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Verfahren zur Oberflächenveredelung von Metallen und Legierungen.
Es ist bekannt, dass man die Oberfläche von Werkstücken aus Metallen oder Legierungen durch
Eindiffundierenlassen eines andern, mit den betreffenden Metallen oder Legierungen Mischkristalle bildenden veredeln, z. B. verschleissfester oder korrosionsbeständiger machen kann ("Zementation").
Im allgemeinen wird dies so durchgeführt, dass das Werkstück in das von seiner Oberfläche aufzu- nehmende Metall, das zweckmässig in pulverförmigem Zustand vorliegt, eingebettet und in ihm auf
Temperaturen unterhalb seines Schmelzpunktes erhitzt wird. Verwendet man hiebei für die das Werk- stück umgebende Schicht ein Metall, das mit dem Grundmetall des Werkstückes spröde intermetallische
Verbindungen bildet, so ist die infolge der Diffusion gebildete Aussenschicht auf dem Werkstück spröde und infolgedessen leicht verletzlich bzw. sie neigt zum Abplatzen.
Die Erfindung betrifft eine Verbesserung des bekannten Verfahrens, bei der diese Nachteile ver- mieden werden, indem die Bildung der spröden intermetallischen Verbindungen in der Aussenschicht des zu behandelnden Werkstückes unterdrückt wird.
Bezeichnet man mit A das Metall, aus dem das zu behandelnde Werkstück besteht, und mit B das Metall, das in der Oberfläche des Werkstückes durch Diffusion eingeführt werden soll, so besteht die Erfindung darin, dass der den diffundierenden Stoff B abgebende Körper, aus dem die Einbettungs- schicht besteht, aus einer Legierung des Grundstoffes A mit dem diffundierenden Stoff B besteht, die der Zusammensetzung derjenigen intermetallischen Verbindung etwa entspricht, die mit dem zur Misch- kristallbildung mit B befähigten Metall A bzw. diesem an A reichen Mischkristall selbst bei der Dif- fusionstemperatur im Phasengleichgewicht steht.
Unter diesen Arbeitsbedingungen kann in der Diffusionsschicht der Gehalt an B die Misch- kristallsättigungsgrenze bei der Diffusionstemperatur nie überschreiten ; denn einerseits ist eine Dif- fusion von B in A über die Sättigungsgrenze hinaus nicht möglich, während anderseits die-Bildung einer oberflächlichen, aus der intermetallischen Verbindung selbst bestehenden spröden Schicht deshalb unmöglich ist, weil die Einbettungsschicht schon aus dieser besteht.
Zweckmässig lässt man die Diffusion bei Temperaturen, die nur wenig unterhalb der eutektischen liegen, von statten gehen. Beispielsweise wird zur Diffusion von Magnesium in Aluminium eine gepul- verte Aluminiumlegierung mit etwa 38% Mg entsprechend der im wesentlichen aus der intermetallischen
Verbindung AlSMg2 bestehenden p-Kristallart als Magnesium abgebender Stoff verwendet. Die stoff- abgebende Legierung braucht nicht genau die Zusammensetzung der Verbindung zu besitzen. In dem gewählten Beispiel kann man zur Erhöhung der Diffusion den Magnesiumgehalt der stoffabgebenden
Legierung etwas erhöhen, z.
B. auf 42% Magnesium, sofern dickere veredelte Schichten gewünscht werden, da im Verlaufe des Diffusionsprozesses die für die Diffusion massgebende Oberfläche der Le- gierung an diffundierendem Stoff verarmt. Wünscht man anderseits einen besonders allmählichen Übergang von der durch Diffusion veredelten Schicht zum unveränderten Grundmetall, so kann man die stoffabgebende Legierung etwas ärmer an Magnesium oder einem entsprechenden andern Metall nehmen als der Verbindung entspricht.
Das Verfahren lässt sich sinngemäss auch auf die Diffusion mehrerer Stoffe B1, B2, Ba... an- wenden. Dabei sind mehrere Fälle zu unterscheiden. Bildet nur B mit A eine Verbindung, B2, Bs... aber nicht, so kann man der stoffabgebenden Legierung erfindungsgemäss die Metalle B2, Bs.... als solche zusetzen, in Mengenverhältnissen, die der gewünschten Zusammensetzung der Diffusionsschicht
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auf A wenigstens annähernd entsprechen.
