II-Mangansulfideinschlüsse
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Der
Ausdruck „Typ-II-Mangansulfideinschlüsse" bezeichnet Mangansulfideinschlüsse in dem
Stahl in Stabform, die entstehen, wenn der Sauerstoffanteil etwa
0,003 bis 0,01 % beträgt.
Die Stabform der Mangansulfideinschlüsse ist zu bestimmen, wenn
der Stahl sich in einem erstarrten Zustand befindet, d. h. bevor
der Stahl Umformprozessen unterzogen wird, die zu einer gewissen Änderungen
der Form der Mangansulfideinschlüsse
führen
können.
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Beste Ausführungsform
der Erfindung
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Bevorzugte
Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung umfassen Automatenstähle, für die eine Konzentration von
Zinn an den Ferritkorngrenzen des Stahls in Verbindung mit einer
Verteilung von Mangansulfideinschlüssen angewendet wird, um eine
Zerspanbarkeit zu gewährleisten,
die vergleichbar mit der oder besser als die bei herkömmlichen
bleihaltigen Automatenstählen
ist. Solche Ausführungsformen
weisen Zusammensetzungen auf, bei denen bestimmte Elemente kontrolliert
innerhalb bestimmter Bereiche gehalten werden und die Verhältnisse
des Anteils bestimmter in einem Zusammenhang stehender Elemente
ebenfalls kontrolliert auf einem Niveau gehalten werden. Es versteht
sich, dass die Erfinder bei der vorliegenden Erfindung unter einem
hierin beschriebenen Bereich auch jeden Einzelwert zwischen den
Endpunkten des Bereichs verstehen.
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Eine
Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung besteht aus einem Automatenstahl mit
einer Zusammensetzung, die folgende Massenanteile aufweist: bis
zu 0,25 % Kohlenstoff, bis zu 0,5 % Kupfer, 0,01 bis 2 % Mangan,
0,003 bis 0,03 % Sauerstoff, 0,002 bis 0,8 % Schwefel, 0,04 bis
0,08 % Zinn und die einen Rest von Eisen und geringfügigen Verunreinigungen
enthält
und bei der ein Verhältnis
zwischen Mangan und Schwefel 2,9 bis 3,4 % und eine Gesamtmenge
von Schwefel plus Zinn plus Kupfer höchstens 0,9 % beträgt, wobei
die Zusammensetzung durch ein Mikrogefüge mit einer Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen gekennzeichnet ist, die mindestens dem
Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls entspricht.
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Bei
einer bevorzugten Ausführungsform
weist die Zusammensetzung des Automatenstahls folgende Massenanteile
auf: 0,01 bis 0,25 % Kohlenstoff, bis zu 0,5 % Kupfer, 0,5 bis 1,5
% Mangan, 0,003 bis 0,03 % Sauerstoff, 0,2 bis 0,45 % Schwefel,
0,04 bis 0,08 % Zinn und einen Rest von Eisen und geringfügigen Verunreinigungen
enthält,
und bei der ein Verhältnis
zwischen Mangan und Schwefel 2,9 bis 3,4 % beträgt und eine Gesamtmenge von
Schwefel plus Zinn plus Kupfer höchstens
0,9 % beträgt,
wobei die Zusammensetzung durch ein Mikrogefüge mit einer Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen gekennzeichnet ist, die mindestens dem
Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls entspricht.
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Bei
einer bevorzugten Ausführungsform
weist die Zusammensetzung des Automatenstahls folgende Massenanteile
auf: bis zu 0,005 % Aluminium, 0,01 bis 0,25 % Kohlenstoff, bis
zu . 0,5 % Kupfer, 0,5 bis 1,5 % Mangan, bis zu 0,015 % Stickstoff,
0,003 bis 0,03 % Sauerstoff, 0,01 bis 0,15 % Phosphor, bis zu 0,05
% Silizium, 0,2 bis 0,45 % Schwefel, 0,04 bis 0,08 % Zinn und die
einen Rest von Eisen und geringfügigen
Verunreinigungen enthält,
und bei der ein Verhältnis
zwischen Mangan und Schwefel beträgt 2,9 bis 3,4 % und eine Gesamtmenge
von Schwefel plus Zinn plus Kupfer höchstens 0,9 % beträgt, wobei
die Zusammensetzung durch ein Mikrogefüge mit einer Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen gekennzeichnet ist, die mindestens dem
Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls entspricht.
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Die
Zusammensetzung jeder Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung ist durch ein Mikrogefüge mit einer
Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen gekennzeichnet. Die Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen des Stahls entspricht mindestens dem Zehnfachen
des Volumenzinngehalts des Stahls. Vorzugsweise beträgt ein Massenanteil
der Zinnkonzentration an den Ferritkongrenzen mindestens 0,5 %.
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Bei
den Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung wird die Zerspanbarkeit verbessert, indem eine
Konzentration von Zinn an den Ferritkorngrenzen und gleichzeitig
eine Verteilung der Mangansulfidpartikeln im gesamten Stahl gewählt werden.
