EP2662166A1 - Werkstoff mit hoher Beständigkeit gegen Verschleiss - Google Patents

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EP2662166A1
EP2662166A1 EP12450026.5A EP12450026A EP2662166A1 EP 2662166 A1 EP2662166 A1 EP 2662166A1 EP 12450026 A EP12450026 A EP 12450026A EP 2662166 A1 EP2662166 A1 EP 2662166A1
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EP
European Patent Office
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matrix
hip
max
carbon
wear resistance
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP12450026.5A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Gert Kellezi
Devrim Caliskanoglu
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Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Original Assignee
Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
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Publication date
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Priority to RU2013120934/02A priority patent/RU2542885C2/ru
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Definitions

  • the invention relates to a production of ledeburitic tool steels by means of a powder metallurgical process, which PM materials have isotropic, mechanical properties, improved wear resistance and high hardness potential.
  • High-alloyed tool steels which solidify ledeburitically due to their composition, often have coarse carbides and carbide accumulations in the microstructure locally, which line up in a hot deformation of the ingot and ultimately form carbide lines or a deformation structure dependent on the deformation direction.
  • This microstructure requires anisotropic properties of the material with respect to the respective stress direction of the part.
  • hardness potential refers to the extent of the increase in hardness during the tempering of an austenite-structured martensitic material with retained austenite.
  • PM materials may be slightly less resistant to wear when compared, although in a conventional production, carbide-phase amounts are equally high in the matrix.
  • the invention is based on the object of specifying a method of the type mentioned above, by means of which PM materials on receipt of the isotropy of the mechanical properties improved resistance to wear and an increased hardness potential is mediated.
  • the invention aims to provide a powder metallurgy produced material from a ledeburitic tool steel alloy with high hardness potential and high resistance to abrasive wear.
  • the object is achieved according to the invention in a production by the PM method of ledeburitic tool steel alloys, in which a HIP block and / or made of this semifinished a high annealing at a temperature of about 1100 ° C, but at least 10 ° C below subjected to the melting temperature of the lowest-melting structural phase with a duration of more than 12 hours and the average carbide phase size of the material increased by at least 65%, rounded their surface shape and the matrix are homogenized, after which further processing it to tools with high wear resistance or to Abrassion claimed parts takes place.
  • the process according to the invention has the advantages that, on the one hand, the carbide phases are increased at temperatures above 1100 ° C. and, on the other hand, the matrix is homogenized, the strength properties remaining approximately the same in the uncured state of the material, the elongation at break and, in particular, the fracture constriction being increased, resulting in processing and property benefits.
  • thermo quenching by tempering and tempering of high-alloy material produced according to the invention high tempering hardness values are achieved even at low hardening temperatures.
  • Tool steel alloy a high speed steel material with a chemical composition of% by weight Carbon (C) 0.8 to 1.4 Chrome (Cr) 3.5 to 5.0 Molybdenum (Mo) 0.1 to 10.0 Vanadin (V) 0.8 to 10.5 Tungsten (W) 0.1 to 10.0 Cobalt (Co) 1.0 to 12.0 and Si, Mn, S, N and, alternatively, Ni, Al, Nb, Ti and impurities residual iron, wherein the carbon content of the matrix is adjusted to 0.45 to 0.75 and the average carbide phase diameter therein greater than 2.8 microns.
  • C Carbon
  • Cr Chrome
  • V Vanadin
  • W 0.8 to 10.5 Tungsten
  • Cobalt Co
  • the contents of carbon, on important carbide formers and on the matrix toughness and hot hardness particularly promoting element cobalt and the carbon concentration of the matrix are specified in limits, which, as the material investigations yielded essential to the process, wherein a carbide phase diameter according to the invention is set.
  • Such comparatively coarse carbide phase diameters are retained even in the case of coarse, abrasive loads in the microstructure, or are not discharged or dissolved out, since the matrix containing these hard phases was also given advantageous properties by high-temperature annealing.
  • the method according to the invention can also be used in a favorable manner with a cold work steel material having a chemical composition of in% by weight.
  • the further object of the invention is achieved by providing a material which has isotropic mechanical properties and, when thermally annealed, has a carbide phase content of M 6 C and MC carbides of at least 7.0% by volume with an average carbide phase size greater than 2.8 ⁇ m in the matrix, which matrix has a carbon concentration of (0.45 to 0.75) in wt .-%.
  • An equal carbide phase fraction has been found to reduce wear when an increased average carbide phase size is present in a homogeneous matrix.
