AT514133B1

AT514133B1 - Ringförmiges Werkzeug

Info

Publication number: AT514133B1
Application number: ATA300/2013A
Authority: AT
Inventors: Feistritzer Bernhard
Original assignee: Feistritzer Bernhard
Priority date: 2013-04-12
Filing date: 2013-04-12
Publication date: 2017-06-15
Also published as: WO2014165887A2; US20160298451A1; AT514133A1; CN105339587A; DE202014101693U1; EP2984287A2; WO2014165887A3

Abstract

Ringförmiges Werkzeug (1) mit mindestens einem radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich (4) mit hoher Verschleißfestigkeit und einem achsnäheren Spannteil (5), insbesondere Rollmeißel bzw. Schneidring für Gestein, insbesondere für Tunnelbohrmaschinen, aus einem Werkstoff, welcher aus einer Eisenbasislegierung als Matrix mit eingelagerten Hartstoffteilchen gebildet ist, wobei die Hartstoffteilchen aus Karbid und/oder Nitrid und/oder Oxid und/oder Borid, gegebenenfalls als Karbonitrid oder Oxikarbonitrid mit Boranteil mindestens eines der Elemente, oder in Mischform der Elemente, der Gruppen 4 und 5 des Periodensystems, gebildet sind und eine Dichte bei Raumtemperatur von größer 7400 kg/m3, vorzugsweise von größer 7600 kg/m3, aufweisen, sowie Verfahren zu dessen Herstellung.

Description

Beschreibung

RINGFÖRMIGES WERKZEUG

[0001] Die Erfindung bezieht sich auf ein ringförmiges Werkzeug mit mindestens einem radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich mit hoher Verschleißfestigkeit und einem achsnäheren Spannteil, insbesondere einen Rollenmeißel bzw. Schneidring für Gestein, insbesondere für Tunnelbohrmaschinen.

[0002] Des weiteren bezieht sich die Erfindung auf ein Verfahren zur Herstellung von ringförmigen Werkzeugen mit mindestens einem radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich und einem achsnäheren Spannteil, insbesondere Rollenmeißel bzw. Schneidringe für Gestein, insbesondere für Tunnelbohrmaschinen, gebildet aus einer Eisenbasislegierung als Matrix, in welcher Hartstoffteilchen, wie Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride und/oder Boride, gegebenenfalls in Mischform der Elemente der Gruppen 4 und/oder 5 des Periodensystems eingelagert sind.

STAND DER TECHNIK

[0003] Bohrgeräte für Gesteinsformationen bzw. Fels und dergleichen, werden für größere Durchmesser zumeist mit ringförmigen Werkzeugen bestückt, welche einen nach außen gerichteten Arbeitsbereich aufweisen und unter Druck am Gesteinsgrund abrollen und dabei einen Abtrag bzw. ein Ausbrechen von diesem bewirken.

[0004] Tunnelbohrmaschinen beispielsweise haben einen großen tellerförmigen Werkzeughalter, in welchem eine Vielzahl von so genannten Rollenmeißel bzw. Schneidringen drehbar gelagert eingebaut sind. Beim Vortrieb wird der Werkzeughalter gedreht und mit hoher Kraft an das Gebirge angedrückt, wobei die auf unterschiedlichen Radien desselben angeordneten Rollenmeißel in den jeweiligen Bereichen gesteinsbrechend wirksam sind und das abgetragene Gestein bzw. das so genannte Bohrklein hinter dem Werkzeughalter ausgefördert wird.

[0005] Den mechanischen Anforderungen entsprechend soll das ringförmige Werkzeug mit einem sich verjüngenden, radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich, in diesem insbesondere eine hohe Verschleißfestigkeit sowie hohe Härte und hohe Zähigkeit des Werkstoffes aufweisen.

[0006] Zumeist wird das Werkzeugrohteil auf eine Achse aufgeschrumpft, wobei im Spannbereich unweigerlich Zugspannungen entstehen, welche im schweren, das harte Gestein brechenden Betrieb, jeweils den dafür erforderlichen Druckspannungen des Materials überlagert werden und keine im Wesentlichen stationären Belastungen des Werkzeugwerkstoffes ergeben.

[0007] Rollenmeißel sollen also einen Arbeitsbereich mit höchstmöglichem Verschleißwiderstand und einen Spannbereich mit ausreichend hoher Härte sowie hoher Zähigkeit aufweisen und insgesamt eine überragende Bruchsicherheit des Materials bei wechselnder mechanischer Beanspruchung haben, weil ein Ausfall eines Werkzeuges aufwändige Instandsetzungsarbeiten mit einem Stillstand der Bohrmaschine verursacht.

[0008] Die Schneidringe bestehen in der Regel aus einem Werkzeugstahl. Die Formgebung erfolgt im Allgemeinen über einen Schmiedeprozess, wobei die gewünschten Werkstoffeigenschaften durch eine anschließende Wärmebehandlung erreicht werden. Dem Fachmann ist bekannt, dass eine größtmögliche Verschleißfestigkeit bei Werkzeugstählen nur mit einer hohen Härte des Gefüges erreichbar ist. Hier muss in Kauf genommen werden, dass mit steigender Härte die Zähigkeit des Gefüges sinkt. Zur Erreichung der für Werkzeugstähle besten Eigenschaften in Hinsicht auf den harten Einsatz als Schneidring, muss ein Kompromiss zwischen höchster Verschleißfestigkeit und hoher Zähigkeit eingegangen werden.

