CH642109A5 - Schnellarbeitsstahl. - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft einen hochverschleissfesten rostbeständigen Schnellarbeitsstahl mit grosser Warmfestigkeit und Anlassbeständigkeit für Kalt- und Warmarbeitswerkzeuge sowie Verschleissteile.

Die handelsüblichen Schnellarbeitsstähle liegen nach AlSI-Werkstoffnormen sowie nach Stahl-Eisen-Werkstoff-blatt in folgendem Legierungsbereich:

0,5 bis 3,0% C

0 bis 12,0% Co 3,0 bis 5,0% Cr 0,5 bis 12,0% Mo

1 bis 10,0% V 1 bis 19,0% W Rest Fe.

Sie werden vornehmlich im Lichtbogenofen erschmolzen und durch Schmieden, Walzen und Ziehen weiterverarbeitet. Das Ausbringen nimmt stark ab mit zunehmendem Legierungsgehalt. Infolgedessen weisen angelassene Schnellarbeitsstähle nicht nennenswert mehr als 30 Vol.-% Karbid auf. Führt der Verarbeitungsweg über Halbzeug, so ist der Legierungsgehalt durch die Warmverformbarkeit begrenzt. Dies gilt nicht in gleichem Masse für Herstellungsverfahren, nach denen direkt Teile gefertigt werden, wie das Sintern sowie das Drucksintern und das Giessen sowie das Aufpanzern durch Auftragsschweissen, Aufspritzen oder Tauchen. Der Hinweis auf letztere Sonderverfahren deutet an, wie über den Verbund verschiedener Werkstoffe Einsparungen von Legierungselementen vorgenommen werden können. Bei der Werkzeugfertigung genügt nach allgemeiner Ansicht ein Grundwerkstoff aus unlegiertem oder legiertem Baustahl mit einer Festigkeit von 800 N/mm2. In den die nachstehende Anmeldung betreffenden Untersuchungen hat sich mikrolegierter perlitischer Stahl wie der Werkstoff 49 MnSiNb 3 mit einer Härte von rd. 248 HV als Grundwerkstoff bewährt.

Schnellarbeitsstähle zeichnen sich durch hohe Anlassbeständigkeit und Warmhärte sowie durch grossen Verschleiss-widerstand aus. Der Chromgehalt der Schnellarbeitsstähle liegt im Mittel bei 4%. Dieser Chromgehalt in Verbindung mit Kohlenstoff gewährleistet in einem ferritfreien, restau-stenitarmen, martensitischen Gefüge genügende Härte und Zähigkeit. Die Warmhärte wird gesteigert durch im Mischkristall erfolgende feinteilige Ausscheidungen von Sonderkarbiden der Elemente Wolfram, Molybdän und Vanadin. Die bei der Erstarrung der Schmelze und die im festen Zustand gebildeten Karbide, eingebettet in die martensitische Grundmasse, ergeben den grossen Verschleisswiderstand. Ein besonders ausgeprägter Einfluss auf das Verschleissver-halten wird den verhältnismässig harten Vanadinkarbiden zugeschrieben.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Stahl zu schaffen, der die Standzeit von Werkzeugen aus Schnell-arbeitsstählen, insbesondere bei Warmeinsatz durch Erhöhung der Anlassbeständigkeit verlängert. Ferner soll eine Vereinfachung beim Schleifen der Werkzeuge aus Schnellarbeitsstahl bei gleichzeitiger Verbesserung des Verschleissver-haltens der Werkzeuge angestrebt werden. Schliesslich soll der Stahl durch entsprechende Rohstoffwahl, d.h. Einsatz möglichst preiswerter Legierungselemente, eine verbilligte Herstellung erlauben.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäss ein hochverschleissfester Stahl mit grosser Warmfestigkeit und Anlassbeständigkeit für Kalt- und Warmarbeitswerkzeuge sowie für Verschleissteile mit der Zusammensetzung gemäss Anspruch 1 vorgeschlagen.

Bevorzugt wird ein Stahl mit der im Anspruch 2 angegebenen Zusammensetzung.