  • the material has a chemical composition in wt .-% of Carbon (C) 0.8 to 3.0 Chrome (Cr) to 12.0 Molybdenum (Mo) 0.1 to 5.0 Vanadin (V) 0.8 to 10.5 Tungsten (W) 0.1 to 3.0 and Si, Mn, S, N, and alternatively Ni, Al, Nb, Ti and impurities have residual iron.
  • the carbide phases M 6 C and MC were prepared by carbide phase selection using the image processing software Image J.
  • the material with the designation S500 served as a comparative material of conventional production, because this has the state of the art according to good wear properties.
  • the alloy according to the composition designated S599 was melted and made from it by the PM method, by atomizing the melt with nitrogen to powder - filling a capsule with it and hot isostatic pressing it, a HIP block.
  • This HIP block was partially processed into S599-PM samples and tools in a conventional manner.
  • Tab. 2 provides the chemical composition of the matrix and the proportions of the carbide phases in the comparative material S500 and in the material S599PM-H produced according to the invention.
  • Fig. 1 are the mechanical properties, namely: yield strength R P0.2 , tensile strength Rm , elongation at break A and breakage Z of the materials S500, S599PM and S599PM-H shown in a bar chart.
  • the elongation A and the constriction Z of the material S599PM-H are clearly increased by the high-temperature annealing according to the invention, which is brought about by a homogenization of the matrix.
  • Fig. 2 shows in the micrograph a material S599PM in the as-annealed state with carbide phases of the type M 6 C and MC in the matrix.
  • the phase size of the carbides is about 2.0 ⁇ m on average.
  • the fine M 23 C 6 carbides are not included in the evaluation of the material with a hardness of approx. 258 HB.
  • Fig. 3 shows in the microsection of the material S599PM-H, which was prepared according to the invention. At the same carbide phase proportions, the carbides are significantly coarsened and have an average diameter of about 4.0 microns.
  • fine M 23 C 6 carbides are incorporated again because the material is in the soft-annealed state.
  • Fig. 4 shows a material produced according to the invention S599PM-H in a SEM analysis (scanning electron microscope), which material is annealed to a hardness of 68.7 HRC.
  • Fig. 5 are the carbide phases of type M 6 C, selected by an aforementioned graphic program of analysis, can be seen.
  • the M 6 C carbide phase content is about 7.4% by volume, this value being the average of more than 6 measurements.
  • Fig. 7 shows in a micrograph (polished, with 3% HNO3 solution etched) a powder metallurgically produced material S599PM in the thermally tempered state with a homogeneous distribution of fine carbides with an average carbide phase size of 1.6 microns.
  • the material hardness is approx. 68.2 HRC.
  • Fig. 8 is the same material, which is thermally tempered with identical parameters, but which was subjected to a high-temperature annealing according to the invention, shown in the micrograph, wherein the measurements of the average carbide phase size yielded a value of 3.6 microns.
  • Fig. 9 shows in the microsection of the structure of a manufactured using a cast block material S500 in the annealed state with a hardness of 239 HB, which material has angular, slightly spaced, coarser carbide phases.

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Abstract

Die Erfindung bezieht sich auf eine Herstellung von ledeburitischen Werkzeugstählen mittels eines pulvermetallurgischen Verfahrens, welche PM-Werkstoffe isotrope, mechanische Eigenschaften, verbesserte Verschleißbeständigkeit und hohes Härtepotential aufweisen. Ein Verfahren besteht im Wesentlichen darin, dass ein HIP-Block und/oder ein aus diesem gefertigtes Halbzeug einer Hochglühung bei einer Temperatur von über 1100°C, jedoch mindestens 10°C unter der Aufschmelztemperatur der am niedrigsten schmelzenden Gefügephase mit einer Zeitdauer von über 12 Std. unterworfen und die durchschnittliche Karbidphasengröße des Werkstoffes um mindestens 65% erhöht, deren Oberflächenform gerundet und die Matrix homogenisiert werden, wonach eine Weiterverarbeitung desselben zu Werkzeugen mit hoher Verschleißbeständigkeit oder zu auf Abrassion beanspruchten Teilen erfolgt. Der erfindungsgemäße Werkstoff hat isotrope, mechanische Eigenschaften und weist im thermisch vergüteten Zustand einen Karbidphasenanteil an M 6 C- und MC-Karbiden von mindestens 7.0 Vol.-% bei einer durchschnittlichen Karbidphasengröße von über 2.8 µm in der Matrix auf, in welcher Matrix eine Kohlenstoffkonzentration von (0.45 bis 0.75) in Gew.-% vorliegt.