Hinsichtlich des Typs der Mangansulfideinschlüsse dieser bevorzugten Ausführungsformen
handelt es sich vorzugs weise um Mangansulfideinschlüsse des
Typs I oder des Typs II bzw. um eine Kombination von Typ I und Typ
II.
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Es
soll nun die Bedeutung der speziellen Anteile der Elemente bei diesen
Ausführungsformen
ausführlicher
behandelt werden. Wenn nicht anders angegeben, handelt es sich bei
den Anteilen um die Gesamtvolumengehalte der Elemente in dem Stahl.
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Der
Massenanteil von Zinn liegt bei diesen Ausführungsformen im Bereich von
0,04 bis 0,08 %. Bei niedrigerem Anteil nimmt der Wert der Zerspanungsverbesserung
auf Grund der Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen ab. Bei
höherem
Anteil wird der Stahl empfindlicher gegenüber der Warmrissbildung bei
der Warmumformung. Der Massenanteil von Zinn liegt vorzugsweise
im Bereich von 0,04 bis 0,06 %. Beträgt zudem die gemeinsame Gesamtmenge
von Zinn, Schwefel und Kupfer mehr als 0,9 %, so wird die Empfindlichkeit
des Stahls gegenüber
der Warmrissbildung erhöht.
Somit liegt bei den Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung die Gesamtmenge von Zinn, Schwefel und
Kupfer bei einem Massenanteil von höchstens 0,9 %.
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Der
Massenanteil von Mangan entspricht bei den Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung mindestens 0,01 %, so dass durch Ausscheidung aus der
Schmelze eine zur Verbesserung der Zerspanbarkeit dienende ausreichende
Menge von Mangansulfideinschlüssen
in dem Stahl ausgeschieden werden. Zudem überschreitet der Massenanteil
von Mangan nicht 2 %, da eine Überschreitung
von 2 % Massenanteil Mangan die Stahlhärte ansteigen lassen kann,
wodurch die Zerspanbarkeit verringert wird. Bei den bevorzugten
Ausführungsformen
der Erfindungen beträgt
der Massenanteil von Mangan 0,5 bis 1,5 %.
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Der
Massenanteil von Schwefel beträgt
bei den Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung mindestens 0,002 %, so dass eine zur
Verbesserung der Zerspanbarkeit dienende ausreichende Menge von
Mangansulfideinschlüssen
in dem Stahl durch Ausscheidung aus der Schmelze ausgeschieden werden
kann. Da eine überschüssige Menge
von Schwefel zur Bildung von Eisensulfid führen kann, das eine. Warmrissbildung des
Stahls verursachen kann, ist es auch erforderlich, dass der Massenanteil
von Schwefel 0,8 % nicht überschreitet.
Der Massenanteil von Schwefel beträgt bei den Ausführungsformen
der Erfindung 0,2 bis 0,45 %.
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Da
sich ein gewisser Anteil von Mangan und Schwefel miteinander verbinden,
um Magansulfideinschlüsse
zu bilden, die die Zerspanbarkeit verbessern helfen, wird bei den
Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung das Verhältnis Massenanteil Mangan zu
Schwefel kontrolliert bei 2,9 bis 3,4 gehalten. Durch Einschränkung des
Verhältnisses
auf die genannten Massenanteile von Mangan und Schwefel wird verhindert, dass
das Element, das überschüssig ist,
unerwünschte
Wirkungen hervorruft. Bei einem Verhältnis unter 2,9 kann der Mangangehalt
für eine
Verbindung mit Schwefel und die Entstehung der gewünschten
Mangansulfideinschlüsse
unzureichend sein, bei einem Schwefelüberschuss kann sich Eisensulfid
bilden, das den Stahl empfindlich gegenüber Rissbildung beim Warmumformen
machen kann. Bei einem Verhältnis,
das über
3,4 liegt, kann der Manganüberschuss
die Härte
des Stahls erhöhen,
was die Zerspanbarkeit des Stahls verringert.
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Der
Massenanteil von Sauerstoff liegt bei den Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung im Bereich 0,003 bis 0,03 %. Wird der Sauerstoffanteil
in diesem Bereich gehalten, so hilft dies, den Anteil der im Stahl
enthaltenen Oxideinschlüsse,
die als Schleifpartikeln wirken können, zu minimieren. Dies hilft
ebenso, Mangansulfideinschlüsse
der Typen sicherzustellen, die die Zerspanbarkeit begünstigen.
Das heißt,
wenn der Sauerstoffanteil in diesem Bereich gehalten wird, ist die
Wahrscheinlichkeit größer, dass
Mangansulfideinschlüsse
des Typs I, des Typs II oder eine Kombination von Typ I und Typ
II ausgeschieden werden.
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Alle
Stähle
enthalten einen Anteil Kohlenstoff. Bei den Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung liegt der Massenanteil von Kohlenstoff bei bis zu 0,25
%, wodurch der Ferritgehalt des Stahls optimiert und somit die Zerspanbarkeit
begünstigt
wird, Der Massenanteil von Kohlenstoff beträgt vorzugsweise 0,01 bis 0,25
%.
