<Desc/Clms Page number 1>
Wärmebehandlungsfähige Legierung mit einem hohen Gehalt an primären Karbiden
Die Erfindung betrifft eine wärmebehandlungsfähige Legierung mit einem hohen Gehalt an primären
Karbiden, die als primäres Karbid wenigstens eine der Verbindungen Vanadin-, Niob- oder Tantalkarbid enthält. In der brit. Patentschrift Nr. 778, 268 ist eine wärmebehandlungsfähige, auf pulvermetallurgi- schem Wege hergestellte Legierung mit einem hohen Gehalt an primären Karbiden angegeben, welche im wesentlichen gleichmässig in einer stahlartigen Grundmasse mit Eisen und gelöstem Kohlenstoff als
Hauptbestandteil eingebettet sind ; diese Legierung enthält 20-90 Vol.-%Titankarbid in Form eines pri- mären Karbids.
Unter dem Ausdruck "primäres Karbid" wird dasjenige Karbid verstanden, welches bei
Anwendung der üblichen Wärmebehandlungsmethoden für Stahl nicht angegriffen wird.
Unter den Bezeichnungen"stahlartiges Grundgefüge"oder"Stahl-Grundmasse"-wie sie in dieser
Beschreibung gebraucht werden-sollen in kristallographischer Hinsicht solche Produkte verstanden wer- den, die in vergütetem Zustand bei gewöhnlicher Temperatur durch ein im wesentlichen raumzentriertes kubisches Gitter, wie es Ferrit besitzt, charakterisiert sind, und die bei erhöhter Temperatur unterhalb des Schmelzpunktes der stahlartigen Legierung in ein im wesentlichen austenitisches oder flächenzentrier- tes kubisches Gitter umgewandelt werden.
Gemäss der oben erwähnten Patentschrift wird die Legierung durch-die Verwendung von Titan und Kohlenstoff als Titankarbid als ein Legierungs-Bestandteil zusammen mit einer Stahl-Grundmasse erhalten, die mit diesem Karbid die gewünschte Zusammensetzung bildet.
Als bevorzugte Methode zur Herstellung der gewünschten Zusammensetzung wird die Pulver-Metallurgie angewendet, die darin besteht, pulverförmiges Titankarbid mit pulverförmigen stahlbildenden Bestandteilen zu vermischen und durch Verpressen des Gemisches in einer Form einen Rohling zu formen und darauf den Rohling einem Sintern mit flüssiger Phase unter nicht-oxydierenden Bedingungen, z. B. im Vakuum, zu unterwerfen.
Diese Methode eignet sich auch zur Erzeugung von Legierungen, die an Stelle von Titankarbid, Vanadin, Niob- oder Tantalkarbid enthalten, u. zw. besonders in den Fällen, bei denen die Menge des primären Karbids in der Grössenordnung von 30 bis 60 Gel. -%der Gesamtmischung liegt. Dies ist darauf zurückzuführen, dass die Bildung von grossen Karbid-Dendriten vermieden wird, die sonst eintreten würde, wenn die Elemente Vanadin, Niob oder Tantal und Kohlenstoff einem Bad aus geschmolzenem Eisen zugesetzt werden, wie es beim Zusatz von Wolfram und Chrom bei der Herstellung von Schnelldrehstählen erfolgt.
Es konnte festgestellt werden, dass bei Verwendung von VC, TaC und/oder NbC bei der pulvermetallurgischen Herstellung von vergiltbaren, hochkarhidhaltigen Stahllegierungen, wie dies für solche mit TiC bekannt ist, Legierungen erhalten werden, die im weichgeglühten Zustand leichter spanabhebend zu bearbeiten sind. Erfindungsgemäss soll eine solche Legierung 15-90 Gel.-%, vorzugsweise 20-75 Gew.-%, Vanadin-, Niob-und/oder Tantalkarbid enthalten.