Der erfindungsgemässe Stahl ist insbesondere geeignet zur Herstellung von Halbzeug und Teilen durch giesstechni-sche Verfahren einschliesslich Stranggiessen sowie durch pulvermetallurgische Verfahren einschliesslich Drucksintern mit der Möglichkeit des Zusatzes von Hartstoffen wie beispielsweise Fe3Mo2, CoMo, Fe3W2, CoW, TiC, WC, TaC, TiN zum Ausgangspulver.

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Der Stahl soll auch das Aufpanzern von Teilen aus Baustahl und Werkzeugstahl erlauben. Aufpanzerungen, die dem Verschleissschutz dienen, werden gewöhnlich nicht einer Wärmebehandlung unterzogen. Werden jedoch der Anwendung entsprechend bestimmte Härte- und Zähigkeitskombinationen angestrebt, so kann der erfindungsgemässe Stahl wärmebehandelt werden. Eine bevorzugte Wärmebehandlung besteht aus ein- oder mehrmaligem Glühen im Temperaturbereich zwischen 500 und 830 °C.

Obgleich bekann ist, dass in Schnellarbeitsstählen ein Teil des Wolframs durch Molybdän ersetzt werden kann, sind die erfmdungsgemässen wolframfreien Schnellarbeitsstähle ungewöhnlich. Es hat sich gezeigt, dass bei Verzicht auf gute Warmverformbarkeit und bei Bevorzugung von Giess-, Schweiss- und Sinterverfahren der vollständige Austausch von Wolfram durch Molybdän wertvollen Eigenschaftszuwachs erbringt. Offensichtliche Vorteile des Austausches sind: Erniedrigung des spezifischen Gewichts der Legierung bei gleichbleibendem Atomprozentgehalt sowie vergleichsweise geringere Rohstoffkosten selbst für gleichen Massenprozentgehalt, d.h. in etwa für verdoppelten Atomprozentgehalt.

Die mechanische Bearbeitung des gehärteten sowie des im Gusszustand oder im Sinterzustand befindlichen Schnell-arbeitsstahls, etwa durch Schleifen, wird wesentlich erleichtert, wenn neben dem Austausch von Wolfram durch Molybdän im Sinterkarbid M6C auch ein Ersatz des verhältnismässig harten Vanadinkarbides MC durch Molybdänkarbid der Typen M6C und M2C vorgenommen wird. Vanadinkarbid weist wegen seiner Härte grossen Verschleisswiderstand gegenüber üblichen Schleifmitteln auf. In Tafel 1 sind Härtewerte von Hartstoffen in Schleifmitteln denen von Karbiden in Schnellarbeitsstahl gegenübergestellt.

Beim Zerspannungseinsatz des Schnellarbeitsstahles wurde trotz Beschränkung der Sonderkarbide auf Molybdänkarbide keine wesentliche Einbusse im Verschleissverhalten erwartet, wenn die Härte der Molybdänkarbide und der martensitischen Stahlmatrix im Werkzeug die Härte der Gefügebestandteile im Werkstück übertrifft. Da eine solche Voraussetzung in der Anwendung häufig erfüllt ist, wurde weiter angenommen, dass für die Schneidhaltigkeit neben der Warmfestigkeit der Stahlmatrix mehr die Menge und die Verteilung als die Art der Sonderkarbide verantwortlich sind, solange nicht Gefügezerrüttung und Reaktionen des Werkzeuges mit dem Werkstückstoff dominierende Einfluss-grössen werden. Dieser Vorstellung Rechnung tragend, wurde vorgesehen, im Schnellarbeitsstahl eine möglichst grosse Menge feinverteilter Molybdänkarbide einzustellen. Vanadin als Legierungselement wurde in einem Gehalt beibehalten, der möglichst zu keiner gesonderten Bildung von Vanadinkarbid führt.

