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Die Erfindung bezieht sich auf eine Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit 0, 15 bis 5, 5 Gew.-% Kohlenstoff und einer zumindest teilweise die Legierung bedeckende weitere Legierungsschichte sowie auf ein Verfahren zur Herstellung derselben.
Bei Werkstoffen, die einer starken Beanspruchung unterliegen, werden In der Regel zwei einander widersprechende Eigenschaften erforderlich. Einerseits muss die Oberfläche, also die Arbeitsfläche, besonders hart und damit zwangsläufig spröde sein, um eine vorzeitige Abnützung zu vermeiden. Das heisst bei metallischen Werkstoffen, dass an der Oberflächenschichte bevorzugt Karbide, Nitride, Bonde u. dgl. vorliegen sollen. Das gesamte Werkstück soll jedoch nicht spröde sein, sondern die Fähigkeit besitzen, ohne mechanische Zerstörung Arbeit aufnehmen zu können.
Diese einander widersprechenden Aufgabenstellungen hat man vielfach versucht dadurch zu lösen, dass entweder in die äussere Schichte durch Eindiffundieren von Kohlenstoff ein höherer Gehalt, z. B. an Karbiden, erreicht wurde, bzw. dass ein Mehrschichtenwerkstoff aufgebaut wurde. Diese Mehrschichtenwerkstoffe können keramische Schichten, wie Titannitnd, Titankarbid, aufweisen, wobei dann diese Schichten nicht nur die Aufgabe haben, eine höhere Härte zu erreichen, sondern beispielsweise den Reibungswiderstand zwischen dem zu verarbeitenden, insbesondere zerspanenden, Material und dem Schneideinsatz zu verringern. Auch ist es bekannt, metallische Schichten auf ein Trägermaterial aufzuschmelzen.
Aus der EP-A 1 0 173 654 wird ein Verfahren zum Verbinden von metallischen Werkstoffen bzw. zum Beschichten von Ventilhebeln bekannt, wobei das Trägermaterial mit einem Laser an der Oberfläche aufgeschmolzen wird, und auf dieses entweder bereits geschmolzenes oder zu schmelzendes Beschichtungsmatenal aufgebracht wird. Zur Glättung der Beschichtung bzw Schweissnaht ist eine Wärmenachbehandlung mit dem Laser vorgesehen.
Aus der EP-A1-0 303 419 wird ein anderes Verfahren zur Beschichtung eines Werkzeuges mittels Laserstrahlen bekannt. Eine Bohrkrone, die mit Hartmetalleinsätzen versehen ist, wird an ihrer Oberfläche, mit Ausnahme der Hartmetalleinsätze, mit einer pulverförmigen Legierung, und zwar Stellitpulver mit organischem Binder, beschichtet Diese Beschichtung wird sodann mittels Laser erschmolzen, sodass die Oberfläche eine Stellitschichte aufweist.
Der erfindungsgemässe Schichtkörper mit einer Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit 0, 10 bis 5, 5 Gew.- %, insbesondere 0, 8 bis 1,2 Gew-%, Kohlenstoff, mit zumindest einer die Eisen- oder Kobaltbasislegierung zumindest teilweise, vorzugsweise an den Arbeitsflächen, bedeckender metallischen Legierungsschichte mit einer Dicke von etwa 0, 1 mm bis etwa 6, 0 mm, insbesondere etwa 0, 5 mm bis 3, 0 mm, welche neben den Legierungselementen der Basislegierung zumindest einen höheren Gehalt an einem Element, insbesondere Kohlenstoff, aufweist, besteht Im wesentlichen darin, dass die Legierungsschichte 0, 5 bis 20, 0 Gew.-%, insbesondere 0, 8 bis 8, 5 Gew.-%, Kohlenstoff und zumindest eines der folgenden Elemente aufweist :
0, 5
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de mit einer mittleren Korngrösse von 0, 2 um bis 10, 0 um im Resteutektikum und/oder als Primärkarbide in eutektischen Zellen mit einer mittleren Korngrösse zwischen 1, 0 um bis 30, 0 um und/oder als isolierte Primärkarbide mit einer mittleren Korngrösse von 0,8 um bis 0, 5 mm vorliegen und dass gegebenenfalls der Kohlenstoff in der Legierungsschichte zumindest teilweise durch Bor ersetzt ist und diese 0, 1 bis 25, 0 Gew.-%, insbesondere 1, 0 bis 15, 0 Gew.-%, Bor aufweist, wobei das Bor in Form von Boriden, Karboboriden, Bornitriden und/oder Karbobornitriden vorliegt und dass gegebenenfalls der Kohlenstoff in der Legierungsschichte zumindest teilweise durch Stickstoff ersetzt ist, und diese 0, 1 bis 15, 0 Gew.-%,
insbesondere
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und/oder Karbobornitriden vorliegt.
Bei den niedrigen Gehalten von Kohlenstoff kann durch Zulegieren weiterer metallischer Komponenten, wie beispielsweise Kobalt, Nickel, Chrom od. dgl. die Korrosionsbeständigkeit besonders einfach erhöht werden. Liegt ein hoher Kohlenstoffgehalt vor, so kann dadurch eine Legierungsschichte erhalten werden, die eine besonders hohe Verschleissbeständigkeit aufweisen kann. Bei einer Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit einem relativ hohen Kohlenstoffgehalt, wie beispielsweise bis zu 5, 5 Gew.-%, kann diese Legierung als pulvermetallurgisch gewonnener Körper vorliegen, wobei gleichzeitig eine Verdichtung durch nachgeschaltetes Hippen durchgeführt sein kann.