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Kupfer
kann die Verformbarkeit von Stahl verringern. Deshalb liegt der
Massenanteil von Kupfer bei dieser Erfindung bei höchstens
0,5 %.
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Phosphor
wird Automatenstählen
häufig
zur Erhöhung
der Glätte
der zerspanten Fläche
zugefügt.
Zuviel Phosphor kann jedoch die Verformbarkeit des Stahls verringern.
Deshalb liegt bei einigen Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung der Massenanteil von Phosphor im Bereich
0,01 bis 0,15 %.
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Stickstoff
ist dafür
bekannt, dass er die Spanzerstörung
begünstigt.
Stickstoff kann sich jedoch mit anderen Elementen umsetzen und harte
Nitride oder Karbonitride bilden, die den Werkzeugverschleiß erhöhen können, wobei
die Zerspanbarkeit abnimmt. Bei einigen Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung beträgt
deshalb der Massenanteil von Stickstoff höchstens 0,015 %.
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Silizium
kann Oxideinschlüsse,
die als Schleifpartiekln wirken können und die eine lange Standzeit
des Zerspanungswerkzeugs ausschließen. Deshalb sollte der Massenanteil
des Siliziums so niedrig wie möglich gehalten
werden, bei einigen Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung ist er auf höchsten 0,05 % festgelegt.
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Aluminium
kann ebenfalls abrasive Oxidpartikel bilden, die einer langen Standzeit
des Zerspanungswerkzeugs entgegenstehen. Deshalb sollte der Massenanteil
des Aluminiums so niedrig wie möglich
gehalten werden, bei einigen Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung ist er auf höchstens
0,005 % begrenzt.
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Ein
Verfahren zur Herstellung eines Automatenstahls umfasst erfindungsgemäß die folgenden
Schritte: Bereitstellen eines Zinn, jedoch kein Blei als Bestandteil
enthaltenden Stahls, Ausscheiden von Mangansulfideinschlüssen im
Stahl, Ausbildung von Ferritkorngrenzen in dem Stahl, wozu der Stahl
unter solchen thermodynamischen kinetischen Bedingungen behandelt
wird, dass eine Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen geschaffen
wird, die mindestens dem Zehnfachen des Volumenzinngehalts des Stahls
entspricht. Obwohl in den verschiedenen Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung diese Schritte auf unterschiedliche Weise ausgeführt werden
können,
sollen nun einige der bevorzugten Ausführungsvarianten dieser Schritte
beschrieben werden.
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Der
Schritt der Bereitstellung eines Zinn als Bestandteil enthaltenden
Stahls wird vorzugsweise durch Herstellen einer nach herkömmlichen
Stahlerzeugungsverfahren hergestellten Stahlschmelze mit einer Zusammensetzung
ausgeführt,
die Zinn einschließt.
Der bereitgestellte Stahl hat vorzugsweise eine Zusammensetzung,
die bereits vorstehend für
bevorzugte Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung beschrieben wurde. Dieser Schritt ist
von Bedeutung, da er die Basis für
die übrigen
Schritte des Prozesses darstellt.
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Der
Schritt des Ausscheidens von Mangansulfideinschlüssen im Stahl erfolgt durch
Ausscheiden von Mangansulfideinschlüssen aus der geschmolzenen
Stahlzusammen setzung während
der Erstarrung des Stahls. Vorzugsweise führt dieser Schritt zu Mangansulfideinschlüssen des
Typs I oder des Typs II oder einer Kombination des Typs I und des
Typs II, die im gesamten Stahl verteilt sind. Dieser Schritt ist
wichtig, da er Stahl mit Mangansulfideinschlüssen entstehen lässt, die
die Zerspanbarkeit des Stahls verbessern helfen.
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Der
Schritt der Ausbildung von Ferritkorngrenzen im Stahl erfolgt vorzugsweise
durch Abkühlen
des Stahls von einer Temperatur, die die Austenitumwandlungstemperatur
AR3 überschreitet,
nachdem der Stahl warmumgeformt oder warmbehandelt wurde, obwohl
erfindungsgemäß durchaus
vorstellbar ist, dass die Ferritkorngrenzen während der Abkühlung aus
der Erstarrung des Stahls ausgebildet werden. Dieser Schritt ist entscheidend,
da er zur Ausbildung von Ferritkorngrenzen führt, die, wenn sie durch eine
Zinnkonzentration bei lokalisierten Zerspanungstemperaturen geschwächt werden,
an dem interkristallinen Bruchgefüge beteiligt sind, durch das
die Zerspanbarkeit des Stahls verbessert wird. Um diesen Schritt
ausführen
zu können,
ist es erforderlich, dass die angewendete Abkühlungsgeschwindigkeit aus dem
Austenitbereich des Stahls nicht so hoch ist, dass die Ferritausbildung
ausgeschlossen wird. Es wird vorzugsweise eine solche Abkühlungsgeschwindigkeit
aus dem Austenitbereich gewählt,
dass das Mikrogefüge
des Stahls nach der Abkühlung
mindestens einen Volumenanteil von Ferrit in Höhe von etwa 80 % enthält, wobei
der Rest aus Perlit besteht.