[0009] Es wurden verschiedene Versuche unternommen, durch Kombination von extrem verschleißfesten Werkstoffen mit festen aber zähen Werkstoffen die Standzeit der Schneidringe zu verlängern. DE 10 2005 039 036 B3 beschreibt zum Beispiel einen Rollenmeißel aus Stahl, welcher im Arbeitsbereich aufgeschweißte Segmente aufweist, wobei diese Hartmetallteilchen aus Wolframkarbid enthalten. Aus JP 2000001733 A ist ein ähnlicher Schneidring bekannt, welcher einen am Außenumfang auf einen Grundkörper aus Sphäroguss aufgebrachten Hartmetallring besitzt. Des weiteren sind aus den Schriften JP 2007138437 A, GB 1188305, GB 1379151, DE10300642 A1 und DE 101 61 825 A1 Schneidringe für Tunnelbohrmaschinen bekannt, welche am Außenumfang angeordnete Segmente, oder auch zylinderförmige sowie sonst speziell geformte Teile aus Hartmetall besitzen, welche durch Einlöten, Einpressen oder Eingießen mit dem Grundkörper verbunden werden. Auch wird in CA 2 512 737 A1 ein Schneidring beschrieben, bei welchem Segmente aus Hartmetall zwischen zwei Scheiben axial eingespannt werden. Alle diese bekannten Lösungsversuche beinhalten entweder eine sehr aufwändige und schwierige Herstellung oder führen zum Beispiel durch hohe thermische Spannungen beim Einsatz oder durch das Erweichen des Lotes zum frühzeitigen Ausfall der Schneidringe im Einsatz. In JP 59144568 A ist ein Herstellungsverfahren für Schneidringe beschrieben, bei welchem eine Schmelze, welche Hartmetallteilchen auf Wolframkarbidbasis enthält, in eine rotierende Kokille eingegossen wird, worauf sich die Hartmetallteilchen im Außenbereich des Gusskörpers konzentrieren. Dieses Verfahren besitzt den Nachteil, dass die der Schmelze zugegebenen Hartmetallteilchen teilweise durch die Schmelze aufgelöst werden und bei der Erstarrung ungewünschte, spröde Gefügebestandteile im Gefüge des Werkzeuges bilden können. Auch ist die minimale Größe der zugefügten Hartmetallteilchen durch den Auflösungsprozess begrenzt.

ZIELSETZUNG DER ERFINDUNG

[0010] Die Erfindung setzt sich zum Ziel, ein gattungsgemäßes, ringförmiges Werkzeug zu schaffen, welches im harten, Fels brechenden Betrieb eine erhöhte Einsatzdauer ermöglicht.

[0011] Des Weiteren ist es Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren der eingangs genannten Art zur Herstellung von ringförmigen Werkzeugen anzugeben, welche den jeweiligen Beanspruchungen entsprechend eine optimale Werkstoffstruktur aufweisen.

[0012] Das oben genannte Ziel, ein gattungsgemäßes, ringförmiges Werkzeug zu schaffen, welches im harten, Fels brechenden Betrieb eine erhöhte Einsatzdauer ermöglicht, wird erreicht, indem das Werkzeug aus einem Werkstoff besteht, welcher aus einer Matrixlegierung auf Eisenbasis mit in dieser eingelagerten Hartstoffteilchen gebildet ist. Die Hartstoffteilchen können dabei aus Karbid, Nitrid, Oxid oder Borid, aber auch als Verbindungen dieser, wie zum Beispiel als Karbonitrid, Karboborid oder Oxikarbonitrid mit Boranteil, ausgebildet sein. Je nach Anwendungsfall kann es von Vorteil sein, dass Mischungen dieser verschiedenen Arten von Hartstoffen im Werkzeug enthalten sind. Der Metallanteil in den Hartstoffteilchen kommt im Wesentlichen aus den Gruppen 4 und 5 des Periodensystems (Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta), wobei auch hier nur einzelne Elemente aus diesen Gruppen oder auch Mischungen dieser in den Hartstoffen enthalten sein können. Gegenüber den vielfach in der Eisenmetallurgie verwendeten Hartstoffen, deren metallische Anteile aus der Gruppe 6 des Periodensystems kommen (z.B. Wolframkarbid), besitzen Hartstoffe aus Metallen der Gruppen 4 und 5 den Vorteil, dass diese bei in der Praxis gängigen Schmelz- und Gießtemperaturen von Eisenbasislegierungen mit bis zu 1650°C nur eine geringe Löslichkeit in einer Eisenbasisschmelze aufweisen.

[0013] Es ist bekannt, dass Hartstoffe, die während der Erstarrung einer Eisenbasisschmelze und während der weiteren Abkühlung des daraus entstandenen Werkstücks gebildet bzw. ausgeschieden werden, bevorzugt eutektische Gefügestrukturen bilden oder sich an Korngrenzen ausscheiden. Die so ausgebildeten Hartstoffe können die Zähigkeit des Gefüges deutlich verringern. Der Vorteil der geringen Löslichkeit obiger Hartstoffe in einer Eisenbasisschmelze liegt nun darin, dass einerseits große Mengen dieser Hartstoffe als feste Partikel in der Schmelze enthalten sein können, wobei andererseits bei der Erstarrung der Schmelze und bei der weiteren Abkühlung des Werkstücks nur noch geringe Mengen an zusätzlichen Hartstoffteilchen im Gefüge gebildet bzw. ausgeschieden werden. Diese geringen Mengen an spröden Hartstoffen beeinflussen die Zähigkeit des Gefüges nur in einem geringen Maß negativ. Diese können die Zähigkeit aber sogar erhöhen, wenn die ausgeschiedenen Teilchen ausreichend fein sind, um ein Kornwachstum der Matrix während einer Wärmebehandlung zu verringern.