Description

  • Die Erfindung bezieht sich auf eine Herstellung von ledeburitischen Werkzeugstählen mittels eines pulvermetallurgischen Verfahrens, welche PM-Werkstoffe isotrope, mechanische Eigenschaften, verbesserte Verschleißbeständigkeit und hohes Härtepotential aufweisen.
  • Hochlegierte Werkzeugstähle, die aufgrund ihrer Zusammensetzung ledeburitisch erstarren, weisen im Gusszustand örtlich oft grobe Karbide und Karbidanhäufungen im Gefüge auf, welche sich bei einer Warmverformung des Gussblockes in Zeilenform ausrichten und letztlich von der Verformungsrichtung abhängige Karbidzeilen bzw. eine Verformungsstruktur bilden. Diese Gefügestruktur bedingt bezüglich der jeweiligen Beanspruchungsrichtung des Teiles anisotrope Eigenschaftsmerkmale des Werkstoffes.
  • Um isotrope und verbesserte Werkstoffeigenschaften von hochlegierten Werkzeugstählen zu erreichen, ist es bekannt, ein pulvermetallurgisches Herstellverfahren anzuwenden, welches eine homogene Verteilung von kleinen Karbiden in der Matrix sicherstellt.
  • Bei einem PM-Verfahren erfolgt durch Hochgeschwindigkeits-Gasströme ein Aufteilen von Flüssigstahl in kleine Tröpfchen, welche mit hoher Geschwindigkeit erstarren und dabei feine Karbidphasen in diesen bilden. Mittels eines darauffolgenden Heiß Isostatischen Pressens (HIPen) des Pulvers in einer Kapsel wird durch Sintern ein HIP-Block hergestellt, welcher warmumformbar ist und vorteilhaft allenfalls eine homogene Verteilung von kleinen Karbidphasen im Werkstoff aufweist.
  • Derartig hergestellte Werkstoffe sind in ihren mechanischen Eigenschaften weitestgehend isotrop und gut bearbeitbar, weisen jedoch ein eingeschränktes Härtepotential aufgrund der Matrixstruktur auf. Der Begriff Härtepotential bezieht sich für den Fachmann auf das Ausmaß des Härteanstieges beim Anlassen eines aus dem Austenitgefügebereiches martensitisch umgewandelten Werkstoffes mit Restaustenit.
    Weiters sind, wie gefunden wurde, bei gleicher, chemischer Zusammensetzung der Legierung, PM-Werkstoffe im Vergleich gegebenenfalls geringfügig weniger verschleißbeständig, obwohl bei einer konventionellen Herstellung gleich hohe Karbidphasenmengen in der Matrix vorliegen.
  • Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der eingangsgenannten Art anzugeben, mittels welchem PM-Werkstoffen bei Erhalt der Isotropie der mechanischen Eigenschaften eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und ein erhöhtes Härtepotential vermittelt wird.
  • Weiters zielt die Erfindung darauf ab, einen pulvermetallurgisch hergestellten Werkstoff aus einer ledeburitischen Werkzeugstahllegierung mit hohem Härtepotential und hoher Beständigkeit gegen abrassiven Verschleiß zu schaffen.
  • Die Aufgabe wird gemäß der Erfindung bei einer Herstellung nach dem PM-Verfahren von ledeburitischen Werkzeugstahllegierungen gelöst, bei welcher ein HIP-Block und/oder ein aus diesem gefertigtes Halbzeug einer Hochglühung bei einer Temperatur von über 1100°C, jedoch mindestens 10°C unter der Aufschmelztemperatur der am niedrigsten schmelzenden Gefügephase mit einer Zeitdauer von über 12 Std. unterworfen und die durchschnittliche Karbidphasengröße des Werkstoffes um mindestens 65% erhöht, deren Oberflächenform gerundet und die Matrix homogenisiert werden, wonach eine Weiterverarbeitung desselben zu Werkzeugen mit hoher Verschleißbeständigkeit oder zu auf Abrassion beanspruchten Teilen erfolgt.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren hat die Vorteile, dass diffusionsbegründet bei Temperaturen über 1100°C einerseits die Karbidphasen vergrößert werden und andererseits eine Homogenisierung der Matrix erfolgt, wobei im nicht gehärteten Zustand des Werkstoffes die Festigkeitseigenschaften etwa gleich bleiben, die Bruchdehnung und insbesondere die Brucheinschnürung erhöht sind, woraus sich Verarbeitungs- und Eigenschaftsvorteile ergeben.