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Der
Schritt der Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen ist
deshalb entscheidend, weil durch ihn ausreichende Mengen an Zinn
in dem Bereich des Mikrogefüges
angesiedelt werden, von dem aus das Zinn eine Verbesserung der Zerspanbarkeit
bewirken kann, indem es das interkristalline Bruchgefüge bei lokalisierten
Zerspanungstemperaturen in der Art und Weise entstehen lässt, wie
sie, so die Entdeckung durch die Erfinder, für Blei in bleihaltigen Automatenstählen typisch
ist. Dieser Schritt lässt
sich auf unterschiedliche Weise realisieren. Es sollen nun zwei
der bevorzugten Ausführungsvarianten
dieses Schritts beschrieben werden.
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Eine
bevorzugte Variante der Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen
besteht darin, den Stahl innerhalb des Temperaturbereichs von 700
bis 400 °C
mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
von weniger als 1 °C
pro Sekunde abzukühlen.
Die Abkühlungsgeschwindigkeit
in diesem Abkühlungsbereich
beträgt
besser etwa 28 °C
pro Stunde, eine Abkühlungsgeschwindigkeit,
die für
den herkömmlichen
Bündelprozess
für Stabstahl
typisch ist. Die Abkühlung
kann nach der Behandlung des Stahls mit einer hohen Temperatur erfolgen,
wie sie bei der Erstarrung, der Wärmebehandlung oder bei der
Warmumformung auftritt. Das Abkühlen wird
vorzugsweise vorgenommen, nachdem ein Warmumformprozess wie Warmwalzen
oder Warmschmieden am Stahl bei Temperaturen von mehr als etwa 900 °C abgeschlossen
ist, besser noch, wenn die Endtemperatur im Bereich von etwa 900
bis 950 °C
liegt. Unter solchen Bedingungen besteht eine bevorzugte Abkühlungsart
in der Abkühlung
unter Anwendung von Isoliertechnik.
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Eine
weitere bevorzugte Variante der Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen
besteht im Halten des Stahls in einem Temperaturbereich von 425
bis 575 °C
für einen
Zeitraum, der ausreichend ist, Zinn an den Ferritkorngrenzen zu
konzentrieren. Die Haltezeit beträgt vorzugsweise mindesten 0,4
Stunden pro Zentimeter (1 h pro Zoll) des Äquivalentdurchmessers des Stahls.
Die erforderliche Haltezeit für
die Behandlung eines bestimmten Stahlartikels bei einer bestimmten
Temperatur kann durch die Bestimmung der Zinnmengen an den Ferritkorngrenzen
nach dem oben beschriebenen Verfahren ermittelt werden, wonach bestimmt
wird, ob die Zeit für
die Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen ausreichend
war. Alternativ kann überprüft werden,
ob die Haltezeit bei einer bestimmten Temperatur ausreichend war,
indem festgestellt wird, ob die Zerspanbarkeit den Wert erreicht
hat, der für
diesen Stahl erwartet wird.
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Was
die beiden Varianten der Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen
gemeinsam haben, ist, dass sie eine Behandlung des Stahls durch
thermodynamische und kinetische Bedingungen vorsehen, die dazu führen, dass
sich Zinnatome in erheblichen Mengen an den Ferritkorngrenzen anlagern,
so dass die Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen den Volumenzinngehalt überschreitet.
Im Allgemeinen steigt innerhalb der oben genannten Temperaturbereiche
die Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen mit zunehmender Behandlungszeit
asymptotisch. So steigt bei den oben beschriebenen bevorzugten Varianten
der vorliegenden Erfindung die Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen
bei innerhalb des Temperaturbereichs von 700 bis 400 °C sinkender
Abkühlungsgeschwindigkeit
oder bei in denn Temperaturbereich von 425 bis 575 °C verlängerter
Haltezeit asymptotisch. Folglich ist es möglich, die Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen kontrolliert zu beeinflussen, indem die
Zeit der Behandlung des Stahls bei diesen Temperaturen gesteuert
wird.
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Der
Schritt der Konzentration von Zinn an den Ferritkorngrenzen führt zu einer
Anhäufung
des Zinns an den Ferritkorngrenzen bis auf eine Konzentration, die
mindestens dem Zehnfachen des Volumenzinngehalts entspricht. Der
Schritt führt
vorzugsweise zu einer Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen
mit einem Massenanteil von mindestes 0,5 %.