[0014] Um eine hohe Verschleißfestigkeit und lange Einsatzzeit der Rollenmeißel zu erreichen, soll sowohl ein Mindestanteil von Hartstoffteichen im Gefüge vorliegen, als auch die Hartstoffteilchen derart inhomogen im Schneidring verteilt sein, dass sich ein hoher Anteil dieser im radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich des Rollenmeißels befindet. Für einen als ausreichend angesehenen Volumenanteil des verschleißfesten Arbeitsbereiches von etwa 8 Volums-% (Vol-%), hat sich ein Hartstoffanteil von mindestens 5 Vol.-%, jeweils bezogen auf das gesamte Werkstück, als geeignet erwiesen. Mindestens 8 Vol-% Hartstoffteilchen sind notwendig, wenn schwere Arbeitsbedingungen für den Schneidring vorgesehen sind. Die mögliche Einsatzzeit der Rollenmeißel kann mit größerem Volumsanteil des Arbeitsbereiches erhöht werden. So kann der Anteil des Arbeitsbereiches bis auf etwa 25 Vol-% und darüber vergrößert werden, um lange Einsatzzeiten bei gleichzeitig schwierigen Einsatzbedingungen zu ermöglichen.

[0015] Die gewünschte Verteilung der Hartstoffteilchen im Schneidring wird erreicht, wenn deren Dichte höher als die Dichte der Schmelze ist und diese sich damit im Schleudergussprozess nach außen bewegen. Versuche haben ergeben, dass bereits gute Ergebnisse erzielt werden, wenn die Dichte der Hartstoffteilchen bei Raumtemperatur größer als 7400 kg/m3 beträgt. Eine gewünschte, hohe Konzentration der Hartstoffteilchen im Arbeitsbereich wird erreicht, wenn diese bei Raumtemperatur eine Dichte größer als 7600 kg/m3 aufweisen. Hartstoffe mit dieser Dichte sind zum Beispiel Karbide, Nitride und Karbonitride von Niob, welche sich in Versuchen bewährt haben. Es hat sich auch gezeigt, dass ein geringer Zusatz von Vanadin zu diesen Niobhartstoffen das Wachstum und die Eigenschaften der Teilchen günstig beeinflussen können, jedoch mit Zusatz von Vanadin die Dichte der Teilchen abnimmt. Ein Verhältnis von Nb Atom-% / V Atom-% > 5 sollte bei Niob-Vanadin-Mischkarbiden, welche gegebenenfalls auch Karbonitride sein können, jedenfalls eingehalten werden. Höhere Konzentrationen dieser Teilchen im Arbeitsbereich werden mit einem Verhältnis Nb Atom-% / V Atom-% > 10 erreicht.

[0016] Dem Fachmann ist bekannt, dass die Verschleißfestigkeit eines Gefüges nicht nur von der Härte der Matrix und der eingelagerten Hartstoffteilchen, sowie von deren Mengenverhältnis abhängig ist, sondern auch von der Größenverteilung der Hartstoffteilchen abhängt. Im Folgenden werden alle Gefügebestandteile als Matrix verstanden, die nicht die oben genannten Hartstoffteilchen sind. Sind die Hartstoffteilchen zu klein, so können diese im furchenden Verschleiß als ganze Teilchen aus der Matrix abgetragen werden, ohne die Verschleißfestigkeit besonders zu erhöhen. Sind die Teilchen jedoch zu groß, können diese unter der hohen Druckbelastung während des Fels brechenden Einsatzes brechen und dadurch ebenfalls die Verschleißfestigkeit nicht ausreichend erhöhen. Im vorliegenden Fall der Rollenmeißel hat sich gezeigt, dass beste Ergebnisse erzielt werden können, wenn mindestens 60 Vol-%, bevorzugt mindestens 75 Vol-% der Hartstoffteilchen mit einer Größe von kleiner als 70pm ausgeformt sind.