Bei Schnellarbeitsstählen mit Molybdängehalten ab etwa 13% tritt während des Anlassens im Temperaturbereich von 500 bis 700 °C neben der Karbidausscheidung zusätzlich die Ausscheidung einer intermetallischen Phase vom Typ Fe3Mo2 auf. Die bei veränderter Anlasstemperatur zu erzielenden Härtehöchstwerte liegen für die Sonderkarbide bei 550 °C und für die intermetallische Phase bei 600 °C. Durch Überlagerung der Ausscheidungshärtungen über Sonderkarbide und intermetallische Phase und durch die in der Anlasstemperatur verschobene Lage der zugehörigen Härtehöchstwerte wurde eine gegenüber herkömmlichen Schnellarbeitsstählen- zum Vergleich wurde der Stahl S 10-4-3-10 herangezogen - wesentlich verbesserte Anlassbeständigkeit erzielt (Bild 1), die auch Auswirkungen auf das Temperatur-Standzeitverhalten hat. Der zwecks Steigerung der Anlassbeständigkeit möglichst hoch anzusetzende Molybdängehalt wurde bei den im Gusszustand untersuchten Stählen begrenzt durch die sich ab etwa 20% Mo bereits beim Erstarren der Schmelze in groben Plättchen ausscheidende intermetallische Phase Fe3Mo2 (Bild 2), die in dieser Form eine starke Ver-sprödung des Werkstoffes hervorruft. Legierungszusätze von Kobalt zur Vermeidung von Ferritbildung und zur Erhöhung der Anlassbeständigkeit des Martensits verstärken die Tendenz zur Bildung der intermetallischen Phase und wurden daher auf 15% Co beschränkt.

Der Siliziumgehalt ist dem Fertigungsverfahren anzupassen. Silizium verbessert bis zu einem Gehalt von 1,5% ohne nennenswerte Beeinträchtigung der Anlassbeständigkeit das Fliess- und Benetzungsverhalten der Schmelze und die Oxidausbildung auf dem Schweissgut, verschlechtert aber ähnlich wie Mangan und Vanadin die Sinteraktivität ungekapselter Grünlinge aus gepresstem Pulver.

Niedriger Schwefelgehalt ist insbesondere bei Gussgefüge wesentlich für gute Zähigkeitseigenschaften. Der für die Härteannahme benötigte Kohlenstoff erwies sich unerwartet als teilweise ersetzbar durch Bor. Bei einem solchen Austausch wurde die Härte unabhängig von der Anlasstemperatur durch Zusatz von ein Prozent Bor um rd. 4,5 HRC erhöht. Borgehalte über 1,5% wirken stark versprödend und wurden daher vermieden. Um beim Anlassen die Aushärtung durch Karbidausscheidung nicht zu beeinträchtigen, war ein Kohlenstoffgehalt erforderlich, der mindestens den halben Wert des stöchiometrischen Kohlenstoffgehaltes unter Berücksichtigung der karbidbildenden Legierungselemente im Stahl erreichte. Der stöchiometrische Kohlenstoffgehalt ist durch nachstehende Beziehung gegeben:

% CstS = 0,06 • % Cr + 0,206 • % V + 0,063 ■ % Mo + 0,129 • % Nb + 0,066 • % Ta.

Die Gehalte der teilweise austauschbaren Elemente Kohlenstoff, Bor und auch Stickstoff lassen sich zu einem effektiven Kohlenstoffgehalt wie folgt zusammenfassen:

% Ceff = % C + 0,86 • % N + 1,11 • % B.

Für die grösstmögliche Härteannahme beim Anlassen ist ein effektiver Kohlenstoffgehalt grösser als 1,3%, vorzugsweise grösser 1,4%, erforderlich. Das Verhältnis von effektivem zu stöchiometrischem Kohlenstoffgehalt sollte aus Zähigkeitsgründen einen Wert von 1,1 nicht wesentlich überschreiten.

Borzusatz vergröbert im Gussgefüge das Karbideutek-tikum und verkürzt die Dendritenlänge (Bild 4). Unerwartet war daher das bei Temperaturstandzeit-Drehversuchen ermittelte günstige Standzeitverhalten des borhaltigen Stahles im Vergleich zum borfreien Stahl (Bild 5). Als Standzeit wurde die Schnittzeit vom Beginn des Versuches bis zum Eintreten der Blankbremsung gerechnet. Eine weitere Verbesserung des Standzeitverhaltens wurde erzielt durch geringe Zusätze von Tantal bzw. Niob und Stickstoff (Bild 5). Die mit dem Molybdängehalt zunehmende Anlassbeständigkeit beeinflusst insbesondere die Standzeit bei verhältnismässig hoher Schnittgeschwindigkeit.