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Andere
bevorzugte Varianten eines erfindungsgemäßen Prozesses zur Herstellung
von Automatenstählen
umfassen außer
den vorstehend beschriebenen Schritten der Herstellung eines Zinn
als Bestandteil enthaltenden Stahls ferner die Schritte der Zerspanung
des Stahls und die anschließende
Zinnumverteilung im Stahl, das Ausscheiden von Mangansulfideinschlüssen im
Stahl, die Ausbildung von Ferritkorngrenzen im Stahl und die Konzentration
des Zinns an den Ferritkorngrenzen. Obwohl bei den verschiedenen
Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung diese Schritte auf unterschiedliche Weise
ausgeführt
werden können,
sollen nun mehrere bevorzugte Varianten der Ausführung dieser Schritte beschrieben
werden.
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Der
Schritt der Zerspanung kann nach allen für Fachleute bekannten Stahlzerspanungsverfahren durchgeführt werden.
Zu diesen Verfahren gehören
solche Zerspanungsprozesse wie Drehen, Umformen, Fräsen, Bohren,
Reiben, Ausdrehen, Schaben und Gewindeschneiden, wobei sie nicht
darauf begrenzt sind. Es ist nicht erforderlich, dass alle Zerspanungsverfahren,
die auf den Stahl anzuwenden sind, in diesem einen Zerspanungsschritt
ausgeführt
werden. So können
beispielsweise zusätzliche
Zerspanungsprozesse an dem Stahl vorgenommen werden, nachdem eine
vollständige
Umverteilung des Zinns im Stahl nach dem Schritt der Zinnumverteilung
stattgefunden hat.
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Der
Schritt der Zinnumverteilung im Stahl umfasst die Behandlung des
Stahls unter solchen thermodynamischen und kinetischen Bedingungen,
die zu einer Homogenisierung der Zinnverteilung im Stahl führen und über einen
für die
Konzentration von Zinn an den Ferritkorngrenzen genügend langen
Zeitraum erfolgt, so dass die Ferritkorngrenzen verringert oder
beseitigt werden, sowie anschließend die Abkühlung des
Stahls bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit,
die ausreichend ist, eine erneute Konzentration des Zinns an den
Ferritkorngrenzen auszuschließen.
Der Zweck dieses Schritts ist die kontrollierte entweder vollständige oder
teilweise Verhinderung der die Zerspanbarkeit begünstigenden
Versprödung
im Temperaturbereich von etwa 200 bis etwa 600 °C, die auf die Zinnkonzentration
an den Ferritkorngrenzen zurückzuführen ist.
Unter optimalen Verhältnissen
werden die thermodynamischen und kinetischen Bedingungen so lange
aufrechterhalten, bis die Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen
im Wesentlichen gleich dem Volumenzinngehalt ist. Diese optimale
Variante der Ausfürhung
dieses Schritts bewirkt die gründlichste
Beseitigung der zu einer Zerspanbarkeitsverbesserung führenden
Versprödung
und folglich die vollständigste
Wiederherstellung der Verformbarkeit und/oder Zähigkeit des Stahls im Temperaturbereich
von etwa 200 bis etwa 600 °C.
Für die
Ausführung
dieser Varianten der vorliegenden Erfindung, bei denen der Schritt
der Zinnumverteilung durchgeführt
wird, ist es jedoch nicht erforderlich, dass die Zinnumverteilung
bis zu diesem optimalen Zustand angewendet wird. So kann es, wenn
eine gewisse Verformbarkeitsverbesserung für den zweckentsprechenden Einsatz
gewünscht
wird, aber einige zusätzliche
Zerspanungsprozesse nach dem erfolgten Zinnumverteilungsschritt
vorgezogen werden, z. B. unter Umständen vorteilhaft sein, das
Zinn nur teilweise kontrolliert umzuverteilen, um so einen Teil der
Zerspanbarkeitsverbesserung zu erhalten, während die entsprechend dem
Einsatzzweck für
den Stahl erforderliche Verformbarkeit wiedergewonnen wird.
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Eine
bevorzugte Vorgehensweise zur Durchführung des Schritts der Umverteilung
des Zinns im Stahl ist die Erwärmung
des Stahls auf eine Temperatur über
der Austenitumwandlungstemperatur AC3 für mindestens
0,4 Stunden pro Zentimeter (1 Stunde pro Zoll) des Äquivalentdurchmessers
des Stahls und die anschließende
Abkühlung
des Stahls innerhalb des Temperaturbereichs von 700 bis 400 °C bei einer
Abkühlungsgeschwindigkeit
von mehr als 1 °C
pro Sekunde. Diese Abkühlungsgeschwindigkeit
verhindert eine wiederholte Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen.
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Diese
verschiedenen thermischen Prozesse, die in der obigen Beschreibung
genannt wurden, können auf
jede den Fachleuten mögliche
Art und Weise durchgeführt
werden. Die Gesamt- oder Teilprozesse können in feuerfest ausgekleideten,
temperaturgesteuerten Öfen
erfolgen, die elektrisch oder durch Kraftstoffverbrennung geheizt
werden. Die genannten Abkühlungsgeschwindigkeiten
können
auf jede den Fachleuten bekannte Weise zur Steuerung der Abkühlungstemperaturen
und -zeiten erzielt werden. Die Abkühlungsgeschwindigkeiten lassen
sich beispielsweise durch Anwendung der Ofenabkühlung oder durch Einhüllen des
Stahls im warmen Zustand während
der Abkühlung
in Isoliermaterial erreichen. Bei einigen bevorzugten Varianten
des erfindungsgemäßen Verfahrens
wird der Stahl nach Abschluss des Warmwalzens oder Warmschmiedens
in Isoliermatten gehüllt,
um die Abkühlungsgeschwindigkeit
zu steuern.