Bildet A jedoch sowohl mit Bl wie mit (binäre) Verbindungen oder (ternäre) Verbindungen mit beiden, so besteht die stoffabgebende Legierung erfindungsgemäss aus denjenigen binären bzw. derjenigen ternären intermetallischen Verbindung, die mit dem Metall A bzw. dem A-reichen Mischkristall des Werkstückes im Phasengleichgewicht stehen.
Die Zahl der diffundierenden Metallarten ist dabei nicht beschränkt.
Besteht das Werkstück aus einer Legierung, die neben dem Grundmetall Al noch weitere Legierungsmetalle A"enthält, so kann die stoffabgebende Legierung trotzdem nur aus einer Verbindung von Al mit B bzw.-Bi, B... bestehen, braucht also die Metalle j, A3... nicht zu enthalten, sofern die Legierungsmetalle Az, A3'.. nur in geringen Mengen in der Werkstofflegierung vorhanden sind und eine Herausdiffusion nicht zu befürchten oder aber belanglos, gegebenenfalls sogar gewünscht ist. Man kann jedoch im Bedarfsfalle auch der stoffabgebenden Legierung Zusätze von/2, A3.... geben, um ein Herausdiffundieren derselben aus der Oberflächenschicht des Werkstückes zu verhindern.
Die Dicke der Diffusionszone vergrössert sich mit der Länge der Erhitzung. Ferner ist zu beachten, dass die Diffusionszone bei gleicher Glühdauer dann eine geringere Dicke aufweist, wenn das Einsatzpulver nicht aus einer der geforderten intermetallischen Verbindung entsprechenden Legierung besteht, sondern durch ein Gemisch der die intermetallische Verbindung bildenden Metalle in den entsprechenden Mengenverhältnissen ersetzt wird.
Beispiele : 1. Ein Probestück aus Aluminium (1) wird in Pulver aus einer Legierung eingebettet, die der Zusammensetzung ALMg entspricht. Eine zweite Probe (2) wird auf dieselbe Weise in Magnesiumpulver gelegt. Beide Proben werden im Vakuum auf eine Temperatur (445 C) erhitzt, die nahe der eutektischen Temperatur zwischen Al und AIA%, von 4510 C liegt. Nach 24 Stunden werden die Proben aus dem Ofen genommen und rasch abgekühlt. Nach der Behandlung ist Probe 1 vollkommen blank, glatt und masshaltig geblieben, ferner ist eine beträchtliche Härtesteigerung eingetreten. Das Schliffbild lässt eine Randschicht von etwa O'l mm Dicke erkennen, in welche Magnesium eindiffundiert ist.
Das Probestück 2 ist dagegn rauh und oberflächlich mit einer aufgewachsenen Schicht von Al-MgVerbindungen bedeckt. Im Schliffbild ist eine zusammenhängende Schicht von intermetallischen Verbindungen zu sehen, aus der dann ebenfalls Mg in das Innere der Al-Probe diffundiert ist. Die Oberflächenschicht ist in diesem Fall sehr spröde und fällt bei Schlag in unregelmässigen Stücken ab.
Das Probestück 1 erreicht eine Brinellhärte von 40 kg/qmm bei 2-5 mm Kugeldurchmesser und 31-25 kg Belastung gegen 18 kg/qmm beim reinen Aluminium. Die Dicke der harten Schicht beträgt etwa 0#1 mm. Beim Ritzen erhält man bei 750 g Belastung eine Rissbreite von 0#08 mm gegen 0'17 mm bei Aluminium.
2. Wird eine Metallprobe aus Reinmagnesium in Aluminiumpulver eingebettet und eine zweite in ein Pulver aus einer Legierung, welche etwa 58 Gew.-% Magnesium und 42 Gew.-% Aluminium enthält, welche Zusammensetzung der ss-Phase in den Aluminium-Magnesium-Legierungen entspricht, eingebettet und im Vakuum bei einer Temperatur, die dicht unter der eutektischen von 436 liegt, getempert, so erhält man folgende Ergebnisse : Die in die Verbindung eingebettete Probe ist vollkommen glatt und zeigt noch dasselbe Bild der Oberfläche wie vor der Behandlung, während die in Reinaluminium getemperte Probe oberflächlich stark angegriffen erscheint. Bei dem erstgenannten Probestück ist eine Steigerung der Brinellhärte von 33 auf 44 kg/mm2 eingetreten.