[0017] Neben den Eigenschaften der Hartstoffteilchen sind auch die Eigenschaften der Matrix von entscheidender Bedeutung um eine hohe Verschleißfestigkeit im Arbeitsbereich der Rollenmeißel zu erreichen. Insbesondere sind die Eigenschaften der Matrix entscheidend, um eine ausreichende Zähigkeit des Gefüges sowohl im Arbeitsbereich, als auch im Spannbereich, zu ermöglichen. Die Eigenschaften der Matrix werden vor allem durch deren chemische Zusammensetzung und durch eine mögliche Wärmebehandlung begründet. Kohlenstoff ist das wichtigste Legierungselement und beeinflusst vor allem die Härtbarkeit des Stahls, wobei etwa 0,28 Gew.-% C als untere Grenze für eine ausreichende Härtbarkeit des Stahls für den vorliegenden Einsatzzweck angesehen wird. Bei einem Kohlenstoffgehalt von über 1,2 Gew.-% in der Matrix kann sich ein Karbidnetzwerk im Gefüge ausbilden, welches die Zähigkeit desselben reduziert. Silizium erhöht die Festigkeit und die Verschleißbeständigkeit aber auch die Gießbarkeit der Schmelze, sollte jedoch 2 Gew.-% in der Matrix nicht überschreiten. Mangan setzt die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit zur Bildung des Martensits herab und ermöglicht bei ausreichender Menge von bis zu 2 Gew.-% eine Lufthärtung der Schneidringe. Durch höhere Mangangehalte bis zu 25 Gew.-% kann die Löslichkeit von Kohlenstoff im Austenit deutlich erhöht werden und die Umwandlungseigenschaften des Austenits bei Abkühlung oder mechanischer Beanspru chung beeinflusst werden. Bei Mangangehalten bis 25 Gew.-% kann der Kohlenstoffanteil in der Matrix auch bis zu 2,3 Gew.-% betragen. Wie Mangan erhöht auch Chrom die Härtbarkeit des Stahls und bildet sekundäre und tertiäre Karbide, welche aus dem Austenit ausgeschieden werden und die Verschleißfestigkeit erhöhen, wobei zu hohe Chromgehalte zu einem Chromkarbidnetzwerk im Gefüge führen. Der Chromgehalt sollte deshalb nicht höher als 6,0 Gew-% liegen. Nickel begünstigt ebenfalls wie Mangan und Chrom die Martensitbildung und erhöht zusätzlich die Zähigkeit der Matrix. Für Nickel erscheint ein Gehalt von 2,5% Gew-% als obere Grenze in der Matrix zur Erreichung der notwendigen Eigenschaften als ausreichend. Zur Einstellung einer geringen kritischen Abkühlungsgeschwindigkeit hat sich eine Kombination von Mn, Cr und Ni bewehrt. Molybdän erhöht bis zu etwa 2,2 Gew-% die Festigkeit der Matrix und erhöht durch die Bildung von Karbiden die Verschleißfestigkeit. Wolfram bildet zusammen mit Nb und V Mischkarbide sowie Mischnitride und kann damit die Dichte dieser Hartstoffe erhöhen. Der Gehalt an W in der Schmelze ist jedoch so einzustellen, dass nach dem Ausschleudern der primär gebildeten Hartstoffe in der Matrix nur mehr eine Gehalt von max. 1,5 Gew.-% enthalten ist, da ansonsten zusammen mit Mo ein Netzwerk aus W-Mo-Mischkarbiden entstehen kann. Aus diesem Grund soll auch 1,5xMo+W nicht mehr als 3,5 Gew-% betragen. Durch die hohe Affinität von Nb und V zu C bzw. N bleiben von diesen in der Matrix nur geringe Mengen von unter max. 0,8 Gew-% zurück. So wie Nb und V verbleiben auch von Ti, Zr, Hf und Ta nur geringen Mengen in der Matrix. Kobalt kann zur Erhöhung der Warmfestigkeit bei besonders hoch beanspruchten Schneidringen bis zu einem Gehalt von 3 Gew-% in der Matrix enthalten sein. Zur Desoxidation wird der Schmelze oft AI hinzugefügt, welches nach der Erstarrung noch teilweise in der Matrix gelöst bleiben kann. Durch höhere Gehalte an AI kann die Dichte der Schmelze herabgesetzt und damit der Dichteunterschied zu den Hartstoffteilchen erhöht werden. Ein Al-Anteil von bis zu 3 Gew-% in der Matrix ist möglich.

[0018] Als Basiszusammensetzung für die Matrix eignen sich besonders die Legierungen der legierten Werkzeugstähle, wie sie in der Norm DIN 10020 beschrieben sind. Es können sowohl Kaltarbeitsstähle, Warmarbeitsstähle und Schnellarbeitsstähle als Basiszusammensetzung für die Matrix verwendet werden. Zur Vermeidung von eutektischen Karbiden ist es bei den Schnellarbeitstählen zum Teil notwendig, den Kohlenstoffgehalt gegenüber der Normzusammensetzung zu reduzieren. Mit diesen Matrixlegierungen kann durch eine geeignete Wärmebehandlung, welche im Allgemeinen aus einem Härtevorgang und einem Anlassvorgang besteht, die für einen störungsfreien Einsatz der Schneidringe benötigte Härte von mindestens 44HRC erreicht werden. Es hat sich gezeigt, dass eine besonders gute Verschleißfestigkeit erreicht wird, wenn die Matrix der Schneidringe eine Härte von 50HRC und darüber aufweist. Diese Härte wird benötigt, wenn in harten, besonders verschleißenden Gesteinsformationen gebohrt wird. Die Wärmebehandlung der Schneidringe ist immer auf den besonderen Einsatzfall der Anwendung anzupassen, um ein ausgewogenes Verhältnis zwischen Härte und Zähigkeit des Gefüges zu erreichen.

[0019] Wird die Matrixzusammensetzung entsprechend eines Manganhartstahls gewählt, so kann der Vorteil eines besonders zähen und schlagfesten Grundgefüges zusammen mit einer durch Druck verfestigenden und damit verschleißfesten Oberfläche genutzt werden. In „Houdremont, Handbuch der Sonderstahlkunde, Springer Verlag, 1956" und anderen Literaturen werden derartige Manganhartstähle, die nach ihrem Erfinder auch Hadfield-Stähle genannt werden und nach ihrem Gefüge austenitische Manganwerkzeugstähle sind, beschrieben. Diese Stähle besitzen einen Mangangehalt von etwa 8 Gew.-% bis 15 Gew-%, in Ausnahmefällen 6 bis 25 Gew.-%, und einem Kohlenstoffgehalt von etwa 0,8 bis 2,3 Gew.-%. Das Verhältnis von Gew.-% Mn zu Gew.-% C liegt bei etwa 10:1. Manganhartstähle zeichnen sich nach einer entsprechenden Wärmebehandlung dadurch aus, dass ihr Gefüge aus einem metastabilen, sehr zähen Austenit besteht. Durch Druckbeanspruchung der Oberfläche kann der metastabile Austenit in einen harten und verschleißfesten Martensit umwandeln, wodurch man einen Bauteil mit harter Oberfläche und zähem Kern erhält. Je nach Anteil von Mn und C im Stahl und deren Mengenverhältnis zueinander, kann das Umwandlungsverhalten beeinflusst werden. Zur Bildung der harten, martensitischen Oberfläche kann alleine die Belastung während des Einsatzes ausreichen. Reicht die Druckbelastung während des Einsatzes nicht aus, um die benötigte

Umwandlung des Gefüges im Bereich der Oberfläche hervorzurufen, so kann der zu härtende Oberflächenbereich zum Beispiel durch Hämmern oder eine andere mechanische Behandlung bereits vor dem Einsatz gehärtet werden. Die Zusammensetzung der Matrixlegierung kann auch so eingestellt werden, dass die Oberfläche oder der gesamte Werkzeugkörper durch eine Abkühlung unterhalb der Raumtemperatur, vorzugsweise mittels flüssigem Stickstoff, wenigstens teilweise in Martensit umgewandelt werden kann.