Es wurde gefunden, dass Legierungen, die wesentliche Mengen, z. B. bis zu 45 Gew. -0/0 des Karbids, an Niobkarbid oder Tantalkarbid enthalten, bis herab zu 30 - 35 Rockwell C weichgeglüht und dann bis herauf zu 65 - 70 Rockwell C gehärtet werden können. Diese Herabsetzung der Härte in weichgeglühtem Zustand ist-das zeigt ein Vergleich mit 40 Rockwell C, wie sie bei gewissen Werkzeugstahl-Zusammensetzungen auf Titankarbidbasis erhalten wird - technisch wichtig, da sie die spangebende Bearbeit-
<Desc/Clms Page number 2>
barkeit der Stahllegierung beträchtlich verbessert und somit gestattet, sie auch zur Herstellung komplizierter Formstücke zu verwenden, wo eine hohe Härte im wärmebehandelten Zustand ein wesentliches Erfordernis ist.
Der Stahl, der bei der Erfindung als stahlartiges Grundgefüge verwendet wird, enthält Eisen als Haupt-Legierungselement, das in der Regel wenigstens 60 Gew.-% der Grundmasse ausmacht. So kann bei Ausführung der Erfindung der Stahl ein legierter Stahl, ein Kohlenstoffstahl sein, oder er kann reines Eisen sein, dem Kohlenstoff zugesetzt wird, um die benötigte Stahlzusammensetzung zu bilden. Der vorhandene Kohlenstoff - ausgenommen der in Form des primären Karbids vorliegende-soll ausreichen, um der fertigen stahlartigen Grundmasse Wärmebehandlungsfähigkeit zu verleihen.
Zur Erläuterung der technisch bedeutungsvollen Zusammensetzungen gemäss der Erfindung seien die folgenden Beispiele angeführt. In diesen wird auch auf die Zeichnungen Bezug genommen. Fig. 1 ist ein Schliffbild in tausendfacher Vergrösserung, das die innerhalb einer perlitischen Stahlgrundmasse verteilten Körner des primären Niobkarbids wiedergibt ; Fig. 2 ein Schliffbild ähnlich wie Fig, 1, das jedoch die innerhalb der perlitischen Stahlgrundmasse verteilten Körner des primären Tantalkarbids zeigt ; Fig. 3 ein Schliffbild in tausendfacher Vergrösserung, das die innerhalb einer martensitischen Stahlgrundmasse verteilten Körner des primären Niobkarbids wiedergibt.
Beispiel l : Ein wärmebehandlungsfähiger Stahl mit einem beträchtlichen Gehalt an Niobkarbid wurde unter Anwendung der folgenden Legierungsbestandteile hergestellt :
EMI2.1
<tb>
<tb> Niobkarbid <SEP> : <SEP>
<tb> Niob <SEP> 86%
<tb> Tantal <SEP> 2%
<tb> Titan <SEP> 0, <SEP> 6%
<tb> Gesamtkohlenstoff <SEP> 10, <SEP> 72% <SEP>
<tb> freier <SEP> Kohlenstoff <SEP> 0, <SEP> 05%
<tb> Eisen <SEP> 0, <SEP> 1%
<tb> Silizium <SEP> 0, <SEP> 03% <SEP>
<tb> Kalzium <SEP> 0, <SEP> 030/0 <SEP>
<tb>
EMI2.2
EMI2.3
<tb>
<tb> Eisen <SEP> 99, <SEP> 6-99, <SEP> 9% <SEP>
<tb> Kohlenstoff <SEP> 0, <SEP> 01-0, <SEP> 06% <SEP>
<tb> Sauerstoff <SEP> 0, <SEP> 10- <SEP> 0, <SEP> 30% <SEP>
<tb> Stickstoff <SEP> 0, <SEP> 00 <SEP> - <SEP> 0, <SEP> 050/0 <SEP>
<tb>
Die durchschnittliche Teilchengrösse betrug 20 Mikron.
Zur Erzeugung der Stahllegierung wurde zunächst ein Gemisch, das 45 Gew.-% Niobkarbid, 54, 72 Gew.-% Eisen und 0, 28 Gew.-% Kohlenstoff enthielt, zusammen mit 1 g Paraffinwachs je 100 g Gemisch in einer Kugelmühle aus rostfreiem Stahl, die zur Hälfte mit Kugeln aus rostfreiem Stahl gefüllt war und Hexan als Trägerflüssigkeit enthielt, 60 h lang vermahlen. Nach Beendigung des Mahlprozesses wurde das Gemisch auf einer heissen Platte bei 65, 6 C getrocknet, bis das gesamte Hexan verjagt war. Das trockene Pulver wurde unter einem Druck von 2, 3 t/cm2 zu Briketts oder Rohlingen verpresst.
