DE3544759A1

DE3544759A1 - Verfahren zum herstellen von werkzeugen

Info

Publication number: DE3544759A1
Application number: DE19853544759
Authority: DE
Inventors: Des Erfinders Auf Nennung Verzicht
Original assignee: ZAPP ROBERT WERKSTOFFTECH
Current assignee: ZAPP ROBERT WERKSTOFFTECH
Priority date: 1985-12-18
Filing date: 1985-12-18
Publication date: 1987-06-19
Also published as: EP0227001A2; ES2041242T3; US5028386A; EP0227001A3; EP0227001B1; ATE90899T1; JPS62156203A; DE3544759C2

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen insbesondere von Werkzeugen aus legierten Stählen oder Stelliten durch Warmverformen.

Werkzeugstähle und Stellite bzw. Hartmetalle zeichnen sich im allgemeinen durch hohe Gehalte an Kohlenstoff, Chrom, Kobalt, Molybdän, Vanadium und Wolfram aus. Diese Elemente verleihen dem Werkstoff zusammen mit den entsprechenden Karbiden die notwendige Festigkeit, insbesondere Verschleißfestigkeit und Härte. Das geht jedoch zumeist auf Kosten der Zähigkeit und ist mit einer entsprechenden Erhöhung des Verformungswiderstandes verbunden.

Bei hohem Verformungswiderstand scheidet das Kalt-, aber auch das konventionelle Warmumformen zum Erzeugen der Fertigkontur aus und kommt demzufolge nur ein Urformen durch Block- oder Stranggießen und ein anschließendes Walzen oder Schmieden, oder ein Formgießen und Pulverpresen in Frage. Diese Verfahren erfordern jedoch in aller Regel eine spanende Bearbeitung des urgeformten Teils bis zur Fertigkontur und zum Fertigmaß. Das aber stößt gerade bei verschließfesten Teilen insofern auf Schwierigkeiten, als die spanende Bearbeitung Werkzeuge mit einer Verschleißfestigkeit erfordert, die die Verschleißfestigkeit des zu bearbeitenden Teils erheblich übersteigt. Außerdem ist spanende Bearbeitung mit einem erheblichen Materialverlust verbunden. Die Bearbeitungskosten sind daher erheblich, ohne daß sich immer eine gute Oberflächenbeschaffenheit ergibt.

Hinzu kommen verfahrensspezifische Nachteile wie die hohen Energiekosten des Warmwalzens und -schmiedens oder die Beeinträchtigung der Oberflächenqualität durch intensive Oxydationsvorgänge der Legierungen. Ein weiterer Nachteil ist das gerade im Hinblick auf verwickelte Fertigformen zumeist nicht ausreichende Fließvermögen beim Urformen wie auch beim Formgießen. Das führt zu Rohlingen, die sich erheblich vom Fertigteil unterscheiden und daher eine zu einem erheblichen Materialverlust führende spanende Bearbeitung erfordern. Die damit verbundenen Kosten sind wegen der hohen Gehalte der betreffenden Werkstoffe an teuren Legierungsmitteln ganz erheblich. Hinzu kommt die aus dem hohen Verformungswiderstand resultierende Notwendigkeit hoher Verformungskräfte, die entsprechend teure Umformaggregate und hohe Energiekosten mit sich bringen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zu schaffen, das die vorerwähnten Nachteile vermeidet und das Herstellen von Fertigteilen aus Legierungen erlaubt, die sich wegen ihres hohen Verformungswiderstandes normalerweise nicht umformen oder allenfalls zu einem Rohling verformen lassen, der eine spanende Bearbeitung erfordert.

Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, daß bei einem Verfahren der eingangs erwähnten Art ein pulvermetallurgisch hergestelltes Ausgangsmaterial mit über 30 Vol-% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase durch thermomechanisches Prozessieren mit einem äquiaxillem Gefüge und einer Korngröße von vorzugsweise 0,2 bis 3 µm eingestellt und im superplastischen Zustand umgeformt wird. Die geringe Korngröße gewährleistet eine niedrige Fließspannung durch Korngrenzengleiten und verringert damit die erforderliche Umformungskraft sowie den Werkzeugverschleiß.