[0020] Es können oben beschriebene Rollenmeißel oder ähnliche ringförmige Werkzeuge, welche mindestens einen radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich und einen achsnäheren Spannteil enthalten, und aus einer Eisenbasislegierung als Matrix, in welcher Hartstoffteilchen, wie Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride und/oder Boride, gegebenenfalls in Mischform der Elemente der Gruppen 4 und/oder 5 des Periodensystems eingelagert sind, bestehen hergestellt werden, in dem in einem ersten Schritt eine Basislegierung, zum Beispiel in einem Induktionsofen, erschmolzen und auf eine Temperatur von IßßO'C bis 1630°C erwärmt wird. Diese Basisschmelze dient dazu, die meisten Legierungselemente für die spätere fertige Legierung in die Schmelze einzubringen.

[0021] Die Basisschmelze kann je nach gewünschter Matrixzusammensetzung und je nach Wahl der Ausführung des darauf folgenden zweiten Schritts folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufweisen:

Kohlenstoff (C) bis 2.5

Silicium (Si) 0.01 bis 3.0

Mangan (Mn) 0.05 bis 28.0

Chrom (Cr) bis 9.0

Nickel (Ni) bis 4.3

Molybdän (Mo) bis 3.5

Wolfram (W) bis 2.2 (1.5xMo+W) bis 5.1

Vanadin (V) bis 6.0

Niob (Nb) bis 35.0

Aluminium (AI) bis 3.5 gegebenenfalls

Titan (Ti) bis 2.0

Zirkon (Zr) bis 3.0

Hafnium (Hf) bis 1.0

Tantal (Ta) bis 5.0

Kobalt (Co) bis 3.5 [0022] Eisen (Fe) und Verunreinigungselemente als Rest.

[0023] Sind in der Basisschmelze bereits die metallischen Anteile der später zu bildenden Hartstoffteilchen enthalten (Elemente aus den Gruppen 4 und 5) und wird gleichzeitig der Anteil an C, N und B möglichst gering gehalten, so werden in einem zweiten Schritt Kohlenstoff und/oder Stickstoff und/oder Bor in die Basisschmelze eingebracht, worauf sich diese Elemente mit den bereits in der Basisschmelze befindlichen Elementen der Gruppe 4 und/oder 5 des Periodensystems zu Hartstoffteilchen, welche eine höhere Dichte als die Schmelze besitzen, verbinden. Die gebildeten Hartstoffe besitzen die Struktur Mx(C+N+B)y, wobei der Summenanteil aus Kohlenstoff, Stickstoff und Bor in den gebildeten Hartstoffen zwischen 0.4 und 0.55 Atomanteile beträgt, bzw. das Verhältnis x : y liegt zwischen 1.5 und 0.8. Die Menge an zule- giertem Kohlenstoff ist derart zu wählen, dass in der Restschmelze ein Kohlenstoffgehalt von 0.3 bis 2.3 Gew-% C verbleibt. Damit steht bei der nachträglichen Wärmebehandlung ausreichend Kohlenstoff für die Bildung von Martensit in der Matrix zur Verfügung. Die Menge der anderen Legierungselemente, ausgenommen die der 4. und 5. Gruppe, richtet sich nach den gewünschten Eigenschaften der die Hartstoffteilchen umgebenden Matrix, wobei die Ausbildung eines eutektischen Karbidnetzwerks zur Erreichung einer möglichst hohen Zähigkeit vermieden werden soll. Besonderes Augenmerk ist hier auch auf die Wärmebehandlungseigenschaften der Matrix zu legen.

[0024] Eine rasche Bildung der Hartstoffe bei gleichzeitig geringem Verschleiß des Schmelzgefäßes ergibt sich, wenn die Temperatur der Basisschmelze zwischen 1550°C und 1630°C gehalten wird. Das Zulegieren von Kohlenstoff, Stickstoff und Bor kann durch feste Stoffe wie zum Beispiel Koks, Ferrochrom mit hohem Kohlenstoffgehalt, Siliziumkarbid, Ferrostickstoff und Ferrobor oder durch Zugabe von Kohlenstoff und/oder Stickstoff und/oder Bor enthaltenden Schmelzen oder Gase erfolgen. Diese Komponente oder Komponenten kann oder können auch andere Legierungselemente enthalten. Je nach Kohlenstoff-, Stickstoff- und Borgehalt der zugefügten Komponente oder Komponenten, können sehr große Mengen von diesen notwendig sein, um den gewünschten Kohlenstoff-, Stickstoff- und Boranteil in der fertigen Schmelze zu erreichen. Die Menge der zugefügten Kohlenstoff-, Stickstoff-und Borträger kann damit auch deutlich größer sein, als die Menge der Basisschmelze, womit die Legierungselementanteile in der Basisschmelze sehr hohe Gehalte annehmen können, z.B. Niob bis zu 35 Gew-%.