  • Werden Teile nach einer Hochglühung mit erfindungsgemäßen Zeitspannen be- und/oder verarbeitet, so ist auch bei hohen Werkstoffbelastungen, insbesondere auf Zug, eine Rissanfälligkeit wesentlich vermindert.
  • Bei einem thermischen Vergüten durch Härte und Anlassen von hochlegiertem, erfindungsgemäß hergestelltem Werkstoff werden schon bei geringen Härtetemperaturen hohe Anlasshärtewerte erreicht.
  • Überraschend war weiters festzustellen, dass hochgeglühte und vergütete PM-Werkstoffe bei gleicher Karbidphasenmenge, jedoch wesentlich erhöhter Karbidphasengröße, von beispielsweise 84%, im normgerechten Abrassionstest eine, verglichen mit Standartproben der gleichen Erzeugung ohne Hochglühung, wesentlich, gegebenenfalls um mehr als 30% verbesserte Verschleißbeständigkeit aufweisen.
  • Die Vorteile der Erfindung sind besonders ausgeprägt erreichbar, wenn als Werkzeugstahllegierung ein Schnellarbeitsstahl-Werkstoff mit einer chemischen Zusammensetzung von in Gew.-%
    Kohlenstoff (C) 0.8 bis 1.4
    Chrom (Cr) 3.5 bis 5.0
    Molybdän (Mo) 0.1 bis 10.0
    Vanadin (V) 0.8 bis 10.5
    Wolfram (W) 0.1 bis 10.0
    Cobalt (Co) 1.0 bis 12.0
    sowie Si, Mn, S, N und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen Rest Eisen eingesetzt wird, wobei der Kohlenstoffgehalt der Matrix auf 0.45 bis 0.75 und der durchschnittliche Karbidphasendurchmesser in dieser auf größer als 2.8 µm eingestellt werden.
  • In obiger Werkzeugstahllegierung sind die Gehalte an Kohlenstoff, an wichtigen Karbidbildnern und an dem die Matrixzähigkeit sowie Warmhärte besonders fördernden Element Cobalt sowie die Kohlenstoffkonzentration der Matrix in Grenzen angegeben, die, wie die Werkstoffuntersuchungen erbrachten, wesentlich für das Verfahren sind, wobei ein erfindungsgemäß vorteilhafter Karbidphasendurchmesser eingestellt wird.
  • Derartige, vergleichsweise grobe Karbidphasendurchmesser bleiben auch bei groben, abrassiven Beanspruchungen im Gefügeverband erhalten, bzw. werden nicht ausgetragen bzw. herausgelöst, weil auch die diese Hartphasen enthaltende Matrix durch die Hochglühung dafür vorteilhafte Eigenschaftsmerkmale vermittelt bekam.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren ist auch in günstiger Weise anwendbar, bei einem Kaltarbeitsstahl-Werkstoff mit einer chemischen Zusammensetzung von in Gew.-%
    Kohlenstoff (C) 1.0 bis 3.0
    Chrom (Cr) bis 12.0
    Molybdän (Mo) 0.1 bis 5.0
    Vanadin (V) 0.8 bis 10.5
    Wolfram (W) 0.1 bis 3.0
    sowie Si, Mn, S, N und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen, Rest Eisen.
  • Das weitere Ziel der Erfindung wird durch die Schaffung eines Werkstoffes erreicht, welcher Werkstoff isotrope, mechanische Eigenschaften hat und im thermisch vergüteten Zustand einen Karbidphasenanteil an M6C- und MC-Karbiden von mindestens 7.0 Vol.-% bei einer durchschnittlichen Karbidphasengröße von über 2.8 µm in der Matrix aufweist, welche Matrix eine Kohlenstoffkonzentration von (0.45 bis 0.75) in Gew.-% hat.
  • Ein gleichgroßer Karbidphasenanteil wirkt, wie gefunden wurde, verschleißmindernd, wenn eine gesteigerte, durchschnittliche Karbidphasengröße in einer homogenen Matrix vorliegt.
  • Dem Stand der Technik entsprechenden wurde bisher versucht, Karbidphasen mit möglichst geringer Größe im Werkstoff einzustellen, um dessen Eigenschaftsmerkmale allesamt zu verbessern bzw. zu optimieren.