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Beispiele
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Die
folgenden nicht begrenzenden Beispiele sind zur Veranschaulichung
bestimmt, sie dienen jedoch keinesfalls der Einschränkung des
Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung.
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Beispiel 1
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Es
wurden Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung unter Anwendung von Standardstahlherstellungstechnologien
durch Vakuuminduktionsschmelzen hergestellt. Die Nennzusammensetzungen
dieser Ausführungsformen
sind in Tabelle 1 zusammengefasst.
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Zur
Herstellung dieser Ausführungsformen
wurde der Schmelzofen mit den Rohstoffen in zwei Stufen beschickt.
Zunächst
wurde der Ofen mit einem Grundeinsatz beschickt, der aus Graphit,
Ferrophosphor (mit 25 % Phosphor), Eisensulfid (mit 50 % Schwefel),
reinem Kupfer und Elektrolyteisen bestand, und dieser geschmolzen.
Nach dem Erschmelzen des Grundeinsatzes wurden die übrigen Elemente
in der folgenden Reihenfolge zugegeben: Elektrolytmangan, reines
Silizium und reines Zinn. Der geschmolzene Stahl wurde in 22,4-kg-(50-Pfund)-Blockkokillen
gegossen. Die erstarrten Blöcke
wurden 2,5 Stunden lang auf etwa 1232 °C (2250 °F) erwärmt und anschließend innerhalb
einer Temperaturspanne von etwa 1232 °C (2250 °F) bis etwa 954 °C (1750 °F) zu Rundstangen
mit einem Enddurchmesser von etwa 29 Millimetern (1 1/8 Zoll) in
zehn Stichen warmgewalzt. Die Stangen wurden dann bei einer Geschwindigkeit
von etwa 28 °C
pro Stunde (50 °F
pro Stunde) auf Raumtemperatur abgekühlt.
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Aus
jeder Charge wurden Proben mit jeweils etwa 152 Millimeter (6 Zoll) – Länge – mal 25,4
Millimeter (1 Zoll) – Durchmesser – gewonnen.
Vergleichsproben warmgewalzter AISI-Stahlsorten 1018, 1215 und 12L14, die
aus dem Handel bezogen wurden, wurden ebenfalls auf Probengröße zerspant.
Die AISI-Stahlsorte 1018 ist ein kohlenstoffarmer Stahl, der nicht
als Automatenstahl betrachtet wird. Die AISI-Stahlsorte 1215 ist ein
herkömmlicher,
kein Blei enthaltender Automatenstahl. Die AISI-Stahlsorte 12L14
ist ein herkömmlicher bleihaltiger
Automatenstahl. Die Nennzusammensetzungen dieser drei Handelsqualitäten sind
in Tabelle 1 angegeben.
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Es
wurden die C-Index-Werte entsprechend der obigen Definition einer
jeden Probe bestimmt. Die C-Index-Werte sind Tabelle 2 zu entnehmen.
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Die
Untersuchungsergebnisse zeigen eindeutig, dass die Zerspanbarkeit
der untersuchten erfindungsgemäßen Ausführungsformen
der der herkömmlichen
untersuchten Automatenstähle
entspricht oder diese überschreitet.
Die Ergebnisse zeigen auch, dass die Zerspanbarkeit einiger der
geprüften
erfindungsgemäßen Ausführungsformen
die Zerspanbarkeit der herkömmlichen,
bleihaltigen Automatenstähle
stark übertrifft.
Zudem zeigen die Ergebnisse, dass die geprüften erfindungsgemäßen Ausführungsformen
die Zerspanbarkeit der geprüften
herkömmlichen
AISI-Nichtautomatenstahlsorte 1018 weit übertreffen.
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Beispiel 2
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Es
wurde die Auswirkung des thermischen Prozesses auf die Zerspanbarkeit
einiger erfindungsgemäßer Ausführungsformen
untersucht. Auch eine Vergleichsprobe mit der gleichen Zusammensetzung
wie der der vorliegenden Erfindung, jedoch ohne konzentriertes Zinn
an den Ferritkorngrenzen, wurde untersucht.