Bei einem Vanadiumgehalt zwischen 0, 5 und 70, 0 Gew.-%, insbesondere zwischen 5, 0 und 35, 0 Gew.- %, wird neben einer hohen Verschleissbeständigkeit auch eine besonders hohe Anlassbeständigkeit erhalten. Bei den Grenzen zwischen 5, 0 und 35, 0 Gew.-% kann eine weitere Eigenschaftsvariation durch die anderen Legierungselemente besonders einfach erreicht werden.
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Bei einem Molybdängehalt zwischen 0, 5 und 85, 0 Gew.-% bzw. insbesondere 10, 0 bis 40. 0 Gew.-% ist eine besonders gute Temperatur- und Verschleissbeständigkeit gegeben, wobei eine besonders gute Hitzeund Anlassbeständigkeit erreicht werden kann.
Mit einem Gehalt von 0, 5 bis 85, 0 Gew.-%, insbesondere 10, 0 bis 40, 0 Gew.-%, Wolfram ist eine besonders gute Verschleissbeständigkeit erreichbar.
Mit einem Gehalt von Chrom zwischen 0, 5 und 80. 0 Gew.-% kann, wenn der Chromgehalt über 10, 0 Gew.-% liegt, eine besonders gute Korrosionsbeständigkeit und bei einem Gehalt über 20, 0 Gew.-% zusätzlich eine besonders gute Oxidationsbeständigkeit erhalten werden. Liegt der Gehalt an Titan zwischen 0, 5 und 70, 0 Gew.-%, so kann, wenn der Chromgehalt über 10, 0 Gew. -% liegt, eine besonders gute Korrosionsbeständigkeit und bei einem Gehalt über 20, 0 Gew. -% zusätzlich eine besonders gute Oxidationsbeständigkeit erhalten werden.
Liegt der Gehalt an Titan zwischen 0, 5 bis 70, 0 Gew.-%, insbesondere 3, 0 bis 25, 0 Gew.-%, so erhöht sich die Verschleissbeständigkeit, sodass eine Legierung gegeben ist, die besonders gute Eigenschaften gegen abrasive Beanspruchung aufweist.
Mit einem Gehalt zwischen 0, 5 bis 80, 0 Gew. -%, insbesondere 3, 0 bis 30, 0 Gew.-%, eines oder einer Mischung von Niob, Hafnium, Tantal und Zirkon, kann erneut eine besonders verschleissfeste Legierung, wie sie beispielsweise bei Schneidwerkzeugen, wie Schneidplatten, Bohrer od. dgl., benötigt werden, erhalten werden.
Diese Karbide liegen überwiegend In der Form von MC, M2C, M23C, MeC und/oder M7C3 als Primärkarbide mit einer mittleren Korngrösse von 0, 2 bis 10 um im Resteutektikum und/oder als Pnmärkar-
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Primärkarbide mit einer mittleren Korngrösse von 0, 8 um bis 0, 5 mm vor.
Dadurch, dass die Legierungsschichte auf der Trägerlegierung eine Legierungszusammensetzung aufweist, die sich von dieser nur durch einen zusätzlichen Gehalt an weiteren bzw. an bereits in der Trägerlegierung vorhandenen Legierungseiementen unterscheidet, liegt keine diskrete Legierungsschichte auf der Trägerlegierung vor, sondern es sind in der Grundmatrix der Trägerlegierung verschiedene zusätzliche Legierungselemente inkooperiert, wodurch eine hohe Identität der Eigenschaften der beiden Legierungen, wie beispielsweise Wärmedehnung u. dgl. gegeben sein kann, so dass eine Separierung der beiden Schichten voneinander besonders wirksam vermieden werden kann.
Ist der Kohlenstoff in der Legierungsschichte, zumindest teilweise, durch Bor ersetzt und weist diese 0, 1 bis 25, 0 Gew.-%, insbesondere 1, 0 bis 15, 0 Gew.-%. Bor auf, so kann ein Werkstoff erhalten werden, der als Beschichtung vollkommen unbekannt war bzw. als selbständige Legierung derartige Eigenschaften aufwies, dass keine Arbeitswerkzeuge daraus geformt werden konnten, aufgrund der geringen Warmverformbarkeit. Das Bor liegt hiebei in Form von Boriden, Karboboriden, Bornitriden und/oder Karbobornitriden vor.
Ist der Kohlenstoff in der Legierungsschichte zumindest teilweise durch Stickstoff ersetzt und weist diese
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in Form von Nitriden, Karbonitriden, Bornitriden und/oder Karbobornitriden vorliegt, so liegt eine Legierungschichte mit besonders hoher Härte, besonders hoher Verschleissfestigkeit und besonders hoher Warmfestigkeit vor. Der Stickstoff kann beispielsweise durch Gettermaterialien, aber auch durch Arbeiten in Stickstoffatmosphäre, insbesondere unter Druck, in die obere Legierungsschichte eingebracht werden.
Wenn in die oberste Legierungsschichte Gettermetalle, wie beispielsweise Titan, Vanadium, Niob, Zirkon od. dgl., eingebracht werden, wird der Stickstoff innerhalb der Schmelze chemisch gebunden, so dass der Stickstoffgehalt nicht von der Löslichkeit des selben in der Schmelze abhängig ist.
Weist die Eisenbasislegierung in ihrer Legierungsschichte einen Gehalt von 3, 0 bis 90, 0 Gew.-%, insbesondere 5, 0 bis 15, 0 Gew. -%, Kobalt auf, so kann die Warmfestigkeit auf besonders einfache Weise erhöht werden, wodurch die Schneidleistung und auch die Schneidgeschwindigkeiten besonders leicht gesteigert werden können.