  • Überraschend wurde jedoch gefunden, dass erhöhte durchschnittliche Karbidphasengrößen in der mittels Hochglühung homogenisierten Matrix eine wesentlich verbesserte Verschleißfestigkeit des Werkstoffes bewirken.
  • Wissenschaftlich ist diese Verbesserung noch nicht vollkommen geklärt, es wird jedoch von der Anmelderin angenommen, dass bei einer Verschleißbeanspruchung die gröberen Karbide eine kritische Verkleinerung der Verbindungsflächen bzw. Haftflächen in der homogenen Matrix verzögern und die homogenisierte Matrix größere Bindepotentiale zum eingeformten, gröberen Karbid aufweist.
  • Besonders ausgeprägt sind die Verbesserungen der Verschleißbeständigkeit bei Werkstoffen, die eine chemische Zusammensetzung in Gew.-% von
    Kohlenstoff (C) 0.8 bis 1.4
    Chrom (Cr) 3.5 bis 5.0
    Molybdän (Mo) 0.1 bis 10.0
    Vanadin (V) 0.8 bis 10.5
    Wolfram (W) 0.1 bis 10.0
    Cobalt (Co) 1.0 bis 12.0
    sowie Si, Mn, S, N und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen Rest Eisen aufweisen und in der Matrix Karbidphasen, und zwar 5.5 bis 8.5 Vol.-% M6C- und 1.5 bis 3.9 Vol.-% MC-Karbide, mit gerundeter Oberflächenform eingelagert sind.
  • Dabei ist es günstig und fördert die Höhe der mechanischen Eigenschaften, wenn der Werkstoff einen Gehalt von mindestens einem Element in Gew.-% von
    Si = 0.1 bis 0.5, vorzugsweise 0.15 bis 0.3
    P = max. 0.03, vorzugsweise max. 0.02
    S = max. 0.3, vorzugsweise max. 0.03
    N = max. 0.1, vorzugsweise max. 0.08
    aufweist.
  • Wenn der Werkstoff eine Konzentration von mindestens einem Element in Gew.-% von
    C = 0.9 bis 1.4, vorzugsweise 1.0 bis 1.3
    Mn = 0.15 bis 0.5, vorzugsweise 0.2 bis 0.35
    Cr = 3.0 bis 5.0, vorzugsweise 3.5 bis 4.5
    Mo = 3.0 bis 10.0
    W = 1.0 bis 10.0
    Mo+W/2 = 6.5 bis 12.0, vorzugsweise 7.0 bis 11.0
    V = 0.9 bis 6.0, vorzugsweise 1.0 bis 4.5
    Co = 7.0 bis 11.0, vorzugsweise 8.0 bis 10.0
    hat, kann eine Optimierung von dessen Eigenschaftsparametern im Hinblick auf erforderlich spezifische Beanspruchungen erfolgen.
  • Für Kaltarbeitsstähle, welche höchsten Beanspruchungen bei schlagartigem Betrieb mit den vorgenannten Vorteilen genügen sollen, ist es günstig, wenn der Werkstoff eine chemische Zusammensetzung in Gew.-% von
    Kohlenstoff (C) 0.8 bis 3.0
    Chrom (Cr) bis 12.0
    Molybdän (Mo) 0.1 bis 5.0
    Vanadin (V) 0.8 bis 10.5
    Wolfram (W) 0.1 bis 3.0
    sowie Si, Mn, S, N, und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen Rest Eisen aufweist.
  • Im Folgenden wird die Erfindung anhand von lediglich beispielhaft gezeigten Untersuchungsergebnissen mit Darstellungen der Entwicklungsarbeiten näher erläutert.