[0025] Das Erschmelzen einer an den Elementen der 4. und/oder 5. Hauptgruppe reichen Legierung mit geringen Gehalten an Kohlenstoff, Stickstoff und Bor hat den Vorteil, dass sich die Ferrolegierungen, über welche im allgemeinen die Elemente der 4. und 5. Gruppe legiert werden, schnell auflösen. Bei zu hohen Gehalten an Kohlenstoff, Stickstoff und Bor in der Schmelze kann sich auf der Oberfläche der eingesetzten Ferrolegierungsstücke eine Hartstoffschicht bilden, welche die Auflösung stark behindert. Es hat sich in Versuchen gezeigt, dass der Anteil an Kohlenstoff in der Basisschmelze im obigen Fall kleiner als 0.6 Gew.-% sein soll.

[0026] Es ist auch möglich, im ersten Schritt die Zusammensetzung der Basisschmelze derart einzustellen, dass diese die Elemente zur Bildung der Hartstoffteilchen nicht enthält und im zweiten Schritt die Hartstoffteilchen, mittels einer festen oder flüssigen, metallischen Vorschmelze bzw. mittels einer dergleichen Mischung aus Metall und Hartstoffteilchen, zugegeben und in der Basisschmelze homogen verteilt werden. Diese Hartstoffteilchen können Karbide und/oder Nitride und/oder Oxikarbonitride und/oder Boride, gegebenenfalls als Karbonitride und/oder Oxikarbonitride mit Boranteilen, mindestens eines der Elemente oder in Mischform der Elemente der Gruppen 4 und 5 des Periodensystems sein. Die homogene Verteilung der Hartstoffteilchen in der Basisschmelze kann durch mechanische Verfahren, zum Beispiel durch Rühren, oder auch durch das Einblasen von Gasen im unteren Bereich des Schmelzgefäßes unterstützt werden.

[0027] Je nach Schmelzenzusammensetzung und Zusammensetzung der gebildeten oder eingebrachten Hartstoffteilchen kann es von Vorteil sein, zum Beispiel um eine Oxidation von Bestandteilen in der Schmelze zu verhindern, die Verfahrensschritte 1 und/oder 2 im gesamten oder auch nur teilweise unter einer Schutzgasatmosphäre oder unter vermindertem Umge-bungsdruck durchzuführen.

[0028] Nach der homogenen Verteilung der Hartstoffteilchen im zweiten Schritt wird die Matrixschmelze mit den darin enthaltenen Hartstoffteilchen in einem dritten Schritt in eine rotierende Kokille gegossen und erstarren gelassen. Hervorgerufen durch die Rotationsbewegung um die Längsachse der Kokille und die dadurch auf die Schmelze und die Hartstoffteilchen wirkende Zentrifugalkraft, wandern die Hartstoffteilchen nach außen in den späteren Arbeitsbereich des Rollenmeißels, wo sie eine an Hartstoffen sehr reiche Gefügestruktur bilden. Gleichzeitig bildet sich im Innenbereich eine Gefügestruktur, welche nur geringe Gehalte an den primär ausgeschiedenen oder eingebrachten Hartstoffen besitzt. Der sich ergebende Anteil an Hartstoffen im Außenbereich wird vorwiegend durch die Verfahrensparameter Drehzahl der Kokille, dem Dichteunterschied zwischen den Hartstoffteilchen und der Schmelze, der Größenverteilung der

Hartstoffteilchen und der Abkühlungsgeschwindigkeit der Schmelze in der sich drehenden Kokille bestimmt. Um eine hohe Konzentration an Hartstoffteilchen im Außenbereich und damit eine hohe Verschleißfestigkeit zu erreichen, sollte die Drehzahl der Kokille und damit die auf die Schmelze und auf die Hartstoffteilchen wirkende Zentrifugalbeschleunigung möglichst hoch sein. Zentrifugalbeschleunigungen vom 700 m/s2 und darüber, gemessen am Außendurchmesser des Gussstücks, haben sich bewährt. Ein hoher Dichteunterschied zwischen den Hartstoffteilchen und der Schmelze kann vor allem durch hohe Anteile an Niobium, Tantal und Hafnium in den Hartstoffen erreicht werden. Aus Kostengründen haben sich besonders an Niobium reiche Hartstoffe, insbesondere Niobium-Vanadin-Mischkarbide, zur Erreichung eines hohen Hartstoffanteils als günstig erwiesen. Die im zweiten Schritt ausgeschiedenen oder zugegebenen Hartstoffteilchen sollen jedenfalls eine Dichte aufweisen, die größer ist als jene der Matrixschmelze bei einer Temperatur 50 °C über deren Liquidustemperatur.

[0029] Die Wanderung der Hartstoffteilchen nach außen benötigt je nach Abmessung des Gussstücks unterschiedliche Zeit und zur Erreichung einer maximal möglichen Konzentration an Hartstoffen im Außengefüge sollte die Zeit zwischen dem Eingusszeitpunkt der Schmelze in die Kokille und der Erstarrung der Schmelze möglichst groß sein. Das Vorwärmen der Kokille auf mehrer ΙΟΟ'Ό kann hier leichte Vorteile bringen. Besonders stark kann die Erstarrungsgeschwindigkeit herabgesetzt werden, wenn die Kokille als ganzes oder in Teilen, welche dem Gussstück zugewandt sind, aus einem Material besteht, welches die Wärme nur sehr schlecht leitet. Hier sind vor allem Quarzsand und Formstoffe auf Basis von Aluminium-Silikat-Keramik zu nennen. Auch eine wärmeisolierende Beschichtung auf keramischer Basis oder Kohlenstoffbasis auf der Innenseite der Kokille bringt hier Vorteile.