Das erfindungsgemässe Verfahren zur Herstellung eines Schichtkörpers mit einer Eisen- oder Kobaltba- sisiegierung, wobei eine Schichte einer Trägerlegierung aus einer Eisen- oder Kobaltbasislegierung aufge- schmolzen wird, und in diese zusätzliche und/oder weitere Legierungselemente inkooperiert werden, besteht im wesentlichen darin, dass die Legierungskomponenten, z. B.
Vorlegierungen, Pulvermischungen u. dgl., insbesondere Legierungselemente, auf die in einer Schichtdicke von zumindest 0, 1 mm, vorzugsweise 0, 5 mm, aufgeschmolzene Legierungsoberflächenschicht aufgebracht werden, die auf zumindest 1800'C, insbesondere 2000 bis 3000'C, erhitzt wird, und dass die Schmelze 102 bis 105 K/sec, insbesondere 103 bis 104 K/sec, abgekühlt wird und die erstarrte Schmelze auf etwa 400'C mit 10 bis 104 K/sec abgekühlt und dass gegebenenfalls die Legierungsschicht gemeinsam mit der Eisen- und/oder Kobaltbasislegierung plastisch verformt und/oder wärmebehandelt wird.
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Mit einem derartigen Verfahren wird erreicht, dass einerseits Legierungskomponenten in bislang unbekannt hoher Konzentration in die Oberflächenschichte aufgenommen werden können, wobei gleichzeitig durch die gezielte, verzögerte Abkühlgeschwindigkeit der Schmelze, die beispielsweise durch eine extrem langsame Geschwindigkeit des Laserstrahles über der Legierung beim Aufschmelzen od. dgl. erreicht werden kann, und die nachfolgende ebenfalls relativ langsame Abkühlgeschwindigkeit der erstarrenden Schmelze eine Ausscheidung der Karbide, Nitride, Boride u.
dgl., ermöglicht wird, wobei aufgrund dieser Abkühlgeschwindigkeit auch die vorgegebenen Korngrössen eingehalten werden können, und durch die hohe Kühlrate der erstarrten Schmelze werden weitere Ausscheidungen aus dem festen Zustand bzw. diffusionsbedingte Umwandlungen weltgehendst vermieden. Die angegebenen Korngrössen der Primärkarbi- de, Nitride und Boride erlauben bel höheren Konzentrationen eine fast geometrisch Idente Aneinanderlage- rung derselben mit dünnen Legierungsschichten dazwischen, sodass hohe Bruchfestgkeiten, Warmhärteund Verschleissfestigkeiten erreicht werden können.
Bei niedrigeren Gehalten werden einerseits die Kerbwirkungen geringer gehalten und andererseits durch die Kristallgrössen. wie sie bei der Pulvermetallurgie nicht gegeben sind. da Pulver relativ rasch abgekühlt werden, hohe Verschlelssfestigkeiten erreicht.
Weiters kann darauf hingewiesen werden, dass über dem Schmelzbad bei einigen Verfahren (Laser mit laserinduziertem Plasma, Plasmastrahlen, WIG-Llchtbogen etc,) oft deutlich höhere Temperaturen herrschen als im Schmelzbad selbst. Das ist Insbesondere dann von Vorteil, wenn Zusatzstoffe im Bad gelöst werden sollen. Diese werden beim Passieren dieser Zone hoch erhitzt, teilweise oder vollständig geschmolzen oder sogar verdampft, wodurch deren Lösen in der Schmelze begünstigt wird.
Um sicherzustellen, dass bei der Erstarrung ein feines gleichmässiges Erstarrungsgefüge entsteht, kommen zwei Verfahrensvarianten besonders in Betracht : a) Weitgehende Auflösung der Zusatzstoffe im Schmelzbad : Die hohe Schmelztemperatur begünstigt das Aufschmelzen der Zusatzstoffe und erlaubt auch das in Lösung halten selbst chemisch stabiler
Verbindungen, wie z. B. bestimmte Karbide, Nitride, Boride etc., deren Löslichkeitsprodukt mit zunehmen- der Temperatur häufig stark ansteigt.
Die Auflösung wird wesentlich von der Konvektion im Schmelzbad gefördert, die vielfach von Temperaturgradienten In der Schmelze abhängt und somit über die Prozesspa- rameter beeinflusst werden kann Bei elektrischen Verfahren wird die Konvektion zusätzlich über elektro- dynamische Kräfte beeinflusst. b) Gleichmässige feine Erstarrungsgefüge können auch dann auftreten, wenn die Zusatzstoffe nicht oder nur teilweise aufgelöst sind. Das gilt allerdings nur, wenn die Zusatzstoffe sehr feinkörnig und in einem engen Grössenbereich vorliegen. Bei der Zufuhr sehr feiner Teilchen treten unter Umständen Probleme auf, die durch Einbetten der kleinen Teilchen in einem Bindematerial (z. B.
Mahlen von Hartstoffen mit
Metallpulvern im Attritor) umgangen werden können, wodurch leicht förderbare grössere Teilchen entste- hen, die sich in der Schmelze gut auflösen.
Nach dem Vorbeiwandern der Energiequelle, die sich mit einer bestimmten Geschwindigkeit v relativ zum Bauteil über dessen Oberfläche bewegt, wird dem geschmolzenen Bereich durch Wärmeleitung ins kältere Bauteilinnere rasch Wärme entzogen. Die dabei auftretenden Kühlraten, mit denen die Schmelze abkühlt bzw. mit denen die Schmelze erstarrt, sind abhängig von den thermischen Materialeigenschaften und den Prozessparametern. Damit lässt sich das Fenster zwischen den konventionellen schmelzmetallurgischen und den pulvermetallurgischen Verfahren weitgehend schliessen.