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Die
Vorbereitung der Proben erfolgte, wie bei Beispiel 1 beschrieben,
nur der thermische Prozess wurde an den Proben variiert. Die Warmwalzendtemperatur
der Proben aus Sn60M und Sn80M betrug etwa 954 °C (1750 °F). Einige dieser Proben wurden
langsam von der Warmwalzendtemperatur bei etwa 28 °C pro Stunde
auf Raumtemperatur abgekühlt,
womit eine Abkühlungsgeschwindigkeit
simuliert wurde, die für
handelsübliche
Stabstahlbündelprozesse
angewendet wird. Andere Proben wurden von der Warmwalztemperatur
bei etwa 1 °C
pro Sekunde auf Raumtemperatur abgekühlt. Weitere Proben wurden,
nachdem sie von der Warmwalztemperatur bei 1 °C pro Sekunde auf Raumtemperatur
abgekühlt
wurden, zwei Stunden lang auf etwa 500 °C erwärmt und dann an der Luft auf
Raumtemperatur abgekühlt.
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Die
Sn60-Proben wurden bei einer Endtemperatur von etwa 900 °C (1650 °F) warmgewalzt
und dann bei etwa 5 °C
pro Sekunde auf Raumtemperatur luftgekühlt. Diese hohe Abkühlungsgeschwindigkeit
verhinderte die Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen.
Eine dieser Proben wurde im abgekühlten Zustand geprüft und als
Vergleichsprobe genutzt. Die andere Sn60-Probe wurde etwa eine Stunde
lang auf etwa 450 °C
(842 °F)
erwärmt,
um erfindungsgemäß das Zinn
an den Ferritkorngrenzen zu konzentrieren, und vor der Prüfung auf
Raumtemperatur luftgekühlt.
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Es
wurden die C-Index-Werte jeder Probe gemessen. Die Ergebnisse sind
der Tabelle 3 zu entnehmen.
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Die
Ergebnisse zeigen, dass jede der geprüften Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung bei allen geprüften
thermischen Prozessbedingungen eine ausgezeichnete Zerspanbarkeit
aufweist. Im Gegensatz dazu wies die Probe aus Sn60, die kein an
den Ferritkorngrenzen konzentriertes Zinn hatte, eine erheblich schlechtere
Zerspanbarkeit auf. Die Ergebnisse zeigten auch, dass die Proben,
die bei etwa 28 °C
pro Stunde abgekühlt
wurden, und die Proben, die bei 500 °C gehalten wurden, mit einer
besseren Zerspanbarkeit aufwarteten, als dies die Proben taten,
die bei 1 °C
pro Sekunde abgekühlt
wurden. Dies weist darauf hin, dass die Zerspanbarkeit durch Steuerung
der Zeit, in der der Stahl thermodynamischen und kinetischen Bedingungen
ausgesetzt wird, die zu einer Konzentration des Zinns an den Ferritkorngrenzen
führen,
steuerbar ist. Daraus ergibt sich, dass eine längere Behandlung in Temperaturbereichen,
in denen Zinn an den Ferritkorngrenzen konzentriert wird, zu höheren Konzentrationen
des Zinns an den Ferritkorngrenzen und zu einer besseren Zerspanbarkeit
führt.
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Beispiel 3
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Es
wurde in einer Massenfertigungsanlage mit vielen verschiedenen Arten
von Zerspanungsarbeitsprozessen eine Untersuchung vorgenommen. Dabei
wurde eine erfindungsgemäße Ausführungsform,
Sn80, mit herkömmlichem
bleihaltigem Stahl 12L14 verglichen. Bei der Maschine handelte es
sich um eine Großserienmaschine
des Typs Hydromat, Modell HB 32/45 mit 16 Stationen und einem Rotationstransportsystem,
die für
eine ganze Anzahl von Zerspanungsprozessen vorgesehen war. Die Mengenleistung
lag bei 300 Stück
pro Stunde. An jedem Teil wurden folgende Zerspanungsprozesse durchgeführt: 1)
Abtrennen, 2) Schruppdrehen, 3) Fertigdrehen, 4) Abfasen, 5) Planbearbeiten,
6) Bohren, 7) Reiben, 8) Schruppbohren, 9) Ausdrehen, 10) zylindrisch
Aussenken, 11) Entgraten und 12) Polieren. Bei den Werkzeugen handelte
es sich um 1) Schnellarbeitsstahl, 2) ein titannitridbeschichtetes
Hartmetallwerkzeug, 3) ein unbeschichtetes Hartmetallwerkzeug, 4)
eine dampfgetemperte Säge
und 5) ein Polierwerkzeug aus einem Äquivalent des AISI-52100-Stahls. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 4 zusammengefasst.
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Die
Ergebnisse zeigen, dass die geprüften
erfindungsgemäßen Ausführungsformen
mindestens eine solch hohe Qualtität erbrachten wie der herkömmliche
bleihaltige Stahl 12L14, sie wiesen unpoliert oder poliert eine
bessere Oberflächengüte auf.
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Beispiel 4
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Es
wurden an einer erfindungsgemäßen Ausführungsform
Warmverformbarkeitsuntersuchungen unternommen, um festzustellen,
ob sie bei Temperaturen, die den lokalisierten Zerspanungszonentemperaturen entsprechen,
Versprödung
aufweist, wie dies bei der herkömmlichen
bleihaltigen Automatenstahlsorte 12L14 der Fall ist. Zum Vergleich
wurde auch ein herkömmlicher
Automatenstahl der AISI-Sorte 1215 untersucht, der kein Blei enthält.