Das erfindungsgemäße Verfahren läuft mithin zweistufig ab; die erste Verfahrensstufe dient dazu, das pulvermetallurgisch hergestellte, infolge der hohen Abkühlungsgeschwindigkeit von beispielsweise 10⁴ bis 10⁵⁰ K/s beim Schmelzzerstäuben an sich schon feinkristalline, vorzugsweise bereits äquiaxiale Mehrphasengefüge der Legierungspulver sowohl hinsichtlich der Matrix als auch hinsichtlich der karbidischen und/oder boridischen Ausscheidungsphase im konsolidierten Zustand weiter zu verfeinern und dabei ein beim sich anschließenden thermomechanischen Prozessieren infolge Warmumformens in der zweiten Verfahrensstufe thermisch stabiles Mikrogefüge mit einer vorzugsweise sowohl für die Matrix als auch für die Ausscheidungsphase feinen Korngröße von 1 bis 3 µm bzw. 0,2 bis 1,0 µm einzustellen.

Das Konditionieren des Werkstoffgefüges in der ersten Verfahrensstufe kann durch ein thermomechansiches Prozessieren geschehen, das bei den Stahllegierungen im austenitischen Zustand, beispielsweise bei etwa 900°C beginnt und die γ/α-Phasenumwandlung im Bereich von 750 bis 820°C bis zu einer Endwalztemperatur von 650°C durchläuft. Während des Warmverformens, beispielsweise eines Walzens oder Schmiedens kühlt das Verformungsgut kontinuierlich ab und kommt es neben der Phasenumwandlung zum Ausscheiden der Karbide und/oder Boride.

In ähnlicher Weise scheiden sich bei einem Warmverformen von Stelliten etwa im Temperaturbereich von 1000 bis 700°C während des Verformens und des damit verbundenen kontinuierlichen Abkühlens die Karbide und/oder Boride aus. Darüber hinaus kommt es während des thermomechanischen Konditionierens sowohl zu einer Verfeinerung des spätenstens dann äquiaxialen Matrixkorns als auch infolge der günstigen Bedingungen für die Keimbildung während der Phasenumwandlung zu einer feinerdispersen Verteilung der Karbid- und Boridteilchen. Beides wirkt sich in Richtung einer höheren Werkstoffestigkeit aus.

Des weiteren kann das Konditionieren das pulvermetallurgisch hergestellten Ausgangsmaterials auch durch isothermes Verformen mit dem Ziel geschehen, das Gefüge umzukristallisieren und ein feinerkörniges Gefüge als Voraussetzung für den superplastischen Zustand einzustellen. Das isotherme Verformen findet bei Temperaturen unterhalb der Umwandlungstemperatur, beispielsweise bei 450°C vorzugsweise bei einem geringen Verformungsgrad, beispielsweise bei einer Querschnittsabnahme von etwa 10% statt und sollte eine zyklische γ/α-Phasenumwandlung einschließen, die infolge des unterschiedlichen Volumens der γ- und der α-Phase zu inneren Spannungen und damit zu einer durch innere Eigenspannungen induzierten Verformung des Matrixkorns führt. Dem kann sich zur Verfeinerung der Matrixkorngröße des heißisostatisch gepreßten Rohlings ein kurzes, beispielsweise 20 bis 60 Sekunden dauerndes Primärrekristallisationsglühen anschließen, das zu einer weiteren Kornverfeinerung führt.

Insgesamt zielt das Konditionieren des Ausgangsmaterials darauf ab, ein für das superplastische Umformen in der zweiten Verfahrensstufe äquiaxiales Gefüge einzustellen, das sich durch ein das Umformverhalten begünstigendes feines Gefügekorn auszeichnet. Mit abnehmender Korngröße verringert sich nämlich der Verformungswiderstand und läßt sich gleichzeitig die Verformungsgeschwindigkeit erhöhen.

In der zweiten Verfahrensstufe wird der urgeformte und auf ein bestimmtes Mehrphasen-Gefüge eingestellte Werkstoff bei einer Temperatur in der Größenordnung von 50 bis 70% der Schmelztemperatur von beispielsweise 650 bis 780°C umgeformt, die bei niedrigen Fließspannungen hohe Verformungsgrade erlaubt und daher auch das Herstellen komplizierter Fertigteile aus Legierungen ermöglich, deren Zusammensetzung ohne die spezielle Vorbehandlung der ersten Stufe des erfindungsgemäßen Verfahrens eine Formgebung durch Umformen nicht erlaubt. Die Umformgeschwindigkeit liegt vorzugsweise bei 10^-3 bis 5·10^-1 s^-1. Dabei kann der Dehngeschwindigkeitsexponent m, wie er sich aus der Gleichung