Die Briketts wurden einem Sinterprozess unterworfen, u. zw. dadurch, dass man sie innerhalb 2 1/2 h im Vakuum auf 1450 C erhitzte, sie 3/4 h bei dieser Temperatur hielt, sie innerhalb 30 min auf 1300 C abkühlt und durch Ofenkühlung von 1300 C auf Raumtemperatur abkühlte. Das Sintern erfolgte auf einer keramischen Platte aus vorher gebranntem"Magnorit" (einem im Handel befindlichen feuerfesten Material aus Magnesiumoxyd). Die gesinterten Briketts wurden danach weichgeglüht durch zweistündiges Erhitzen auf 857 C mit nachfolgendem Abkühlen von 8570C auf 704 C mit einer Geschwindigkeit von 200 pro Stunde in Wasserstoff und dann durch Ofenkühlung auf Raumtemperatur abkühlen gelassen.
Die Härte des Stahles nach dem Sintern betrug 39, 1 Rockwell C und fiel nach dem Weichglühen auf 34, 7 Rockwell C. Der Stahl wies in gesintertem Zustand eine Biegebruchfestigkeit von etwa 15820 kg/cm2 auf. Der vergütete Stahl wird dann durch Überführung der Grundmasse in Austenit bei 9500C 1/4 h und Abschrekken in Öl oder Wasser gehärtet. Bei Abschrecken in Öl betrug die Härte 67, 4 Rockwell C, während der Wert bei Abschrecken in Wasser 69, 0 Rockwell C betrug. Der Stahl besass eine Dichte von 7, 81 g.
<Desc/Clms Page number 3>
Das Mikrogefüge der eben beschriebenen Legierung in weichgeglühtem Zustand ist in Fig. 1 wieder- gegeben, u. zw. besteht es aus primären Karbidkörnern des Niobkarbids, die innerhalb einer perlitischen
Stahlgrundmasse verteilt sind.
Fig. 3 zeigt ein Mikrogefüge des Stahls gemäss Beispiel 1 in gehärtetem Zustand, u. zw. besteht es aus primären Karbidkörnern des Niobkarbids, die innerhalb einer Martensit enthaltenden Stahlgrundmasse verteilt sind.
Beispiel 2: Ein wärmebehandlungsfähiger Stahl auf der Basis eines primären Karbids aus Tantal- karbid wurde aus folgenden Legierungsbestandteilen hergestellt :
EMI3.1
<tb>
<tb> Tantalkarbid <SEP> : <SEP>
<tb> Tantal <SEP> und <SEP> Niob <SEP> 93, <SEP> 3-93,'7%
<tb> Niob <SEP> bis <SEP> zu <SEP> 10/0 <SEP> (oben <SEP> eingeschlossen)
<tb> Gesamtkohlenstoff <SEP> 6, <SEP> 22% <SEP>
<tb> freier <SEP> Kohlenstoff <SEP> 0,11%
<tb> Siliziumdioxyd <SEP> (max.) <SEP> 0, <SEP> 05%
<tb> Titan <SEP> (max.) <SEP> 0, <SEP> 2%
<tb> Kalziumoxyd <SEP> (max.) <SEP> 0, <SEP> 2% <SEP>
<tb>
Die Teilchengrösse, bezogen auf den"sub-sieve sizer"nach Fischer, betrug 4, 18 Mikron. Das Eisen, das zur Bildung der Grundmasse verwendet wurde, war das gleiche, wie es bei der Herstellung der Stahllegierung gemäss Beispiel 1 verwendet worden war.
Bei der Herstellung der Legierung wurde ein Gemisch, das 56, 2 Gew.-% Tantalkarbid, 43, 58 Gew.
