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By Prof. Dr.-Ing. Dr. h. c. Herwart Opitz, Dr.-Ing. Wilfried König, Dipl.-Ing. Wolf-Dieter Neumann (auth.)

Eine entscheidende Voraussetzung für die Festlegung zweckmäßiger Bearbeitungs­ bedingungen bei der spanenden Formgebung ist u. a. die Kenntnis des Standzeit­ verhaltens der Werkzeuge. Die Bedeutung und Problematik dieser Frage wurde schon frühzeitig erkannt und kommt in zahlreichen Veröffentlichungen zum Aus­ druck [1,2,3,4]. Mit zunehmendem Umfang der Serien- und Massenfertigung bei gleichzeitig erhöhten Anforderungen an die Genauigkeit des Fertigproduktes ist die Bedeu­ tung dieser Frage ständig gewachsen. Die Ausnutzung automatisierter Anlagen hängt weitgehend von einer gesicherten Standzeit aller im Einsatz stehenden Werkzeuge ab. Die wirtschaftliche Seite dieser Frage wird durch die Ergebnisse funktioneller Kostenanalysen unterstrichen, die zeigen, daß das minimal der Fertigungskosten nur bei einer ganz bestimmten Abstimmung der Werkzeug­ kosten mit allen anderen bei der Fertigung auftretenden Kostenfaktoren zu er­ reichen ist [5]. Seit etwa 60 Jahren werden Zerspanungsuntersuchungen durchgeführt, um für die Praxis Richtwerte für eine zweckmäßige und wirtschaftliche Bearbeitung der verschiedenen Werkstoffe zu erstellen. Voraussetzung für derartige Richtwert­ untersuchungen ist die Forderung nach einer Normung der Werkstoffe und Werkzeugstoffe und die damit verbundene Beschränkung der Stahl-und Werk­ zeugsorten.

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Es ergibt sich damit die Möglichkeit, ohne größeren Fehler die Festigkeitswerte der Zugproben mit den Zerspanungskennwerten zu vergleichen, so weit die Versuchs werkstücke nur im Bereich des martensitischen Anlaßgefüges zerspant wurden. Die Tab. 5 enthält die Festigkeitswerte der Versuchswerkstoffe in den einzelnen Wärmebehandlungszuständen. Die Zugfestigkeiten der Schmelzen B liegen in allen Wärmebehandlungszuständen höher als die der Schmelzen A. Die Festigkeitswerte des vakuumbehandelten Stahles A2 und des LD-Stahles B2 fallen gegenüber den normal erschmolzenen Vergleichsstählen Al und B 1 geringfügig ab.

Teilweise hat sich der Ferrit bei der Abkühlung aus dem y-Mischkristallgebiet innerhalb der Austenitkristalle abgeschieden. Die hohe Austenitisierungstemperatur von 1050° Cwar deshalb erforderlich, weil die aluminiumdesoxydierten Schmelzen B 1 und B 2 erst bei 1000° CKornwachstum zeigten. Der Ferritanteil geht durch diese Glühbehandlung für die Schmelzen B 1 und B2 auf 9 bzw. 18% zurück. In einer weiteren Grobkornglühung - im folgenden mit GH2 bezeichnet wurden die Versuchs werkstücke zur Erzielung eines groben Kornes mit aufgelockertem Perlit und höherem Ferritanteil von 1050°C im Ofen bis zum ArlPunkt abgekühlt (Abb.

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