[0030] Nach dem Abguss des Rohlings kann dieser, um die Spannungen im Ring niedrig zu halten, mit einer Temperatur von bis zu 1000°C aus der Kokille entnommen werden, in einem Ofen die Temperatur über den gesamten Ring ausgeglichen und danach derart langsam abgekühlt werden, dass das Matrixgefüge bei Raumtemperatur in einem weichen Zustand vorliegt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit richtet sich hier nach der Legierungszusammensetzung der Matrix. Wenn es die späteren Einsatzbedingungen des Rollenmeißels erfordern, z.B. das Bohren in besonders hartem Gestein, so kann nach dem Ausleeren des Rohlings aus der Kokille dieser in einem Ofen auf die geeignete Schmiedetemperatur gebracht werden und dieser danach im Gesenkschmiedeverfahren in einer oder mehreren Stufen plastisch verformt werden. Durch diesen Vorgang lässt sich die Zähigkeit des Gefüges deutlich erhöhen. An den Schmiedevorgang schließt dann die kontrollierte Abkühlung auf Raumtemperatur an. Danach kann der Rohling mechanisch durch z.B. Drehen vorbearbeitet werden, worauf eine Wärmebehandlung des Rings folgt. Diese kann, im Falle einer Matrixzusammensetzung ähnlich eines Werkzeugstahls, aus einem Härtevorgang und mindestens einem Anlassvorgang bestehen. Bei einer Matrixzusammensetzung ähnlich einem Manganhartstahl erfolgt im Allgemeinen nach einer Glühbehandlung eine rasche Abkühlung, um ein metastabiles, austenitisches Gefüge zu erreichen. Nach der Wärmebehandlung folgt die mechanische Fertigbearbeitung des Schneidringes durch z.B. Drehen und/oder Schleifen.

[0031] Anschließend wird die Erfindung anhand eines ausgeführten Beispiels beschrieben.

[0032] Eine Vorschmelze mit 0.28%C, 1.3% Si, 0.9% Mn, 1.34% Cr, 2.2%Ni, 0.1% Mo, 0.8% V und 10.0% Nb wurde in einem Induktionsofen erschmolzen, auf eine Temperatur von ΙδθΟ'Ό gebracht, bei dieser Temperatur für 5 Minuten gehalten und dann bei gleichbleibender Temperatur mit Petrolkoks auf einen Kohlenstoffgehalt von 2.35% gebracht. Nach dem Aufkohlen wurde die Temperatur der fertigen Schmelze auf 1570^ abgesenkt, dort 3 Minuten gehalten und danach in einem Schleudergussprozess abgegossen. Als Schleudergusskokille wurde eine Stahlkokille verwendet, in welche ein Kern aus gebundenem Siliziumdioxid eingelegt wurde. Dieser Kern wurde zuvor auf der Innenfläche mit 1mm dicker Schlichte auf Zirkonoxydbasis beschichtet. Das Gussstück wurde bei ca. 800‘O aus der Kokille entnommen und nach einer Ausgleichsphase von 60min im Ofen in diesem auf Raumtemperatur abgekühlt, danach vorbearbeitet und durch Härten und zweimaliges Anlassen auf eine Härte von 53 HRC im Spannbereich gebracht.

[0033] Figur 1 zeigt exemplarisch einen aufgeschnittenen ringförmigen Rollenmeißel 1 mit dem Querschnitt 2. Der mit Hartstoffteilchen angereicherte Teil 3 beinhaltet den am Außendurchmesser des Ringes 1 liegenden Arbeitsbereich 4. Der Spannbereich 5 liegt am Innendurchmesser des Ringes 1 und enthält nur einen geringen Anteil an Hartstoffen.

[0034] Figur 2 zeigt exemplarisch das Gefüge im Arbeitsbereich 4, wobei die Hartstoff teilchen hell und die Matrix dunkel abgebildet sind. Der Hartstoffanteil beträgt ca. 20%.

[0035] Figur 3 zeigt zum Vergleich das Gefüge im Spannbereich 5 mit einem nur gerin gen Anteil an Hartstoffen.