Die wesentlichsten Auswirkungen der definierten Erstarrung sind :
Gefügefeinung, Übersättigung der Mischkristalle, starke Beeinflussung von Grösse und
Morphologie intermetallischer Phasen.
Die Gefügefeinung wirkt sich, insbesondere bei mechanisch und zyklisch thermisch beanspruchten Teilen, positiv durch Vermeidung zähigkeitsmindernder grober Phasen aus.
Die Übersättigung der Kristalle bewirkt Ungleichgewichtszustände, die bei niedrigen Kühlraten nicht möglich sind. Insbesondere bel Werkstoffen mit allotropen Umwandlungen verschieben sich die Umwandlungstemperaturen durch unterschiedliche Lösungszustände der Kristalle, beispielsweise kann damit auch die Martensitstarttemperatur deutlich verändert werden. Durch geeignete Wahl von Legierungszusammensetzung und Kühlrate lässt sich infolge dieser Effekte die Härte der Schmelzraupen in weiten Bereichen (von ca. 250 bis 950 HV) verändern.
Eine geeignete Wahl der chemischen Zusammensetzung und eine darauf abgestimmte Prozesstechnik erlaubt die Herstellung weicher Schmelzraupen, die sogar einer Kaltumformung unterzogen werden können. Durch nachträgliches Härten erzielt man eine Entsättigung der übersättigten Mischkristalle, verbunden mit der Bildung von intermetallischen Phasen und einem Anstieg der Martensitstarttemperatur.
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Wesentlich ist auch die rasche Abkühlung nach der Erstarrung, wodurch diffusionsgesteuerte Phasenumwandlungen weitgehend vermieden werden können.
Von besonderer Bedeutung für die Erstarrungsgefüge der Raupen ist, dass intermetallische Phasen in ihrer Grösse und Morphologie besonders stark von der chemischen Zusammensetzung und den Erstarrungsbedingungen abhängen. Bei Kühlraten über 106 bis 107 K/sec werden direkt aus der Schmelze ausgeschiedene intermetallische Phasen weitgehend unterdrückt, intermetallische Phasen in Eutektika treten dagegen häufig, wenn auch in reduzierter Menge, auf. Bei Kühlraten unter 10'bis 102 K/sec wachsen direkt aus der Schmelze ausgeschiedene intermetallische Phasen häufig zu grossen Teilchen an, die den Werkstoff für viele Anwendungsfälle unbrauchbar machen.
Im Kühlratenbereich von 102 bis 105 K/sec. den man insbesondere bei den angesprochenen Oberflächenverfahren überstreicht, erzielt man durch Abstimmung von Zusammensetzung und Erstarrungsparametern mittels definierter Erstarrung Gefüge, die von dendntischer Erstarrung in eutektischen Zellen bis hin zur Primärausscheidung intermetallischer Phasen aus der Schmelze reichen. In Verbindung mit den eingangs erwähnten hohen Schmelztemperaturen erlaubt somit das Verfahren die Herstellung feiner Gefüge mit chemischen Zusammensetzungen, die deutlich höhere Gehalte an intermetallischen Phasen und die diese Phasen bildenden Elemente erlauben.
Der interessante Kühlratenbereich von ca. 102 bis 105 K/sec lässt sich durch geeignete Prozessparameterwahl bei den angegebenen Verfahren überstreichen. Dadurch werden vollkommen neue Möglichkeiten des Gefügedesigns und der Eigenschaften eröffnet.
Ein weiteres Kennzeichen ist, dass die an der Oberfläche hergestellten Gefüge nahezu frei wählbaren Wärmebehandlungen unterzogen werden können. Beispielsweise kann Weichglühen oder Härten durchgeführt werden oder Glühen zur Entstättigung der übersättigten Kristalle oder Erwärmen zur Entspannung
Dabei können folgende Veränderungen erfolgen : Änderung der Morphologie intermetallischer Phasen, Änderung des Gehaltes intermetallischer Phasen,
Bildung von Ausscheidungen in den übersättigten Kristallen,
Verminderung der Übersättigung,
Veränderung von Umwandlungstemperaturen (z. B. Ms) und Verringerung von
Spannungen in und um die Schmelzraupe (n).
Wird mit einer Energiedichte zwischen 103 bis 5 x 106 Watt/cm aufgeschmolzen und die Schmelze beaufschlagt, so kann einerseits eine besonders rasche Aufschmelzung der Legierung erfolgen, sodass die Wärmeeinbringung auf die darunter liegenden Schichten besonders gering gehalten werden kann, wobei andererseits ein Verdampfen der Legierung oder auch einzelner Legierungselemente noch nicht verursacht wird. Derartige Energiedichten können beispielsweise durch Elektronenstrahlen, Laserstrahlen, Plasmastrahlen, Wolfram-lnertgasschweissen erreicht werden.
Wird die Eisen- oder Kobaltbasislegierung vor dem Schmelzen erwärmt, insbesondere bis ca. 700. C erhitzt, so kann auf besonders wirksame Art und Weise ein Spannungsaufbau zwischen der Basislegierung und der erfindungsgemäss aufgebrachten Legierungsschichte vermieden werden. Weiters kann durch ein gezieltes Aufwärmen der Legierung die Abkühlgeschwindigkeit der erstarrten Schmelze besonders einfach gesteuert werden.