Für die in Bild 6 dargelegten Beispiele 1,2 und 3 des in den Legierungsgehalten abgestimmten Stahles ist die Standzeit T in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit v durch die Beziehung v • T0,057 = 31,9; T in min; v in min gegeben. Demgegenüber wird die T-v-Kurve des Vergleichsstahles S 10-4-3-10, Werkstoffnummer 3207.0, durch die

Gleichung v • T0-099 = 35,5; T in min; v in beschrieben.

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Der zugehörige Verlauf der Standzeitkurven in Bild 6 verdeutlicht die Überlegenheit des vorgestellten Stahles gegenüber dem handelsüblichen Stahl, die vÖO-Erliegeziffer beim Drehen des Werkstückes aus 30 CrNiMo 8 ist vergleichweise um rd. 1,5 m/min grösser als beim üblichen Werkzeug aus S 10-4-3-10.

Beispiel 4 zeigt in Bild 7 eine Variante des beschriebenen Stahles mit verhältnismässig geringer Abhängigkeit der Standzeit von der Schnittgeschwindigkeit. Die T-v-Kurve genügt der Gleichung v • T0'175 = 49,92; T in min; v in min

Bei der Wärmebehandlung des vorgestellten Stahles ist zu beachten, dass sich Weichglüh- und Härtungsbehandlungen im allgemeinen erübrigen. Eine Anlassglühung im Temperaturbereich der Ausscheidungshärtung bewirkt bereits die gewünschte Härteannahme oberhalb der Härte im Gussbzw. Schweisszustand von etwa 60 bis 65 HRC. Das Beispiel 5 des erfmdungsgemässen Stahles befasst sich mit dem Zusammenhang zwischen Anlasstemperatur, Härte und Standzeit im durchlaufenden Schnitt. Aus Bild 8 geht hervor, dass mit zunehmender Anlasstemperatur oberhalb von 540 °C Härte und Standzeit abfallen. Der grössten Härte nach dem Anlassen bei 540 °C ist die längste Standzeit zuzuordnen. Eine vergleichbar lange Standzeit erreichte unerwartet nur die nicht angelassene Probe, die während der Prüfung durch Schneidenerwärmung einem Selbstanlasseffekt unterlag. Verantwortlich für die Standzeit dürfte die Warmhärte sein, die bei fortschreitendem Anlassvorgang abnimmt.

Autogenes Auftragsschweissen des hoch molybdänhal-tigen Schnellarbeitsstahles bewirkt eine Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes um etwa 0,1%.

Physikalische Eigenschaften wie Dichte und Wärmeaus-s dehnungskoeffizient wurden an den Stahlvarianten der Beispiele 1 bis 4 im gegossenen und am Vergleichsstahl S 10-4-3-10 im geglühten Zustand ermittelt. Erhaltene Kennwerte sind in Tafel 2 zusammengestellt. Der hoch molybdänhaltige Stahl weist trotz seines hohen Legierungsgehaltes eine gerin-lo gere Dichte auf als der Vergleichsstahl. In der Wärmeausdehnung erreicht demgegenüber der Vergleichsstahl die kleineren Ausdehnungskoeffizienten. Beim Erwärmen erfolgt die Austenitumwandlung der angeführten Stähle zwischen 800 und 900 °C.

15 Vergleichsweise ist der Beginn der allotropen ay-Um-wandlung des hoch molybdänhaltigen Stahles um 30 bis 40 °C zu höheren Temperaturen verschoben. Weitaus bedeutender wegen seiner Grössenordnung von 100 °C ist der Unterschied in den Solidus- und Liquidustemperaturenzwi-20 sehen dem hoch molybdänhaltigen Stahl und dem Vergleichsstahl. Die verhältnismässig niedrige Solidustempera-tur von etwa 1100 bis 1150 °C kommt insbesondere dem Giessen und Aufpanzern zugute, verhindert jedoch die Härtungsbehandlung im üblichen Sinne. Es wurde bereits er-25 wähnt, dass eine Anlassbehandlung genügt, um die benötigten Härtewerte einzustellen.