s = K· ^m,

ergibt, in der s die Fließspannung, K eine Materialkonstante und die Verformungs- bzw. Kriechgeschwindigkeit für Stahllegierungen von 0,4 bis 0,5 und für Stellite von 0,35 bis 0,4 ist. Daraus ergibt sich, daß die Formgebung sehr geringer Fließspannungen bzw. Umformungskräfte bedarf; da sie zudem bei verhältnismäßig niedrigen Temperaturen stattfindet, zeichnet sich das erfindungsgemäße Verfahren, insbesondere wenn das Konditionieren in der ersten Verfahrensstufe durch isothermes Verformen unterhalb der Umwandlungstemperatur stattfindet, durch geringe Kosten sowohl unter dem Aspekt des apparativen Aufwandes als auch hinsichtlich des Energieverbrauchs aus.

Die Umformtemperatur liegt dabei unterhalb der Temperatur der beginnenden Sekundärkristallisation bzw. Kornvergröberung, da jedes Kornwachstum den Verformungswiderstand erhöht und damit höhere Verformungskräfte erfordert.

Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich besonders für die hoch kohlenstoffhaltigen Kaltarbeitsstähle wie

X 178 Cr V 5 2 9
X 155 Cr V W Co 4 5 12 5
X 135 Cr V W Mo 4 4 6 4
X 220 Cr V 17 6
X 245 Cr V 5 10

Diese besitzen Kohlenstoffgehalte von 1,0 bis 2,5% und hohe Legierungsgehalte an Chrom, Vanadium, Wolfram, Molybdän und Kobalt von 4 bis 17%.

Weiterhin eignen sich die folgenden Legierungen:

X 375 Cr Mo Fe 25 10 60
X 220 Cr W Co 30 12 56
X 120 Cr Mo Co 27 4 60
X 100 Cr W Co N B 15 15 52 3.

Die Stellite sind Eisen- sowie Kobaltbasisstellite mit hohen Bor- und Kohlenstoffgehalten von 1 bis 4% sowie Gehalten der Legierungselemente Chrom, Molybdän, Wolfram von 15 bis 30%, die sich bei einer verhältnismäßig niedrigen Temperatur von 650 bis 720°C umformen lassen.

Dem superplastischen Umformen kann sich ein Grobkornglühen anschließen, um die Kriechfestigkeit bzw. Warmfestigkeit zu erhöhen.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand eines in der Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispiels des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen:

Fig. 1 die Seitenansicht einer Ronde zum Herstellen eines Rotationsmessers, teilweise im Schnitt und

Fig. 2 das aus der Ronde der Fig. 1 durch superplastisches Umformen hergestellte Rotationsmesser teilweise im Schnitt.

Die in Fig. 1 dargestellte Ronde 1 besteht aus dem hochfesten Kaltarbeitsstahl X 245 Cr V 5 10, der pulvermetallurgisch durch isostatisches Heißpressen hergestellt wurde und auf ein Gefüge mit einer Matrixkorngröße von 1 bis 3 µm eingestellt wurde. Sie dient zum Herstellen des in Fig. 2 dargestellten scheibenförmigen Rotationsmesers mit einem Kegelwinkel α von 150 bis 160°, einer Dicke von 1,0 bis 1,5 mm und einem Innendurchmesser von 50 mm sowie einem Außendurchmesser von 100 mm.

Die Ronde 1 wurde durch Stanzen aus einer pulvermetallurgisch hergestellten und alsdann bei einer Temperatur von 1150 bis 1250°C auf eine Dicke von 2,5 mm ausgewalzten Platine der Abmessung 100 × 200 × 8 mm hergestellt. Um eine ausreichende Materialreserve für die Ausbildung der Schneiden 2 des Rotationsmessers zu schaffen, überstieg die Dicke der Platine die Fertigdicke des Rotationsmessers um 1 mm.

Die Ronde 1 besaß einen Durchmesser von 95 mm und eine Dicke von 2,5 mm, er wurde nach dem Stanzen auf eine Temperatur von 760°C erwärmt und mit Hilfe eines üblichen, auf 350°C vorgewärmten Werkzeugs aus Ober- und Untergesenk mit einer Umformgeschwindigkeit von 5·10^-3 s^-1 in einer Preßzeit von 25 s zu dem in Fig. 2 dargestellten Rotationsmesser umgeformt, wie sich aus der Gleichung ergibt, in der A _o die Kreisringfläche der Ronde 1, Δ A die Kegelmantelfläche A, verringert um die Fläche A _o des Schlitzprofils ε und = 5·10^-3 s^-1 ist.