Wird nach dem Erstarren der Schmelze die Eisen- oder Kobaltbasislegierung auf die Temperatur der erstarrten Schmelze erhitzt und werden diese sodann gemeinsam, gegebenenfalls sofort, abgekühlt oder auch auf gleicher Temperatur gehalten, so kann durch diese Wärmebehandlung ein besonders günstiger und beliebig lang steuerbarer Vorgang zum Spannungsausgleich bzw. für Phasenumwandlungen erreicht werden.
Das Gefüge dieser so erhaltenen Legierungen kann bei entsprechendem Gehalt an Legierungselementen auch durch Anlassen eine Ausscheidung von Sekundärhärtekarbiden, Boriden, Nitriden u. dgl. erreicht werden. Weiters kann erreicht werden, dass durch Ausscheiden von legierungselementreichen Phasen die Martensitstarttemperatur angehoben wird, wobei gleichzeitig eine Umwandlungshärtung bei der Abkühlung eintritt.
In Abhängigkeit von der Härtetemperatur kann beim Härten eine Änderung der Morphologie der Primärkristalle sowie was besonders bedeutsam ist, eine Entsättigung der übersättigten Mischkristalle erreicht werden, wodurch die Fähigkeit zur Sekundärhärtbarkeit und die Ansprunghärte erhöht werden können.
Durch ein Glühen der Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit der Legierungsschichte kann die Legierung gemeinsam mit ihrer Schichte einer besseren plastischen Kaltverformbarkeit und Zerspanbarkeit zugeführt werden. Das so erhaltene Werkzeug od. dgl. wird sodann durch geeignete Wärmebehandlungen wieder in die erwünschten Eigenschaften, z. B. verschleissfest od. dgl., übergeführt.
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Da durch das Einbringen von weiteren Legterungselementen In die Schmelze eine Volumszunahme bedingt ist und gleichzeitig eine Abrundung von Kanten, beispielsweise künftigen Schneidkanten u. dgl., zwangsweise eintritt, kann durch eine nachfolgende plastische Verformung, insbesondere bei annähernder
Raumtemperatur, eine endgültige Formgebung erfolgen. Die plastische Verformbarkeit kann besonders einfach dadurch erhöht werden, dass Legierungselemente, wie beispielsweise Chrom und Kohlenstoff, die Martensitumwandlungstemperatur unter die Raumtemperatur absenken, womit ein Gefüge vorliegt, das die plastische Umwandlung bei Raumtemperatur erlaubt.
Eine gezielte Form der Wärmebehandlung der bereits erstarrten Schmelze kann dadurch erfolgen, dass neben der erstarrten Schmelze erneut der Laserstrahiod. dgl. geführt wird, wobei die Zulegierung ebenfalls erfolgen kann. Auch ist es denkbar, dass mehrere Schichten übereinander mit einem Gradienten an den Legierungselementen aufgebaut werden kann.
Um eine besonders hohe homogene Zusammensetzung innerhalb der erstarrten Schmelze zu erreichen, kann die Energiezufuhr regelmässig oder unregelmässig gepulst sein, wodurch eine besonders turbulente Konvention Im Schmelzbad und damit eine extreme Durchmischung erreichbar ist.
Im folgenden wird die Erfindung anhand der Beispiele näher erläutert Beispiel 1 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 mit einer Zusammensetzung von 0, 85 Gew. -% C, 4, 1 Gew. -% Cr, 5, 9 Gew.-% W, 5, 1 Gew. -% Mo, 1, 9 Gew. -% V, 0, 4 Gew. -% Si, 0, 2 Gew. -% Mn, Rest Fe und Verunreinigungen wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich laserlegiert. : Leistung P = 2500 W, Leistungsdichte 1 = 6x 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 mimin. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 Teiles wurde mit Hilfe eines Pulverförderers Kobaltpulver unter Zuhilfenahme eines Argongasstromes eingeblasen.
Das Kobaltpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur etwa 2200 C betrug, wollständig aufgelöst und durch die Badkonvektion so gut im Schmelzbad verteilt, dass die Unterschiede bei lokalen Kobaltgehaltmessungen im Bereich der Analysegenauigkeit des verwendeten Analysesystems lagen (Elektronenstrahlmikroanalyse mit EDS).
Durch Variation der Prozessparameter wurden Spuren mit Kobaltgehalten bis ca. 95 Gew.-% Co erzeugt.
Die Dicke der Spuren betrug ca. 1, 2 bis 1, 5 mm und die Einschme ! ztiefe nahm mit zunehmendem Kobaltgehalt von ca. 1, 2 mm bel geringen Kobaltgehalten auf unter 0, 1 mm bei den höchsten Kobaltgehalten ab. Die Spurbreite lag in allen Fällen bei ca. 2 bis 2, 2 mm.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe von mit Kobalt laserlegiertem Schnellarbeitsstahl wurden nur Kobaltgehalte von 5,10 und 15 Gew.-% zur Herstellung von Versuchswerkzeugen ausgewählt. Die Zugabe von Kobalt bewirkt eine Verdünnung der Legierungselemente in der Schmelzraupe. Beispielsweise wurde in einer mit ca. 15 Gew.-% Co laserlegierten Spur eine Zusammensetzung von 0, 61 Gew.-% C, 3, 6 Gew.-% Cr, 4, 8 Gew.-% W, 4, 3 Gew. -% Mo, 1, 5 Gew. -% V, 15, 7 Gew. -% Co, Rest Fe ermittelt.
