Verfahren zur Standzeiterhöhung von Schnellarbeitsstahl-Werkzeugen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Standzeiterhöhung von Schnellarbeitsstahl-Werkzeugen, insbesondere aus Schnellarbeitsstahl mit 0,78 bis 0.86NcC, 4,8 bis 5,36etc Mo, 1,7 bis 2% V und 6 bis 6,7c/c W.
Es wurde bisher angenommen, dass für die Verarbeitungsund Gebrauchseigenschaften von Schnellarbeitsstählen die Ledeburitausscheidungen im Gussgefüge sowie die Karbidverteilung nach der Verformung von wesentlicher Bedeutung sind. So wurde anhand von Mikroschliffen über die Karbidverteilung die Qualität von Schnellarbeitsstählen beurteilt.
Aus diesem Grunde sind eine Vielzahl von Verfahren bekannt geworden, die eine möglichst homogene Karbidverteilung anstreben. So ist zum Beispiel ein Verfahren bekannt geworden, nach dem die Schmelze möglichst kalt und in besondere Blockformate vergossen wird.
Anschliessend wird durch eine Warmformgebung mit einer 8bis 12flachen Querschnittsabnahme versucht, eine zweckmässige Karbidverteilung zu erreichen.
Es hat sich aber gezeigt, dass durch all diese Massnahmen keine wesentlichen Eigenschaftsverbesserungen, insbesondere der Verbesserung der Standzeiten der Werkzeuge, zu erreichen war.
Des weiteren ist das Bestreben zur Erhöhung der Standzeiten von Schnellarbeitsstahl-Werkzeugen dahingehend gerichtet, die Härtetemperatur zu erhöhen. Einer Erhöhung der Härtetemperatur wirkt jedoch der Bereich der Sekundärrekristallisation entgegen. Praktisch steht für das Härten von Schnellarbeitsstahl nur der Bereich bis zum Beginn der Sekundärrekristallisation zur Verfügung. Bei höheren Temperaturen tritt ein deutlicher Zähigkeitsabfall ein.
Zweck der Erfindung ist, die Standzeit von aus Schnellarbeitsstahl gefertigten Werkzeugen zu erhöhen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Schnellarbeitsstähle in ihrem Zähigkeitsverhalten zu verbessern und dadurch die Schnittleistung und die Standzeit von aus Schnellarbeitsstahl gefertigten Werkzeugen zu erhöhen.
Es wurde gefunden, dass dies erfindungsgemäss möglich ist, wenn man von einem Werkzeug aus einem Stahl ausgeht, dessen Austenitkorn eine Grösse von unter 23 aufweist, bestimmt nach Snyder und Graff, und bei steigender Härtetemperatur nur geringfügig wächst und somit eine Wachstumscharakteristik besitzt, die einen zu hohen Temperaturen verschobenen Bereich der Sekundär-Rekristallisation zeigt, das Werkzeug auf eine Temperatur über 12000 C, jedoch nicht über 12800 C, erhitzt und danach das Werkzeug aus dieser Temperatur heraus härtet.
Die Bestimmung der Korngrösse nach Snyder und Graff ist eine allgemein übliche Methode und beschrieben in Metal progress (April 1938), Seite 377.
Der so gehärtete Schnellarbeitsstahl kann anschliessend allen bekannten Wärmebehandlungsverfahren, beispielsweise Anlassen ohne eine Eigenschaftsverschlechterung, unterworfen werden.
Nachfolgend soll die Erfindung an einem Schnellarbeitsstahl mit 0,78 bis 0,866etc C/r C, 4,8 bis 5,3CXc C7c Mo, 1,7 bis 2% V und 6 bis 6,76Xc W näher erläutert werden.
In der zugehörigen Zeichnung ist das Verhalten einzelner Austenitkörner eines Schnellarbeitsstahles obiger Zusammensetzung einem Schnellarbeitsstahl gleicher Zusammensetzung, der mit einer Geschwindigkeit unter 20 mm min-' erstarrte, bei verschiedenen Austenitisierungstemperaturen gegenübergestellt.