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Bei
der geprüften
erfindungsgemäßen Ausführungsform
handelte es sich um Sn80. Die Nennzusammensetzung von Sn80 ist in
Tabelle 1 angegeben. Sn80 wurde entsprechend Beispiel 1 vorbereitet,
nur wurden drei unterschiedliche Bedingungen für den thermischen Prozess gewählt, so
dass die Auswirkung zunehmender Zinnkonzentrationen an den Ferritkorngrenzen
auf die Warmverformbarkeit festgestellt werden konnte. Bei der ersten
Bedingung wurde Sn80 warmgewalzt und dann bei etwa 28 °C pro Stunde
auf Raumtemperatur abgekühlt.
Ausgangszustand für
die beiden anderen Bedingungen war für Sn80 der warmgewalzte und
auf Raumtemperatur abgekühlte
Zustand entsprechend der ersten Bedingung der. Die zweite Bedingung
war eine erneute Erwärmung
auf 500 °C
bei einer Haltezeit von einer Stunde mit sich daran anschließender Luftabkühlung auf
Raumtemperatur. Die dritte Bedingung war die erneute Erwärmung des
Stahls auf 500 °C
bei einer Haltezeit von zwei Stunden mit sich daran anschließender Luftabkühlung auf
Raumtemperatur. Auf Grund der zunehmend längeren Behandlungszeit der
Probe in Temperaturbereichen, in denen sich Zinn an den Ferritkorngrenzen
konzentriert, waren bei Anwendung der drei Bedingungen auch zunehmend
höhere
Zinnkonzentrationen zu erwarten.
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Die
Warmverformbarkeitsprüfungen
wurden an geflanschten gepressten Proben unter Anwendung einer Verformungsgeschwindigkeit
von 20 Sekunden–1 bei Temperaturen zwischen
Raumtemperatur und 600 °C vorgenommen.
Die Warmverformbarkeit wurde durch Messen der zulässigen Wandbeanspruchung
bestimmt, bei der es zum Anriss am äußeren Umfang des Flansches
kam. Die Ergebnisse der Prüfungen
sind in 3, aber auch
in 5 veranschaulicht, die etwas über den
Verformbarkeitsverlust bei 400 °C
gegenüber
dem Verformbarkeitsniveau bei Raumtemperatur aussagt. Der Verformbarkeitsverlust
bei 400 °C
entspricht der Tiefe der Kurvensenke der Versprödung, die eine Zerspanbarkeitsverbesserung
mit sich bringt.
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Der
Ferritvolumenanteil aller Proben betrug etwa 95 %, wie durch mikroskopische
Bildanalyse der polierten metallographischen Proben ermittelt wurde.
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Die
Untersuchungen zeigen, dass jede geprüfte erfindungsgemäße Ausführungsform
ein Verhalten entsprechend der Versprödungskurvensenke aufweist,
das dem von herkömmlichem,
bleihaltigem Automatenstahl ähnelt.
Die Ergebnisse zeigen ferner, dass die Kurvensenke bei den geprüften erfindungsgemäßen Ausführungsformen
mit zunehmender Zinnkonzentration an den Ferritkorngrenzen tiefer
wurde. Anhand der Ergebnisse ist zudem erkennbar, dass bei dem herkömmlichen,
kein Blei enthaltenden Automatenstahl die Versprödungskurvensenke fehlte.
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Eine
mikroskopische Untersuchung einer der Bruchgefügeflächen der geprüften Ausführungsformen zeigte,
dass der Bruchgefügetyp
außerhalb
der Versprödungskurvensenkenbereichs
transkristallin und innerhalb des Versprödungskurvensenkenbereichs interkristallin
war. Das gleiche Bruchgefügeverhalten
war auch bei dem herkömmlichen
bleihaltigen Automatenstahl, d. h. bei Proben der AISI-Stahlsorte
12L14, zu beobachten. Der Bruchgefügetyp war im gesamten geprüften Temperaturbereich
bei dem herkömmlichen,
kein Blei enthaltenden Automatenstahl, der Probe der AISI-Stahlsorte
1215, jedoch transkristallin.
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Während nur
einige erfindungsgemäße Ausführungsformen
und Varianten charakterisiert und beschrieben wurden, ist es für Fachleute
offenkundig, dass hierbei eine Vielzahl von Veränderungen und Modifikationen
ohne eine Überschreitung
des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung möglich sind. Deshalb muss ausdrücklich hervorgehoben
werden, dass die vorliegende Erfindung nicht auf die hierin beschriebenen einzelnen
Ausführungsformen
und Varianten begrenzt ist, sondern sich die Ausführungsformen
und Varianten innerhalb des Schutzumfangs der nun folgenden Patentansprüche auf
sehr unterschiedliche Weise realisieren und durchführen lassen.
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Zeichnungen
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