DE3544759C2

DE3544759C2 -

Info

Publication number: DE3544759C2
Application number: DE3544759A
Authority: DE
Inventors: Des Erfinders Auf Nennung Verzicht
Original assignee: FROMMEYER GEORG 4006 ERKRATH DE; Robert Zapp Werkstofftechnik & Co Kg 4000 Duesseldorf De GmbH
Current assignee: FROMMEYER GEORG 4006 ERKRATH DE; Robert Zapp Werkstofftechnik & Co Kg 4000 Duesseldorf De GmbH
Priority date: 1985-12-18
Filing date: 1985-12-18
Publication date: 1989-08-03
Also published as: DE3544759A1; EP0227001A2; ES2041242T3; US5028386A; EP0227001A3; EP0227001B1; ATE90899T1; JPS62156203A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines pulvermetallurgisch hergestellten mittel- oder hochlegierten Stahls oder Stellits mit über 30% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase und einem äquiaxialen Gefüge.

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 Pulverpressen 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.

Aus der deutschen Offenlegungsschrift 33 64 089 ist bereits ein zweistufiges Verfahren zum Herstellen hochfest-duktiler Körper, beispielsweise Stahlband bekannt, bei dem zunächst ein Pulver hergestellt und dieses Pulver alsdann kompaktiert und verdichtet wird. Das Pulver ist niedrig legiert und besteht aus einer 2 bis 4% Kohlenstoff und bis insgesamt 5% Chrom, Nickel, Mangan, Kobalt und Silizium einzeln oder nebeneinander enthaltenden Stahllegierung mit bis insgesamt 1% Titan, Niob, Magnesium und Phosphor einzelne oder nebeneinander.

Bei diesem Verfahren wird ein kompaktierter Vorkörper unterhalb der A₁-Temperatur bzw. bei 600 bis 720°C im superplastischen Zustand zu einem Halbzeug verdichtet, das bis zum Fertigungszeugnis noch einer Weiterverarbeitung bzw. -bearbeitung bedarf.

Des weiteren ist aus der deutschen Offenlegungsschrift 26 06 632 ein Verfahren zum Herstellen eines Halbzeugs aus einem hoch kohlenstoffhaltigen oder niedrig legierten Stahl bekannt. Bei diesem Verfahren wird ein regulinisches Ausgangsmaterial zunächst einem Homogenisierungsglühen bei 1100 bis 1150°C unterworfen und während der Gamma/Alpha-Umwandlung verformt sowie einem abschließenden Warmverformen bei 500 bis 720°C zumindest teilweise im superplastischen Zustand unterworfen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Werkzeug als Fertigteil aus Legierungen zu schaffen, die sich wegen ihres hohen Verformungswiderstandes normalerweise normalerweise nicht umformen oder allenfalls zu einem Rohling verformen lassen, der eine spanende Bearbeitung erfordert.

Die Lösung dieser Aufgabe besteht in der Verwendung eines pulvermetallurgisch hergestellten mittel- oder hochlegierten Stahls mit über 30% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase und einem äquiaxialen Gefüge nach einem Konsolidieren und einem Warmverformen mit einer zyklischen Alpha/Gamma-Phasenumwandlung oder im austenitischen Zustand mit einer Korngröße der Matrix von 1 bis 3 µm und der Ausscheidungsphase von 0,2 bis 1,0 µm zum Herstellen von Werkzeugen durch superplastisches Fertigformen.

Andererseits eignet sich aber auch die Verwendung eines pulvermetallurgisch hergestellten Stellits mit über 30% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase und einem äquiaxialen Gefüge nach einem Konsolidieren und einem Warmverformen bei 700 bis 1000°C mit einer Korngröße der Matrix von 1 bis 3 µm und der Ausscheidungsphase von 0,2 bis 1,0 µm zum Herstellen von Werkzeugen durch superplastischen Fertigformen.