  • Es zeigen:
    • Tab. 1
    Chemische Zusammensetzung von untersuchten Werkstoffen
    Tab. 2
    Chemische Zusammensetzung der Matrix der Vergleichslegierung und des erfindungsgemäßen Werkstoffes (S599PM-H)
    Fig. 1
    Mechanische Eigenschaften der Werkstoffe
    Fig. 2
    Karbidphasen im PM-Werkstoff (S599PM), hergestellt nach dem Stand der Technik (REM-Analyse)
    Fig. 3
    Karbidphasen im erfindungsgemäß hergestellten PM-Werkstoff (S599PM-H) (REM-Analyse)
    Fig. 4
    Karbidphasen im erfindungsgemäßen Werkstoff (S599PM-H) (REM-Analyse)
    Fig. 5
    M6C-Phase von Fig. 4
    Fig. 6
    MC-Phase von Fig. 4
    Fig. 7
    Phasenbild eines PM-Werkstoffes (S599PM) gemäß dem Stand der Technik, vergütet
    Fig. 8
    Phasenbild eines erfindungsgemäß hergestellten PM-Werkstoffes (S599PM-H), vergütet
    Fig. 9
    Phasenbild eines gegossenen und verformten Werkstoffes (S500)
    Fig. 10
    Einrichtung zur Prüfung des Verschleißverhaltens (schematisch)
  • Die REM-Analysen (Fig. 3 bis 4) erfolgten mit einem Raster Elektronen Mikroskop:
    • REM-Modell: JEOL JSM 6490 HV
    • EDX-Modell: Oxford Instrument sinca-Pentafet x3 Si (Li) 30 mm2 (Fig. 5, 6)
  • Die Karbidphasen M 6 C und MC wurden mittels Karbidphasenselektion durch die Bildverarbeitungssoftware: Image J erstellt.
  • Aus der Tab. 1 sind die chemische Zusammensetzung einer Normlegierung (AISI-Type M42) mit der Bezeichnung S500 und jene eines pulvermetallurgisch hergestellten Werkstoffes S599PM sowie jene eines erfindungsgemäßen Werkstoffes S599PM-H entnehmbar.
  • Der Werkstoff mit der Bezeichnung S500 diente als Vergleichsmaterial üblicher Fertigung, weil dieser dem Stand der Technik entsprechend gute Verschleißeigenschaften aufweist.
  • Die Legierung entsprechend der mit S599 bezeichneten Zusammensetzung wurde erschmolzen und aus dieser nach dem PM-Verfahren, durch Verdüsen der Schmelze mit Stickstoff zu Pulver - Befüllen einer Kapsel mit diesem und Heiß Isostatisches Pressen derselben, ein HIP-Block hergestellt.
  • Dieser HIP-Block wurde zu einem Teil in üblicher Weise zu Proben und Werkzeugen mit der Bezeichnung S599-PM verarbeitet.
  • Am zweiten Teil des Blockmaterials aus derselben Schmelze erfolgte am Halbzeug mit einem Querschnitt von 100 mm Quadrat eine erfindungsgemäße Hochglühung bei 1180°C mit einer Zeitdauer von 24 Stunden und eine anschließenden Weiterverarbeitung des Werkstoffes mit der Bezeichnung S599PM-H.
  • Tab. 2 vermittelt die chemische Zusammensetzung der Matrix und die Anteile der Karbidphasen im Vergleichswerkstoff S500 und im erfindungsgemäß hergestellten Werkstoff S599PM-H.
  • In Fig. 1 sind die mechanischen Eigenschaften und zwar: Dehngrenze R P0.2 , Zugfestigkeit Rm, Bruchdehnung A und Brucheinschnürung Z der Werkstoffe S500, S599PM und S599PM-H in einem Balkendiagramm gezeigt.
  • Deutlich sind durch die erfindungsgemäße Hochglühung die Dehnung A und die Einschnürung Z des Werkstoffes S599PM-H erhöht, was durch eine Homogenisierung der Matrix bewirkt wird.
  • Fig. 2 zeigt im Schliffbild einen Werkstoff S599PM im weichgeglühten Zustand mit Karbidphasen vom Typ M6C und MC in der Matrix. Die Phasengröße der Karbide beträgt im Durchschnitt ca. 2.0 µm.
  • Die feinen M23C6-Karbide sind in der Auswertung des Werkstoffes mit einer Härte von ca. 258 HB nicht inbegriffen.
  • Fig. 3 zeigt im Schliffbild den Werkstoff S599PM-H, der erfindungsgemäß hergestellt wurde. Bei gleichen Karbidphasenanteilen sind die Karbide wesentlich vergröbert und weisen einen durchschnittlichen Durchmesser von ca. 4.0 µm auf.
  • In der Matrix mit einer Härte von ca. 254 HB sind wieder feine M23C6-Karbide eingelagert, weil das Material im weichgeglühten Zustand vorliegt.
  • Fig. 4 zeigt einen erfindungsgemäß hergestellten Werkstoff S599PM-H in einer REM-Analyse (Raster Elektronen Mikroskop), welcher Werkstoff auf eine Härte von 68,7 HRC vergütet ist.