Eisen und 0, 22 Gew.-% Kohlenstoff in Form von. Russ enthielt, in der gleichen Weise, wie in Beispiel 1 beschrieben, hergestellt. Auch beim Verpressen und Sintern der Mischung wurden die gleichen Methoden angewendet. Die Härte nach dem Sintern lag in der Grössenordnung von etwa 29, 1 RockweIl C, und nach dem Weichglühen lag sie etwas höher bei 30, 4 Rockwell C. Die Härte nach dem Abschrecken in Öl, wobei die gleiche Wärmebehandlung, wie in Beispiel 1 beschrieben, vorgenommen wurde, betrug etwa 65,0 Rockwell C, während die Härte nach dem Abschrecken in Wasser 66, 4 Rockwell C betrug. Die Biegebruchfestigkeit im gesinterten Zustand betrug 14490 kg/cm2, die Dichte betrug 10, 46 g.
Es sei darauf hingewiesen, dass mit 56, 2 Gew.-% Tantalkarbid (ungefähr 45 Volt -0/0) auch niedrigere Härten nach dem Weichglühen erzielbar sind als bei Stählen auf Niobkarbid-Basis, wobei weiter die
EMI3.2
die innerhalb der perlitischen Stahlgrundmasse verteilt sind.
Weitere Zusammensetzungen, die gemäss der Erfindung erhalten werden, sind aus der folgenden Tabelle ersichtlich :
EMI3.3
<tb>
<tb> 3 <SEP> 4 <SEP> 5 <SEP> 6 <SEP> 7 <SEP> 8 <SEP>
<tb> %Vc <SEP> 45 <SEP> - <SEP> - <SEP> 35
<tb> 0/0 <SEP> NbC <SEP> - <SEP> 20 <SEP> - <SEP> - <SEP> 70 <SEP> - <SEP>
<tb> 0/0 <SEP> TaC--25--80
<tb> 0/0 <SEP> Fe <SEP> 54, <SEP> 72 <SEP> 79, <SEP> 6 <SEP> 74, <SEP> 63 <SEP> 64, <SEP> 68 <SEP> 29, <SEP> 85 <SEP> 19, <SEP> 9 <SEP>
<tb> %C <SEP> 0, <SEP> 28 <SEP> 0,4 <SEP> 0, <SEP> 37 <SEP> 0, <SEP> 32 <SEP> 0, <SEP> 15 <SEP> 0, <SEP> 1 <SEP>
<tb>
Es sei darauf hingewiesen, dass unter der Voraussetzung, dass kein Kohlenstoff aus der Stahlgrundmasse austritt, der Kohlenstoffgehalt des Grundgefüges sich zu etwa 0, 5% errechnet.
Wie schon bemerkt wurde, enthält die Legierung in der Regel 15-90 Gew.-% eines Karbids, das aus der Gruppe Vanadinkarbid, Niobkarbid und Tantalkarbid ausgewählt ist, während der Rest aus einer Stahlgrundmasse aufgebaut ist. Die Legierung soll vorzugsweise 20-75 Gew.-% des primären Karbids enthalten.
Wenn auch die eben angeführten Stahllegierungen 3 - 8 im wesentlichen auf der Grundmasse eines Kohlenstoffstahles mit 0, 50/0 Kohlenstoff aufgebaut sind, so versteht es sich von selbst, dass auch ein weiter Bereich anderer Stahlzusammensetzungen verwendet werden kann. Hiezu gehören die Stahlsorten
<Desc/Clms Page number 4>
EMI4.1
werden, da es sich mit dem Kohlenstoff während des erfindungsgemässen Verfahrens zur Herstellung einer stahlartigen Legierung zu einem Stahl verbindet.
Niedrig-, mittel-und hoch-legierte Stähle können ebenfalls verwendet werden, darunter die folgenden : 0, 80/0 Chrom, 0, 2% Molybdän, 0, 30% Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen ; 5% Chrom, l, 4% Molybdän, l, 4% Wolfram, 0, 45% Vanadin, 0, 35% Kohlenstoff, Rest im wesentli- chen Eisen ;
8% Molybdän, 4% Chrom, 2% Vanadin, 0, 85% Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen ;
18% Wolfram, 4% Chrom, l% Vanadin, 0, 75% Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen ; 20% WoHram, 12% Kobalt, 4% Chrom, 2% Vanadin, 0, 80% Kohlenstoff, RestimwesentlichenEisen ;
und ganz allgemein andere Stahlsorten, welche kristallographisch bei gewöhnlicher Temperatur durch ein raumzentriertes kubisches Gitter gekennzeichnet sind und die bei erhöhter Temperatur unterhalb des
Schmelzpunktes des Stahles in ein flächenzentriertes Gitter umgewandelt werden können.