Zunehmende Gehalte an rein metallischen Zusätzen führen durch den Verdünnungseffekt zu einer Verringerung des Hartstoffgehaltes.
Die Kühlrate der Schmelze betrug vor und bei der Erstarrung ca. 2. 103 bis 2. 104 K/sec, die Kühlrate nach der Erstarrung bewegte sich etwa zwischen 10 und 103 K/sec. Das Gefüge besteht aus Dendriten mit einer mittleren Dendritenarmgrösse von ca. 2 bis 4 um und einer geringen Menge dazwischen liegendem Eutektikum, das beim lediglich umgeschmolzenen S-6-5-2 (ohne Kobalt) oder bei niedrigen Co-Gehalten bevorzugt in Form von Platten zwischen Dendritenarmen liegt, Bild 1. 1. Die zumindest teilweise Belegung der Dendritenarmgrenzen mit Karbiden bewirkt eine gewisse Rissanfälligkeit.
Das zulegierte Kobalt führt zu einer Veränderung der Morphologie des Eutektikums von Karbidplatten ohne und bei wenig Kobalt zu isolierten kugelförmigen Karbiden bei den höheren Kobaltgehalten, Bild 1. 2, verbunden mit einer Zähigkeitssteigerung.
Die Härte der mit Kobalt laserlegierten Spuren betrug ca. 58 bis 63 HRC Im erstarrten Zustand.
Mehrmaliges Anlassen ermöglichte eine Härtesteigerung auf ca. 65 bis 67 HRC. Durch das Anlassen ändert sich jedoch die Morphologie des Eutektikums nicht, es ist damit lediglich eine Reduktion des Restaustenit- gehaltes und die Ausscheidung feinster Karbide in Austenit und Martensit verbunden.
Ein Härten nach dem Laserlegieren bewirkt einerseits eine Einformung allfällig vorhandener linien- oder plattenförmiger Karbide und eine Vergröberung, andererseits scheiden sich auch innerhalb der Dendriten kleine Karbide aus, verbunden mit der Entsättigung der infolge der raschen Erstarrung übersättigten Kristalle, Bild 1. 3.
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Die Karbide Im erstarrten Zustand lagen vorwiegend als MGC, M2C und MC und nach dem Härten vorwiegend als MeC und MC vor.
Beispiel 2 :
Unter Einschaltung der Verfahrensparameter gemäss Beispiel 1 wurde ein Fräser gefertigt.
Schritt 1 : Vordrehen eines Fräserrohlings aus einem weichgeglühten Rundmaterial aus S-6-5-2 gemäss
Beispiel 1 ;
Schritt 2 : Laserlegieren des Rohlings ohne Vor-oder Nachwärmung ;
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niedrigeren Temperaturen günstiger. Die Härte der 2 h geglühten Spuren lag unter 42 HRC, so dass eine brauchbare Zerspanbarkeit gegeben war ;
Schritt 4 : Fräsen der Konturen des Fräsers ;
Schritt 5 : Härten des laserlegierten Fräsers im Vakuumofen unter für S-6-5-2 üblichen Bedingungen ;
Schritt 6 : Zweimaliges Anlassen des laserlegierten und gehärteten Fräsers im Temperaturbereich von
520 bis 570. C ;
Schritt 7 : Nachschleifen der Schneidkanten (kann auch entfallen).
Das Gefüge der laserlegierten Spuren im Einsatzzustand bestand aus feinen kugelförmigen Karbiden von ca. 0, 3 bis 1 um Durchmesser zwischen den ehemaligen Dendritenarmen und noch feineren kugelförmigen Karbiden von zumeist weniger als 0. 5 um Durchmesser Innerhalb der Dendritenarme.
Während beim S-6-5-2 die Maximalhärte ca. 67 HRC beträgt, lassen sich beim mit Kobalt laserlegiertem Material Härten bis 68, 5 HRC erzielen.
Mit den laserlegierten Fräsern wurden auch Zerspanungsversuche durchgeführt, die eine Lebendauersteigerung bis 100 % ergaben.
Die Konturen wurden so gefräst, dass die Schneidkanten im Bereich der laserlegierten Spuren lagen.
Bild 1. 1 : V = 3000fach Bild 1. 2 : V = 10000fach Bild 1. 3 : V = 3000fach Beispiel 3 :
Unter Einhaltung der Verfahrensparameter gemäss Beispiel 1 wurde ein Fräser gefertigt.
Schritt 1 : Vordrehen des Fräserrohlings aus weichgeglühtem Rundmaterial aus S-6-5-2 ;
Schritt 2 : Laserlegieren ohne Vor- oder Nachwärmung ;
Schritt 3 : Härten des laserlegierten Fräsers im Vakuumofen unter für S-6-5-2 üblichen Bedingungen ;
Schritt 4 : Zweimaliges Anlassen des laserlegierten und gehärteten Fräsers im Temperaturbereich von
520 bis 570'C ;
Schritt 5 : Formschleifen des Fräsers.
Die Gefüge und Eigenschaften sind praktisch gleich wie bei Beipsiel 2, insgesamt ist der Herstellungweg bei Beispiel 3 einfacher und kürzer.
Beispiel 4 :
Unter Einhaltung der Verfahrensparameter gemäss Beispiel 1 wurde ein Fräser gefertigt.