Es zeigen:
Fig. 1 ein Gefügebild bei 12000 C,
Fig. 2 ein Gefügebild bei 12200 C,
Fig. 3 ein Gefügebild bei 12400 C und
Fig. 4 ein Gefügebild bei 12800 C.
Der herkömmlich erstarrte Schnellarbeitsstahl ist mit Stahl 1 bezeichnet. In Fig. 1 ist erkennbar, dass die Austenitkörner des Stahles 2 gröber als die des Stahles 1 sind, der bei dieser Temperatur eine gleichmässig feine Verteilung der Austenitkörner aufweist. Von dieser Temperatur wurde bisher der Stahl 1 bereits gehärtet, da, wie in Fig. 2 gezeigt, bei einer Verlängerung der Haltezeit und einer weiteren Temperaturerhöhung auf Härtetemperatur der Bereich der Sekundär-Rekristallisation beginnt.
Einzelne Austenitkörner wachsen bevorzugt, so dass die Gefügestruktur der Austenitkörner ungleichmässig wird und damit der gewollte Härteeffekt beeinträchtigt wird. Wie Fig. 3 und 4 zeigen, verstärkt sich das sprunghafte Wachsen einzelner Austenitkörner bei einer weiteren Erwärmung.
Unter den Bedingungen gezielter Erstarrungsgeschwindig keiten, die im Optimum für verschiedene Schnellarbeitsstähle unterschiedlich und auch anlagenbedingt sind, wird das Ausgangsgefüge der Austenitkörner beim Stahl 2 gröber. Umfangreiche Untersuchungen zeigten, dass der Stahl 2 bei der Erhöhung von Temperatur und Haltezeit sich im Gefüge nur gering ändert und praktisch kein heterogenes Wachsen einzelner Austenitkörner bei Erwärmung eintritt. Der Bereich der Sekundär Rekristallisation und das damit verbundene sprunghafte Wachstum von einzelnen Austenitkörnern ist zu höheren Temperaturen verschoben. In der Folge kann deshalb eine höhere Härtetemperatur angewendet werden. Durch Anwendung gezielter Erstarrungsgeschwindigkeiten der Schmelze von = 20 mm min -1 wird die erforderliche primäre Gusstruktur als Voraussetzung für das beschriebene Sekundärgefüge erreicht.
Das Verhalten des Stahles 2 ist in den Fig. 1 bis 4 dem Stahl 1 gegenübergestellt.
Die Korngrösse des Stahles 1 bei 12200 C und einer Haltezeit von 2 min beträgt nach Snyder und Graff 23, die des langsamer erstarrten Stahles 2 dagegen nur 10.
Bei einer Temperatur von 12600 C und gleicher Haltezeit ist die Korngrösse bei Stahl 111 und vom Stahl 2 8. Bei einer Temperatur von 12800 C und 1 min Haltezeit wurden die gleichen Ergebnisse registriert.
Das beim Stahl 2 im Verhältnis zum Stahl 1 vorliegende, gleichmässige jedoch gröbere Austenitkorn ist unter anderem bedingt durch ein gröberes Ledeburitnetz im primären Gefüge.
Nach den bisherigen Betrachtungsweisen wäre der Stahl 2 in der Qualität minder bewertet worden. In der Praxis erweist sich jedoch gerade das Gegenteil, da ebenfalls durch umfangreiche Untersuchungen eine Steigerung der Standzeit von aus Stahl 2 gefertigten Werkzeugen um durchschnittlich 20-80% nachgewiesen wurde.
Werkzeuge, zum Beispiel Bohrer, aus Schnellarbeitsstahl der angegebenen Zusammensetzung werden erfindungsgemäss aus einer Temperatur von 12600 C gehärtet, während beispielsweise Drehmeissel aus 1280 C gehärtet werden.
Dieser Stahl hat trotz der hohen Härtetemperatur verbesserte Zähigkeitseigenschaften und bietet damit bei verbessertem Verschleissverhalten gleichzeitig eine höhere Sicherheit gegen Bruch.
Der Stahl wird in bekannter Weise im Salzbad oder anderen Abschreckmitteln gehärtet und kann allen bekannten nachfolgenden Wärmebehandlungen ohne Zähigkeitsverschlechterung unterworfen werden, beispielsweise Anlassen.