Einer der wesentlichen Vorteile des gemäss der Erfindung erhältlichen Karbidstahles ist, dass es mög- lich ist, ein wärmebehandlungsfähiges Produkt zu erzeugen, das grosse Mengen eines primären Karbids in
Form von isolierten, scharfkantigen Körnern enthält, die innerhalb einer Stahl-Grundmasse verteilt sind, ohne dass grobe Karbid-Dendriten gebildet werden. Dies wird dadurch bewerkstelligt, dass die Pulverme- tallurgie, wie weiter oben beschrieben, angewendet wird.
Eine andere Arbeitsweise, die benutzt werden kann, besteht in dem Einbringen von primären Karbidkörnern in einen zusammenhängenden porösen Körper vermittels Brikettieren und anschliessendem Erhitzen auf erhöhte Temperatur, in der Regel 1000 bis
16000C über einen Zeitraum von 1/2 h bis zu 6 h, vorzugsweise unter Vakuum oder bei einem Unterdruck, der 300 Mikron Quecksilbersäule nicht überschreitet. Abweichend hievon kann der Zusammenschluss durch gleichzeitiges Brikettieren und Erhitzen auf den angegebenen Temperaturbereich unter nicht-oxydierenden Bedingungen innerhalb einer Zeitspanne von 10 min bis zu 2 h erfolgen. Der erste poröse Körper wird dann für den Giessprozess vorbereitet, indem man ihn in eine Form aus feuerfestem Material einbringt, die im wesentlichen gegen die stahlartige Legierung inert ist, z.
B. aus stabilisiertem Zirkondioxyd besteht, wobei man dafür Sorge trägt, dass der geschmolzene Stahl in die Form eintritt und mit dem porösen Karbidskelett in Berührung kommt. Die Form aus feuerfestem Material und das hierin eingebrachte poröse Karbidskelett wird dann in einen geeigneten Giessofen eingeführt.
Man gibt eine für den Guss ausreichende Menge Stahl auf die Öffnung der Form und bringt das Ganze auf eine Temperatur, die in der Regel bis zu 1000C oberhalb des Schmelzpunktes des Stahles liegt, so dass der geschmolzene Stahl in die Zwischenräume des porösen Körpers fliesst und ihn völlig ausfüllt. Dabei muss man für einen Überschuss wegen der beim Schrumpfen entstehenden Hohlräume, Kanäle u. dgl. Sorge tragen. Das Giessen wird im Vakuum oder bei Unterdruck durchgeführt, der in der Regel 3000 Mikron Quecksilbersäule nicht übersteigen soll. Nachdem der Stahl alle Zwischen-und Hohlräume in dem porösen primären Karbidskelett ausgefüllt und mit ihm das Gleichgewicht erreicht hat, wird das Karbid durch teilweise Lösung in der flüssigen Phase modifiziert, wobei es in einzelne und gleichmässig verteilte Körner getrennt wird.
Die stahlartige Legierung wird dann im Vakuum gekühlt, aus dem Ofen entfernt und aus der feuerfesten Form herausgenommen. Hierauf wird das Produkt der Weichglühungs-und Wärme- behandlung unterworfen.
Als besonders geeignet hat sich die Anwendung der Arbeitsweise erwiesen, bei der die Legierungsbestandteile miteinander vermischt, zu einem Formstück geformt werden und dieses Formstück dann bei erhöhter Temperatur eine solche Zeit lang gesintert wird, die ausreicht, um eine vollständige Verdichtung zu erzielen. Genauer ausgedrückt besteht diese Arbeitsweise in dem Vermischen der geeigneten Mengen des primären Karbids mit den geeigneten Mengen der stahlbildenden Legierungsbestandteile, wobei eine kleine Menge Wachs verwendet wird, um dem entstehenden Presskörper die genügende Festigkeit zu verliehen, z. B. 1 g Wachs auf je 100 g des Gemisches. Das Gemisch kann auf verschiedenen Wegen geformt werden.