  • Zu Fig. 4 und Fig. 5 sei noch bemerkt, dass nach einem Vergüten die M23C6-Karbide im Bild nicht mehr erscheinen.
  • In Fig. 5 sind die Karbidphasen vom Typ M6C, selektiert durch ein vorgenanntes Graphikprogramm der Analyse, ersichtlich.
  • Der M6C-Karbidphasenanteil beträgt ca. 7.4 Vol.-%, wobei dieser Wert sich als Mittelwert aus mehr als 6 Messungen ergab.
  • In Fig. 6 sind die Karbidphasen vom Typ MC aus der Untersuchung des vergüteten Werkstoffes mit einem Anteil von ca. 1.8 Vol.-% dargestellt, wobei ebenfalls der Mittelwert aus mehr als 6 Messungen errechnet wurde.
  • Fig. 7 zeigt in einem Schliffbild (poliert, mit 3% HNO3 lösungsgeätzt) einen pulvermetallurgisch hergestellten Werkstoff S599PM im thermisch vergüteten Zustand mit einer homogenen Verteilung der feinen Karbide mit einer mittleren Karbidphasengröße von 1.6 µm. Die Werkstoffhärte beträgt ca. 68.2 HRC.
  • In Fig. 8 ist der gleiche Werkstoff, welcher mit identen Parametern thermisch vergütet ist, welcher jedoch einer erfindungsgemäßen Hochglühung unterworfen wurde, im Schliffbild gezeigt, wobei die Messungen der mittleren Karbidphasengröße einen Wert von 3.6 µm erbrachten.
  • Fig. 9 zeigt im Schliffbild das Gefüge eines unter Verwendung eines Gussblockes gefertigten Werkstoffes S500 im geglühten Zustand mit einer Härte von 239 HB, welcher Werkstoff kantige, geringfügig zeilig angeordnete, gröbere Karbidphasen aufweist.
  • Untersuchungen, betreffend das Verschleißverhalten der Werkstoffe erfolgte mittels einer Einrichtung, die in Fig. 10 schematisch dargestellt ist.
  • Im Abrasionsverschleißtest wurden Proben auf einer Scheibe mit einem Durchmesser von 300 mm, welche mit SiC-Schleifpapier P120 bestückt war, mit einer Anpresskraft je Probe von 13.33 N, welches einer Flächenpressung von 0.265 N/mm2 entsprach, angedrückt. Die Drehzahl der Scheibe betrug 150 und 300 min-1.
  • Die Ergebnisse des Abrasionsverschleißtests von vergüteten Proben aus jeweils 12 Untersuchungen wurden für den Vergleichswerkstoff S500 mit 100% bewertet.
    Der pulvermetallurgisch hergestellte, gleichartig vergütete Werkstoff S599PM mit feinen Karbidphasen zeigte im Vergleich eine Verschleißrate von ca. 98%.
  • Die Untersuchungen des erfindungsgemäß in der Erzeugung durch Hochglühung behandelten und mit gleichen Vergütungsparametern hergestellten Werkstoff S599PM-H zeigte eine Zunahme der Verschleißfestigkeit um 33% auf ca. 130% des Wertes von S500 und S599 PM.

Claims (8)

  1. Verfahren zur Herstellung von Werkstoffen mit isotropen, mechanischen Eigenschaften und verbesserter Verschleißbeständigkeit und hohem Härtepotential, wobei aus einer ledeburitischen Werkzeugstahllegierung im PM-Verfahren durch Verdüsen des Flüssigmetalles mit Stickstoff zu einem Legierungspulver und mittels eines Heiß Isostatischen Pressens desselben ein HIP-Rohling bzw. HIP-Block hergestellt wird, welcher HIP-Block und/oder ein aus diesem gefertigtes Halbzeug einer Hochglühung bei einer Temperatur von über 1100°C, jedoch mindestens 10°C unter der Aufschmelztemperatur der am niedrigsten schmelzenden Gefügephase mit einer Zeitdauer von über 12 Std. unterworfen und die durchschnittliche Karbidphasengröße des Werkstoffes um mindestens 65% erhöht, deren Oberflächenform gerundet und die Matrix homogenisiert werden, wonach eine Weiterverarbeitung desselben zu thermisch vergüteten Werkzeugen mit hoher Verschleißbeständigkeit oder zu auf Abrassion beanspruchten Teilen erfolgt.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, bei welchem als Werkzeugstahllegierung ein Schnellarbeitsstahl-Werkstoff mit einer chemischen Zusammensetzung von in Gew.-% Kohlenstoff (C) 0.8 bis 1.4 Chrom (Cr) 3.5 bis 5.0 Molybdän (Mo) 0.1 bis 10.0 Vanadin (V) 0.8 bis 10.5 Wolfram (W) 0.1 bis 10.0 Cobalt (Co) 1.0 bis 12.0
    sowie Si, Mn, S, N und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen, Rest Eisen eingesetzt wird, wobei der Kohlenstoffgehalt der vergüteten Matrix auf 0.45 bis 0.75 und der durchschnittliche Karbidphasendurchmesser in dieser auf größer als 2.8 µm, vorzugsweise auf größer 3.2 µm, eingestellt werden.