Prüfungen der Rostbeständigkeit erfolgten an dem Stahl-Beispiel 4 (Zusammensetzung s. auf Bild 7). Gegossene Proben zeigten bei 60 °C in destilliertem Wasser keine Rostbil-30 dung.

Tafel 1

Vergleich der Vickershärten von Hartstoffen

Hartstoffe in Schleifmitteln Vickershärte Karbide im Schnellarbeitsstahl Vickershärte

Korund 1800 M6C (Mo-Karbid) 1100

Siliziumkarbid 2600 M2C (Mo-Karbid) 1500

MC (V-Karbid) 2800

Physikalische Eigenschaften

Zustand

Stahl-Beispiel 1 gegossen

Stahl-Beispiel 2 gegossen

Stahl-Beispiel 3 gegossen

Stahl-Beispiel 4 gegossen

Vergleichsstahl S 10-4-3-10 weichgeglüht

Dichte g -cm~3 8,04 8,07 8,05 Wärmeausdehnungskoeffizient 10 ~ 6 °C ~1

für 20-100°C 12,1 12,9 12,7

20-200°C 13,0 13,9 13,7

20-300°C 13,8 14,6 14,4

20-400°C 14,0 14,8 14,4

20-500°C 14,2 14,9 14,5

20-600°C 14,3 14,9 14,6

20-700°C 14,6 15,1 15,0

20-800°C 15,2 15,6 15,0

Umwandlungstemperaturen Acl °C 841 837 842

Ac3 °C 880 870 870

Solidus-Temp. °C 1155 1110 1110

Liquidus-Temp. °C 1320 1290 1305

8,09

12,0 13,2 13,7 14,0 14,2 14,4

14,7 15,6

836 870 1155 1315

8,25

10.5

11.7

11.8 12,2 13,2

12.6

12.7 12,6

800 849 1240 1420

s

8 Blatt Zeichnungen

Claims (8)

642 109

1,3 < Ceff < 1,1'Cstö < 2

erfüllt ist.

1. Hochverschleissfester rostbeständiger Stahl mit grosser Warmfestigkeit und Anlassbeständigkeit für Kalt- und Warmarbeitswerkzeuge sowie für Verschleissteile, bestehend aus:

0,7 bis 1,7 % C 0,01 bis 0,08% N 0,02 bis 1,5 % B 0,01 bis 1,5 % Si 0,01 bis 1,0 % Mn 5,0 bis 15,0 % Co 3,0 bis 7,0 % Cr 13,0 bis 20,0 % Mo 0 bis 10,0 % W 0 bis 5,0 %V 0,02 bis 2,0 % Nb und/oder Ta Rest Fe

2. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch:

0,9 bis 1,6 %C 0,01 bis 0,08% N 0,02 bis 0,5 % B 0,01 bis 1,4 % Si 0,01 bis 0,5 % Mn 10,0 bis 14,0 % Co 3,0 bis 7,0 % Cr 15,0 bis 19,0 % Mo 0,5 bis 1,5 %V 0,05 bis 1,0 % Nb und/oder Ta Rest Fe mit der Massgabe, dass die Beziehung

2

PATENTANSPRÜCHE

3. Verwendung des Stahls nach Anspruch 1 zur Herstellung von Halbzeug und Teilen, dadurch gekennzeichnet,

dass ein giesstechnisches oder pulvermetallurgisches Vorgehen erfolgt.

4. Verwendung nach Anspruch 3 mittels eines giesstech-nischen Vorgehens, dadurch gekennzeichnet, dass die Herstellung mittels eines Stranggiessens erfolgt.

5. Verwendung nach Anspruch 3 mittels eines pulvermetallurgischen Vorgehens, dadurch gekennzeichnet, dass die Herstellung mittels eines Drucksinterns erfolgt.

6. Verwendung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass dem Ausgangspulver Hartstoffe wie Fe3Mo2, CoMo, Fe3W2, TiC, WC, TaC oder TiN zugegeben werden.

7. Verwendung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass eine Einstellung von Härte und Festigkeit durch ein- oder mehrmaliges Glühen im Temperaturbereich zwischen 500 und 830 °C erfolgt.

8. Verwendung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Glühen im Temperaturbereich zwischen 550 und 650 °C erfolgt.