Demgemäß wird das Ausgangsmaterial erfindungsgemäß zweistufig behandelt; 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 zu konsolidieren und sowohl hinsichtlich der Matrix als auch hinsichtlich der karbidischen und/oder boridischen Ausscheidungsphase im konsolidierten Zustand weiter zu verfeinern und dabei ein sich beim anschließenden thermomechanischen Prozessieren infolge Warmumformens in der zweiten Verfahrensstufe thermisch stabiles Mikrogefüge mit einer 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 geschieht bei den Stahllegierungen durch ein thermomechanisches Prozessieren das im austenitischen Zustand, beispielsweise bei etwa 900°C beginnt und die Alpha/Gamma-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 spätestens 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 mit dem Ziel geschehen, das Gefüge umzukristallisieren und ein feinerkörniges Gefüge als Voraussetzung für den superplastischen Zustand einzustellen. Das 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 schließt eine zyklische Alpha/Gamma-Phasenumwandlung ein, die infolge des unterschiedlichen Volumens der Alpha- und der Gamma-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.

In der zweiten Stufe wird der umgeformte 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 Rotationsmessers 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. Verwendung eines pulvermetallurgischen hergestellten mittel- oder hochlegierten Stahls mit über 30% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase und einem äquiaxialen Gefüge nach einem Konsolidieren und einem Warmverformen mit einer zyklischen Alpha/Gamma-Phasenumwandlung oder im austenitischen Zustand mit einer Korngröße der Matrix von 1 bis 3 µm und der Ausscheidungsphase von 0,2 bis 1,0 µm als Werkstoff zum Herstellen von Werkzeugen durch superplastisches Fertigformen.

2. Verwendung eines pulvermetallurgisch hergestellten Stellits mit über 30% karbidischer und/oder boridischer Ausscheidungsphase und einem äquiaxialen Gefüge nach einem Konsolidieren und einem Warmverformen bei 700 bis 1000°C mit einer Korngröße der Matrix von 1 bis 3 µm und der Ausscheidungsphase von 0,2 bis 1,0 µm als Werkstoff zum Herstellen von Werkzeugen durch superplastisches Fertigformen.

3. Verwendung nach Anspruch 1 oder 2 mit der Maßgabe, daß im Anschluß an ein superplastisches Fertigformen bei 0,5 bis 0,7 Tm ein kontinuierliches Abkühlen stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung nach Anspruch 3 mit der Maßgabe, daß die Verformungstemperatur von 900 bis 650°C beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.

5. Verwendung nach Anspruch 2 mit der Maßgabe, daß der Werkstoff während eines kontinuierlichen Abkühlens von 1000°C auf 760°C warmverformt wird, für den Zweck nach Anspruch 1.

6. Verwendung nach einem der Ansprüche 3 bis 5, mit der Maßgabe, daß der Verformungsgrad über 30% liegt und die Dehnung einige 100% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.

7. Verwendung nach Anspruch 1 oder 2, mit der Maßgabe, daß ein isothermes superplastisches Fertigformen unterhalb der Umwandlungstemperatur stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

8. Verwendung nach Anspruch 7, mit der Maßgabe, daß der Verformungsgrad bis 800% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.

9. Verwendung nach Anspruch 7 oder 8, mit der Maßgabe, daß beim superplastischen Fertigformen ein Korngrenzengleiten und eine dynamische Rekristallisation bei 600 bis 700°C stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

10. Verwendung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, mit der Maßgabe, daß das superplastische Fertigformen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der Sekundärrekristallisation und des Kornwachstums stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

11. Verwendung nach einem der Ansprüche 1 und 7 bis 10, mit der Maßgabe, daß das superplastische Fertigformen bei 650 bis 780°C stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

12. Verwendung nach Anspruch 10 oder 11, mit der Maßgabe, daß das superplastische Fertigformen mit einer Umformgeschwindigkeit von = 10^-3 bis 10^-1s^-1 stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

13. Verwendung nach einem der Ansprüche 10 bis 12 mit der Maßgabe, daß das superplastische Fertigformen mit einem Dehnungsgeschwindigkeitsexponenten m = 0,4 bis 0,5 stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

14. Verwendung nach Anspruch 13 mit der Maßgabe, daß das superplastische Fertigformen mit einem Dehnungsgeschwindigkeitsexponenten von m = 0,35 bis 0,4 stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.

15. Verwendung nach einem der Ansprüche 10 bis 14 mit der Maßgabe, daß abschließend ein Grobkornglühen stattfindet, für den Zweck nach Anspruch 1.