  3. Verfahren nach Anspruch 1, bei welchem als Werkzeugstahllegierung ein Kaltarbeitsstahl-Werkstoff mit einer chemischen Zusammensetzung von in Gew.-% Kohlenstoff (C) 1.0 bis 3.0 Chrom (Cr) bis 12.0 Molybdän (Mo) 0.1 bis 5.0 Vanadin (V) 0.8 bis 10.5 Wolfram (W) 0.1 bis 3.0
    sowie Si, Mn, S, N und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen, Rest Eisen eingesetzt wird.
  4. Werkstoff mit hoher Beständigkeit gegen abrasiven Verschleiß aus einer ledeburitischen Werkzeugstahllegierung, insbesondere erhältlich durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1, welcher Werkstoff isotrope, mechanische Eigenschaften hat und im thermisch vergüteten Zustand einen Karbidphasenanteil an M6C und MC von mindestens 7.0 Vol.-% bei einer durchschnittlichen Karbidphasengröße von über 2.8 µm in der Matrix aufweist, welche Matrix eine Kohlenstoffkonzentration von (0.45 bis 0.75) in Gew.-% hat. C Matrix = 0.45 bis 0.75 ⁢ C ⁢ Gew . - %
    Figure imgb0001
  5. Werkstoff nach Anspruch 4, welcher eine chemische Zusammensetzung in Gew.-% von Kohlenstoff (C) 0.8 bis 1.4 Chrom (Cr) 3.5 bis 5.0 Molybdän (Mo) 0.1 bis 10.0 Vanadin (V) 0.8 bis 10.5 Wolfram (W) 0.1 bis 10.0 Cobalt (Co) 1.0 bis 12.0
    sowie Si, Mn, S, N, und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen, Rest Eisen aufweist und in der Matrix Karbidphasen, und zwar 5.5 bis 8.5 Vol.-% M6C- und 1.5 bis 3.9 Vol.-% MC-Karbide, mit gerundeter Oberflächenform eingelagert sind.
  6. Werkstoff nach Anspruch 4 oder 5, welcher einen Gehalt von mindestens einem Element in Gew.-% von Si = 0.1 bis 0.5, vorzugsweise 0.15 bis 0.3 P = max. 0.03, vorzugsweise max. 0.02 S = max. 0.3, vorzugsweise max. 0.03 N = max. 0.1, vorzugsweise max. 0.08
    aufweist.
  7. Werkstoff nach einem der Ansprüche 4 bis 6, welcher eine Konzentration von mindestens einem Element in Gew.% von C = 0.9 bis 1.4, vorzugsweise 1.0 bis 1.3 Mn = 0.15 bis 0.5, vorzugsweise 0.2 bis 0.35 Cr = 3.0 bis 5.0, vorzugsweise 3.5 bis 4.5 Mo = 3.0 bis 10.0 W = 1.0 bis 10.0 Mo+W/2 = 6.5 bis 12.0, vorzugsweise 7.0 bis 11.0 V = 0.9 bis 6.0, vorzugsweise 1.0 bis 4.5 Co = 7.0 bis 11.0, vorzugsweise 8.0 bis 10.0
    aufweist.
  8. Werkstoff nach Anspruch 4, welcher eine chemische Zusammensetzung in Gew.-% von Kohlenstoff (C) 0.8 bis 3.0 Chrom (Cr) bis 12.0 Molybdän (Mo) 0.1 bis 5.0 Vanadin (V) 0.8 bis 10.5 Wolfram (W) 0.1 bis 3.0
    sowie Si, Mn, S, N, und alternativ Ni, Al, Nb, Ti und Verunreinigungen, Rest Eisen aufweist.
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