Schritt 1 : Laserlegieren eines abgelängten gehärteten Rundmaterials aus S-6-5-2 mit ca. 0, 4 mm Übermass im Durchmesser gegenüber dem fertigen Fräser. Die Oberfläche des Rundmaterials lag im sandgestrahlten Zustand vor. Die Rohlinge wurden auf ca. 500 * C vorgewärmt und nach der Laserbe- handlung nachgewärmt und langsam auf Raumtemperatur abgekühlt ;
Schritt 2 : Zweimaliges Anlassen des laserlegierten Teiles bei 520 bis 570. C ;
Schritt 3 : Formschleifen des Fräsers.
Das Gefüge besteht aus ehemaligen Dendritenarmen und dazwischenliegendem Eutektikum, das mit zunehmenden Kobaltgehalt, wie eingangs beschrieben, von plattenförmigen Karbiden zu voneinander isolierten kugelförmigen Karbiden übergeht. Der Gehalt an primären Karbiden ist durch die Übersättigung der Kristalle geringer als bei herkömmlichen Herstellungsverfahren.
Durch Anlassen lässt sich die Härte von ca. 58 bis 63 HRC im erstarrten Zustand auf ca. 68 HRC steigern.
Die Leistungssteigerung im Fräsversuch betrug bis zu 100 % gegenüber dem konventionellen S-6-5-2.
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Beispiel 5 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit einem COs-Laser unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit VC laserlegiert :
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2500 W,In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Pulverförderers VC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen. Das Vanadiumkarbidpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2250. C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch die starke Badkonvektion gut Im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter konnten Spuren mit Vanadiumgehalten bis ca. 75 Gew.-% erzeugt werden. Zur Erzeugung der höchsten VC-Gehalte war teilweise ein mehrmaliges Laserlegieren der selben Stelle und alternativ mit einem hohen Überdeckungsgrad bei überlappenden nebeneinanderliegenden Spuren erforderlich.
Insbesondere bei den höchsten V-Gehalten Ist zur Vermeidung von Rissen eine Vorwärmung auf 500 bis 700 C notwendig.
Die Dicke der Spuren lag zwischen 1, 0 und 4, 5 mm, die Breite zwischen 2, 0 und 4, 5 mm. Die Einschmelzteife nahm mit zunehmendem VC-Gehalt auf ca. 0, 1 bis 1, 0 mm ab.
Das Erstarrungsgefüge hängt stark vom VC-Gehalt und der Kühlrate ab Bei einer Kühlrate von ca. 103 bis 104 K/sec ergeben sich folgende Gefüge : Bei niedrigem V-Gehalt unter 3 Gew-% V gesamt Ist ein ähnliches Gefüge wie beim S-6-5-2 zu beobachten, es besteht aus Dendriten und dazwischenliegendem Eutektikum. Mit steigendem VC-Gehalt tendiert das Eutektium zur Ausbildung in Form isolierter Teilchen anstelle von Karbidplatten, Bild 2. 1.
Ab einem Vanadiumgehalt von ca. 5 Gew.-% gesamt beginnt neben der dendrititschen Erstarrung eine eutektische Erstarrung MC + Austenit, die zur Bildung eutektischer Zellen führt, Bild 2. 2.
Noch höherer Vanadiumgehalt von ca. 7 Gew.-% V gesamt führt zur Ausbildung vanadiumreicher primärer MC in der Schmelze, an die In weiterer Folge das MC + Austenit-Eutektikum anschliesst, Bild 2. 3.
Ab etwa 10 Gew.-% V gesamt erfolgt die MC-Ausscheidung aus der Schmelze überwiegend pnmär und nur mehr 10 geringerem Umfang eutektisch, Bild 2. 4.
V-Gehalte über ca. 15 Gew.-% führen zu einem blütenähnlichen Aussehen der Vanadiumkarbide.
Bei noch höheren V-Gehalten über etwa 20 Gew.-% kommt es zur Ausbildung von vanadiumreichen MC-Dendriten, dazwischen erfolgen noch andere eutektische Umwandlungen, allerdings in geringerem Umfang.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe des S-6-5-2 mit VC wurden Legierungen mit 6, 9 und 12 Gew.-% Vanadium ausgewählt, um daraus Versuchsfräser herzustellen.
Mit zunehmendem Vanadiumgehalt steigt die Härte der laserlegierten Spuren an, wobei im erstarrten Zustand Härten bis ca. 68 HRC bei 12 Gew.-% V gesamt erreicht wurden.
Die ermittelte Zusammensetzung einer mit ca. 12 Gew.-% V legierten Spur ergibt beispielsweise : 3, 5 Gew. -% C, 3, 5 Gew. -% Cr, 5, 3 Gew -% W, 4, 4 Gew.-% Mo, 11, 2 Gew.-% V, Rest Fe.
Die Herstellung der Versuchsfräser erfolgte analog zu den Beispielen 3 und 4.
Bei dem Fräser gemäss Beispiel 3 mit erhöhtem V-Gehalt erfolgte nach dem Laserlegieren noch ein Härten und mehrmaliges Anlassen Dabei kommt es zu einer Einformung plattenförmiger Karbide und zur Ausscheidung von Karbiden aus den übersättigten Kristallen. Die Ausscheidungen können in Form kleiner Karbide oder durch Anlagerung an bereits bestehende gröbere Karbide gebildet werden. Bei niedrigen VGehalten unter ca. 5 Gew.-% treten Karbide mit ca. 0, 3 bis 1 j. Lm Im ehemals Interdendritischen Raum und Karbide unter ca. 0, 5 um innerhalb der Dendriten auf, Bild 2. 5.
Bei höheren Gehalten zwischen ca. 5 und 10 Gew.-% Vanadium tritt eine recht gleichmässige Karbidverteilung mit Karbidgrössen von ca. 0, 5 bis 2 um auf, Bild 2.6.