Es empfiehlt sich, das Gemisch bis zu einer Dichte von wenigstens 50% der wahren Dichte zu verpressen, u. zw. unter Drücken in der Grössenordnung von 1, 5 bis 11, 6 t/cm2, vorzugS'- weise von 2, 3 bis 7, 7 t/cm2, anschliessend im Vakuum zu sintern, vorzugsweise unterhalb 300 Mikron Quecksilbersäule, und vorzugsweise bei einer Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes der Stahlgrundmasse, d. h. je nach den vorhandenen Legierungsbestandteilen bei Temperaturen von 1300 bis 15750C während einer Zeitspanne, die zur Erreichung des Gleichgewichtes zwischen primärem Karbid und der Grundmasse und zur Erzielung einer im wesentlichen vollständigen Verdichtung ausreicht, z. B. eine Zeitspanne von 1 min bis zu 6 h.
<Desc/Clms Page number 5>
Wenn das Sintern mit flüssiger Phase beendet ist, wird das Produkt im Ofen auf Raumtemperatur ab- kühlen gelassen. Falls erforderlich, kann das gesinterte Produkt einer beliebigen mechanischen Säuberung unterworfen, dann bei einer Temperatur von 650 bis 975 C während einer Zeitdauer von 1/2 h bis zu 4 h geglüht und darauf mit einer Geschwindigkeit von 10 C pro Stunde auf unterhalb 6000C abge- kühlt und weiter im Ofen gekühlt werden.
Das erhaltene Gefüge wird in der Regel die Mikrostruktur eines primären Karbids zeigen, das im wesentlichen gleichmässig innerhalb einer Stahlgrundmasse verteilt ist, die aus einem Zersetzungsprodukt des Austenits, wie Perlit und Ferrit, bzw. je nach Art der Wärmebehandlung Sphäroidit und Ferrit besteht.
Das Härten erfolgt durch Erhitzen auf einen Temperaturbereich, bei dem Austenit-Bildung eintritt, z. B. 870-1315 C, während einer Zeitdauer, die ausreicht, um die Grundmasse im wesentlichen in ein flächenzentriertes kubisches Gitter umzuwandeln, d. h. 1 min bis zu 3 h lang. Hierauf erfolgt das Abschrecken durch Kühlen an der Luft, in Öl oder Wasser, je nach der Zusammensetzung der stahlartigen Legierung, wodurch Austenit zu Martensit zersetzt wird. Austenit kann auch in Bainit umgewandelt werden, u. zw. durch isothermes Abschrecken von der eben erwähnten, zur Austenit-Bildung ausreichenden Temperatur auf die Temperatur, bei der Bainit-Bildung eintritt. Die primären Karbide der Gruppe Vana-
EMI5.1
Zirkonkarbid, bis zu 25% Titankarbid.
Die Gesamtmenge der andern Karbide kann im allgemeinen bis zu
50 Gew.-% des vorhandenen primären Karbids betragen.
Im allgemeinen weist die Legierung gemäss der Erfindung nach der Warmebehandlung ein Mikrogefüge auf, das aus irgendeinem Zersetzungsprodukt des Austenits, nämlich Perlit, Bainit oder Martensit, besteht.
Die Erfindung liefert eine wärmebehandlungsfähige stahlartige Legierung auf Karbidbasis, die in Form von Stangenmaterial mit rundem, vierkantigem und anderem Querschnitt sowie in Form von Blök- ken, Barren u. dgl. zur Herstellung von Schneidwerkzeugen, Schlag- und Stauch-Matrizen, Ziehsteinen, Walzen, Press-und Strangpress-Matrizen, Schmiede-Matrizen, Gesenkschmiedeformen und im allgemeinen von verschleissfesten und bzw. oder wärmebeständigen Elementen, Werkzeugen oder Maschinenteilen dienen können.
Obwohl die Erfindung in Verbindung mit bevorzugten Ausführungsformen beschrieben wurde, versteht es sich für den Fachmann von selbst, dass Abänderungen und Variationen vorgenommen werden können, ohne dass vom Geist und Umfang der Erfindung abgewichen wird. Solche Abweichungen und Variationen fallen unter den Umfang der Erfindung und der nachfolgenden Ansprüche.