Claims

Patentansprüche

1. Ringförmiges Werkzeug (1) mit mindestens einem radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich (4) mit hoher Verschleißfestigkeit und einem achsnäheren Spannteil (5), insbesondere Rollmeißel für Gestein bzw. als Schneidring für beispielsweise Tunnelbohrmaschinen, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkzeug aus einem gegossenen Werkstoff besteht, welcher aus einer Eisenbasislegierung als Matrix mit eingelagerten Hartstoffteilchen gebildet ist, wobei die Hartstoffteilchen aus Karbid und/oder Nitrid und/oder Oxid und/oder Bo-rid, gegebenenfalls als Karbonitrid oder Oxikarbonitrid mit Boranteil mindestens eines der Elemente, oder in Mischform der Elemente, der Gruppen 4 und 5 des Periodensystems, gebildet sind und eine Dichte bei Raumtemperatur von größer 7400 kg/m3, vorzugsweise von größer 7600 kg/m3, aufweisen.
2. Werkzeug (1) nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartstoffteilchen in einem Ausmaß von mindestens 5 Vol.-%, insbesondere von mehr als 8 Vol.-%, im Werkzeug vorliegen, wobei die Hartstoffteilchen über den Werkzeugquerschnitt (2) inhomogen verteilt sind und im Arbeitsbereich (4) eine höhere Konzentration als im Spannteil (5) aufweisen.
3. Werkzeug (1) nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Arbeitsbereich (4) einen Volumsanteil von mindestens 8.0 %, vorzugsweise von mindestens 14.0 %, insbesondere von 20 bis 25 %, vom Werkzeug (1) aufweist, in welchem Arbeitsbereich mehr als 60 Vol.-%, vorzugsweise mehr als 75 Vol.-%, der Hartstoffteilchen mit einer Größe von kleiner 70 pm ausgeformt sind.
4. Werkzeug (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartstoffteilchen im Wesentlichen als Niob-Vanadin-Mischkarbide, gegebenenfalls mit einem Stickstoffanteil, ausgeformt sind und ein Verhältnis von At.-% Nb zu At.-% V von größer als 5, vorzugsweise von größer als 10, aufweisen.
5. Werkzeug (1) nach einem der vorgeordneten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrixlegierung eine chemische Zusammensetzung in den Grenzen von in Gew.-% Kohlenstoff (C) 0.28 bis 2.3 Silicium (Si) 0.01 bis 2.0 Mangan (Mn) 0.05 bis 25.0 Chrom (Cr) bis 6.0 Nickel (Ni) bis 2.5 Molybdän (Mo) bis 2.2 Wolfram (W) bis 1.5 (1,5xMo+W) bis 3,5 Vanadin (V) bis 0.8 Niob (Nb) bis 0.4 Kobalt bis 3.0 Aluminium (AI) bis 3,0 Gegebenenfalls Titan (Ti) bis 0.2 Zirkon (Zr) bis 0.2 Hafnium (Hf) bis 0.1 Tantal (Ta) bis 0.25 Eisen (Fe) und Verunreinigungselemente als Rest aufweist.
6. Werkzeug (1) nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrixlegierung aus Werkzeugstahl mit einer Härte von größer 44 HRC, vorzugsweise von 50 HRC und höher, besteht.
7. Werkzeug (1) nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrixlegierung aus Manganhartstahl mit einer Mangankonzentration von 6 bis 25 Gew.-% Mn, vorzugsweise von 8 bis 15 Gew.-% Mn, besteht.
8. Verfahren zur Herstellung von ringförmigen Werkzeugen (1) mit mindestens einem radial nach außen gerichteten Arbeitsbereich (4) und einem achsnäheren Spannteil (5), insbesondere Rollenmeißel bzw. Schneidring, gebildet aus einer Eisenbasislegierung als Matrix, in welcher Hartstoffteilchen wie Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride und/oder Boride, optional in Mischform der Elemente der Gruppen 4 und/oder 5 des Periodensystems eingelagert sind, insbesondere zur Herstellung eines Werkzeuges nach zumindest einem der vorgeordneten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in einem ersten Schritt eine Basislegierung erschmolzen und auf eine Temperatur von 1350 °C bis 1630 °C erwärmt wird und in einem zweiten Schritt Hartstoffteilchen mit einer höheren Dichte als die Schmelze dieser zugesetzt oder in dieser gebildet werden, worauf in einem dritten Schritt die Matrixschmelze mit den Hartstoffteilchen in einer Kokille für das ringförmige Werkzeug einer Rotationsbewegung um die Längsachse unterworfen und erstarren gelassen wird.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass im ersten Schritt eine Basislegierung mit einer chemischen Zusammensetzung in Gew.-% von Kohlenstoff (C) bis 2.5 Silicium (Si) 0.01 bis 3.0 Mangan (Mn) 0.05 bis 28.0 Chrom (Cr) bis 9.0 Nickel (Ni) bis 4.3 Molybdän (Mo) bis 3.5 Wolfram (W) bis 2.2 (1.5xMo+W) bis 5.1 Vanadin (V) bis 6.0 Niob (Nb) bis 35.0 Aluminium (AI) bis 3.5 gegebenenfalls Titan (Ti) bis 2.0 Zirkon (Zr) bis 3.0 Hafnium (Hf) bis 1.0 Tantal (Ta) bis 5.0 Kobalt (Co) bis 3.0 Eisen (Fe) und Verunreinigungselemente als Rest erschmolzen wird.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass im zweiten Schritt die Hartstoffteilchen mittels einer festen oder flüssigen metallischen Legierung oder Vorschmelze bzw. mittels einer dergleichen Mischung aus Metall und Hartstoffteilchen mit einem Durchmesser der Hartstoffteilchen von kleiner als 70 pm in die flüssige Basislegierung eingebracht und in dieser homogen verteilt werden, wonach im dritten Schritt unter Rotationsbewegung in der Kokille eine Erstarrung der Mischung aus Hartstoffteilchen und einer Matrixlegierung, gebildet aus der Basislegierung und dem Metallanteil der Vorschmelze, erfolgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Basislegierung mit einem Kohlenstoffgehalt von unter 0.6 Gew.-% C erschmolzen und auf eine Temperatur von 1550 °C bis 1630 °C erwärmt wird, wonach in einem zweiten Schritt ein Zusatz der Legierungselemente Kohlenstoff und/oder Stickstoff und/oder Bor beispielsweise als Vorlegierung erfolgt und diese Elemente mit den gelösten Elementen der Gruppe 4 und/oder der Gruppe 5 des Periodensystems in der Schmelze primäre Karbide und/oder Nitride und/oder Boride und/oder Verbindungen oder Mischungen dieser bilden, wobei die sich bildenden Hartstoffteilchen einen Summenanteil aus Kohlenstoff, Stickstoff und Bor von 0.4 bis 0.55 Atomanteile und eine höhere Dichte als die Schmelze aufweisen und wobei 0.3 bis 2.3 Gew.-% Kohlenstoff im Flüssigmetall verbleibt, worauf in einem dritten Schritt die Schmelze in einer Kokille für das ringförmige Werkzeug einer Rotationsbewegung um die Längsachse unterworfen und erstarren gelassen wird, und in weiteren Schritten eine Bearbeitung und eine Wärmebehandlung des Werkzeugs erfolgen.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Konzentrationen der Elemente der Gruppen 4 und 5 des Periodensystems in der Basislegierung so gewählt werden, dass die Dichte der primär ausgeschiedenen Hartstoffteilchen größer ist als jene der Schmelze bei einer Temperatur von 50 °C über der Liquidustemperatur. Hierzu 1 Blatt Zeichnungen