Die geringe Umformtemperatur spart Energie, gewährleistet eine minimale Verzunderung und verhindert ein schädliches Kornwachstum. Außerdem ergibt sich beim superplastischen Umformen eine höhere Dichte, weil Poren und Risse verschweißen, sowie eine höhere Festigkeit und Zähigkeit. Wegen des Wegfalls einer spanenden Bearbeitung kommt es auch nicht zu Ermüdungsrisse auslösendem Bearbeitungsriefen, wodurch sich die Standzeit eines Werkzeugs um 25 bis 30% erhöht.

Experimentell ergab sich in guter Übereinstimmung mit dem rechnerisch ermittelten Wert eine Umformzeit von 25 s. Rechnet man dazu eine Zustellzeit für das Werkzeug von 35 s hinzu, so ergibt sich je Rotationsmesser eine Fertigungszeit von 60 s, die weit unter der Bearbeitungszeit beim spanenden Bearbeiten eines Rohlings liegt.

Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich zum Herstellen von Schnittglocken und -werkzeugen, Formschneidwerkzeugen, Messern, beispielsweise Scheiben-, Filter- und Tabakmessern mit einer Dicke unter 3 mm, Prägestempeln, Stau- und Druckringen für Extruder, Sinterformpreßwerkzeugen, Fließpreßwerkzeugen und -stempeln, Formwerkzeugen für das Taumelfließpressen und Viellochplatten jeweils aus Kaltarbeitsstählen, zum Herstellen von Profilfräsern, Formdrehstählen und Profilsenkköpfen aus Schnellarbeitsstählen sowie zum Herstellen von Glasblasformwerkzeugen, Profilstangen, Düsen, Laufrädern, Turbinenscheiben und Ventilsitzen aus Stelliten. Es zeichnet sich durch niedrige Umformtemperaturen und einen geringen Kraftbedarf aus. Das feindisperse, äquiaxiale und texturfreie Mikrogefüge gewährleistet gleichbleibende und reproduzierbare mechanische Eigenschaften, insbesondere eine hohe Festigkeit bei ausgezeichneter Duktilität und gutem Ermüdungsverhalten. Die Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit sind dabei so gut, daß ein Nachbearbeiten nicht erforderlich ist. So liegt die Oberflächenrauhigkeit normalerweise unter 1 µm.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen insbesondere von Werkzeugen aus mittel- und hochlegierten Stählen oder Stelliten durch Warmverformen, dadurch gekennzeichnet, daß ein pulvermetallurgisch hergestelltes Ausgangsmaterial mit über 30 Vol.-% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase durch thermomechanisches Prozessieren au eine Matrixkorngröße von 1 bis 3 µm eingestellt und im superplastischen Zustand umgeformt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ausgangsmaterial mit einer Teilchengröße von 0,2 bis 1 µm thermomechanisch prozessiert wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ausgangsmaterial mit einem äquiaxialen Gefüge superplastisch bis zur Endabmessung umgeformt wird.

4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß pulvermetallurgische Werkzeugstähle und Stellite bei Temperaturen von etwa 0,5 bis 0,7 Tm superplastisch umgeformt und dann kontinuierlich abgekühlt werden.

5. Verfahren nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch eine Verformungstemperatur von 900 bis 650°C.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß ein stellitisches Ausgangsmaterial während eines kontinuierlichen Abkühlens von 1000°C auf 760°C warmverformt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Verformungsgrad über 30% liegt und die Dehnung einige hunder Prozent beträgt.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis3 dadurch gekennzeichnet, daß pulvermetallurgisch hergestellte Werkzeugstähle unterhalb ihrer Umwandlungstemperatur isotherm und superplastisch verformt werden.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Verformungsgrad bis 800% beträgt.

10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, gekennzeichnet durch ein Korngrenzengleiten und eine dynamische Rekristallisation bei 600 bis 700°C.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekannzeichnet durch ein superplastisches Umformen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der Sekundärrekristallisation und des Kornwachstums.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11, gekennzeichnet durch ein superplastisches Umformen von Stahllegierungen bei 650 bis 780°C.

13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Umformgeschwindigkeit = 10^-3 bis 10^-1s^-1 beträgt.

14. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Dehngeschwindigkeitsexponent m = 0,4 bis 0,5 beträgt.

15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß der Dehngeschwindigkeitsexponent m für Stellite 0,35 bis 0,4 beträgt.

16. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß die umgeformten Gegenstände einem Grobkornglühen unterworfen werden.