3. Von zwei Kupferproben wird die eine in reines Siliziumpulver und die andere in ein aus 87-2. Gew.-% Kupfer und 12'8 Gew.-% Silizium bestehendes Pulver, entsprechend der intermetallischen Verbindung Cu3Si, eingebettet. Nach 15stündiger Temperung im Vakuum bei 7700 erhält man folgendes Ergebnis : Der in der Verbindung gelagerte Kupferblock hat sich in seiner äusseren Form nicht verändert, zeigt aber oberflächlich eine gelbliche Farbe, die auf eine Legierungsbildung schliessen lässt. Im Schliffbild ist die Legierungsbildung deutlich zu erkennen. Ihre Ausbildung nach der Tiefe beträgt etwa O'l mm.
Die in Siliziumpulver getemperte Probe ist dagegn stark zerfressen. Sie kann auseinandergebrochen werden und enthält kaum noch reines Kupfer.
4. Eine Magnesiumprobe, die in Wismutpulver gelagert ist, wird bei einer Versuchstemperatur von etwa 400 , bei der das Wismut bereits flüssig ist, schon nach einer halben Stunde stark angegriffen.
Bettet man dagegen das Metall in ein der Verbindung Mg3Bi2 (15 Gew.-% Bi, Rest Mg) etwa entsprechendes Pulver, so ist nach einer Temperung von 13 Stunden bei 526 in der glattgebliebenen Metallober- 'fläche eine durch Diffusion von Wismut in das Magnesium entstandene Legierungsbildung zu erkennen.
5. Von zwei Aluminiumproben wird die eine in reines Kupferpulver und die andere in ein aus 54 Gew.-% Kupfer und 46 Gew.-% Aluminium bestehendes Pulver, entsprechend der intermetallischen Verbindung ALCu, eingebettet. Nach 144stündiger Temperung im Vakuum bei 5300 erhält man folgendes Ergebnis : Die in der Verbindung gelagerte Aluminiumprobe hat ihr glattes Aussehen behalten undweist, wie spektographisch nachgewiesen wurde, eine Diffusionszone von etwa 1/100 bis 2/loo mm Dicke auf.
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Die in reines Kupferpulver gebettete Aluminiumprobe zeigt dagegen eine stark aufgerauhte Ober- fläche.
Es ist schon vorgeschlagen worden, beim Scherardisieren von Eisen eisenhaltigen Zinkstaub zu verwenden. Die vorgeschlagenen Eigengehalte des verwendeten Zinkstaubes liegen jedoch weit unterhalb der Mindestgrenze, wie sie gemäss vorliegender Erfindung erforderlich sind.
Es ist fernerhin das Zementieren von Stählen mit Hilfe von Ferromangan-bzw. Ferroehrom- legierungen beschrieben worden. Da jedoch Eisen mit Mangan bzw. Chrom keine intermetallischen
Verbindungen bildet, können diese bekannten Verfahren dem Fachmann keinen Hinweis auf die vor- liegende Erfindung geben, denn dieselbe befasst sich mit der Oberflächenveredelung eines Metalls durch solche Spendermetalle, die mit dem zu veredelnden Metall intermetallische Verbindungen bildet.
Es ist ferner ein Verfahren zum Alitieren von Metallen, insbesondere Eisen, mittels intermetal- lischer Eisenaluminiumverbindungen bei hohen Temperaturen vorgeschlagen worden. Bei diesem bekannten Verfahren findet aber bereits eine Dissoziation der Verbindungen statt, so dass nur reiner
Aluminiumdampf wirksam ist.
PATENT-ANSPRÜCHE :
1. Verfahren zur Oberflächenveredelung eines Metalls A durch Diffusion eines Metalls B in A, dadurch gekennzeichnet, dass der den diffundierenden Stoff B abgebende Körper aus einer gepul- verten Legierung des Grundmetalls A mit dem diffundierenden Metall B besteht, die der Zusammen- setzung derjenigen intermetallischen Verbindung etwa entspricht, die mit dem zur Mischkristallbildung mit B befähigten Grundmetall A bzw. diesem an A reichen Mischkristall des Werkstückes selbst im Phasengleichgewicht steht.