V-Gehalte über ca. 10 Gew.-% bewirken auch das Auftreten gröberer Karbide über ca. 3 um durch das Vorhandensein der primären Monokarbide (MC), Bild 2. 7.
Die maximal erreichten Härten betrugen ca. 69 bis 70 HRC.
Aufgrund der feinen und homogen verteilten Karbide weist das Material trotz des hohen V-Gehaltes eine ausgezeichnete Zähigkeit auf. Der hohe Karbidgehalt und der hohe V-Gehalt bewirken eine gute Verschleissbeständigkeit und Warmfestigkeit, die sich im Fräsversuch in Leistungssteigerungen um mehr als 200 % bei üblichen Schnittbedingungen niederschlagen.
Gemäss Beispiel 4 ändert sich durch mehrmaliges Anlassen die Morphologie der primären MC nicht.
Die Härte kann allerdings auf bis zu 70 HRC gesteigert werden. Dadurch, dass zum Teil noch plattenförmige Karbide vorhanden sind, ist die Zähigkeit nicht so hoch wie im nachträglich gehärteten Zustand. Trotzdem kann im Fräsversuch eine Leistungssteigerung von mehr als 100 % gegenüber dem konventionellen S-6-5-
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2 beobachtet werden.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Vanadiumgehalt: vorwiegend M6 C eutektisch + MC eutektisch - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MssC eutektisch ; Karbide nach dem Härten : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend MsC und MC - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC und MeC.
Bild 2. 1 : V = 5000 fach Bild 2. 2' V = 5000 fach Bild 2. 3 : V = 5000 fach
Bild 2. 4 : V = 5000 fach Bild 2. 5 : V = 5000 fach
Bild 2. 6 : V = 5000 fach
Bild 2. 7 : V = 5000 fach Beispiel 6 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit Hilfe eines COz-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit NbC laserlegiert.
Leistung P = 2500 W, Leistungsdichte ! =10" bis 10a W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 bis 1, 0 m/min. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Pulverförderers NbC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen. Das Niobkarbidpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2500. C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch die starke Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter konnten Spuren mit Niobgehalten bis ca. 85 Gew.-% Nb erzeugt werden.
Die Dicke der Spuren lag zwischen 1, 0 und 4, 5 mm, die Breite zwischen 2, 0 und 4, 5 mm. Die Einschmelztiefe nahm mit zunehmendem NbC-Gehalt auf ca. 0, 1 bis 1, 0 mm ab.
Das Gefüge des mit NbC laserlegierten S-6-5-2 ähnelt sehr stark jenem des mit VC laserlegierten Stahles.
Bei Niobgehalten unter 2 Gew.-% Nb tritt zwischen den Dendriten bevorzugt Eutektikum oder übersättigter Austenit auf. Eine Erhöhung des Niobgehaltes bewirkt die Ausbildung eutektischer Zellen aus NbC + li-Ferrit (Austenit). Über ca. 4 Gew.-% Nb treten zunehmend primäre niobreiche MC Kristalle auf, an die üblicherweise ein MC + a-Ferrit (Austenit)-Eutektikum ankristallisiert. Ab etwa 10 bis 12 Gew.-% Nb treten blütenähnliche Monokarbide auf, Bild 3. 1, die ab. ca. 18 Gew.-% Nb allmählich in dendritische MC übergehen, Bild 3. 2.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe des S-6-5-2 mit NbC wurde eine Versuchslegierung mit ca.
25 Gew.-% Nb ausgewählt, um daraus Proben für Abrasionstests zu fertigen. Mit Hilfe der Elektronenstrahlmikroanalyse wurde eine Spurzusammensetzung von 4, 1 Gew.-% C, 2, 9 Gew.-% Cr, 4, 4 Gew. -% W, 3, 5 Gew.-% Mo, 1, 6 Gew.-% V, 24, 5 Gew.-% Nb, Rest Fe ermittelt. Das Gefüge der Spur besteht aus knapp 30 Vol.-% niobreicher MC in dendritischer Form, zusätzlich treten geringe Mengen eutektischer Karbide auf.
Zwischen den Dendriten liegt die Stahlmatrix. Im erstarrten Zustand weist das Gefüge 62 bis 66 HRC auf.
Ein nachträgliches Härten unter für S-6-5-2 üblichen Bedingungen bewirkt eine Einformung der eutektischen Karbide, an die MC-Dendriten kristallisieren weiteres NbC und Mischkarbide an, die dendritische Gestalt der Karbide ändert sich jedoch nicht. Nach dem Härten, gefolgt von einem mehrmaligen Anlassen, werden Härten bis ca. 70 HRC erreicht.
Im Abrasionstest wurde beispielsweise eine deutlich höhere Verschleissbeständigkeitgemessen als bei einem X210 Cr12.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Niobgehalt : vorwiegend M6 C eutektisch + MC eutektisch - hoher Niobgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MsC eutektisch
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Karbide nach dem Härten : - geringer Niobgehalt : vorwiegend MeC und MC - hoher Niobgehalt : vorwiegend MC und MG C.
Bild 3. 1 : V = 5000 fach Bild 3. 2 : V = 5000 fach Bild 3. 3 : V = 1000 fach Beispiel 7 :
Ein pulvermetallurgisch hergestellter Schnellarbeitsstahl vom Typ S-11-2-5-8 mit einer Zusammensetzung von 1, 5 Gew. -% C, 4 Gew.-% Cr. 11 Gew.-% W. 2 Gew.-% Mo, 5 Gew.-% V, 8 Gew.-% Co, 0, 4 Gew.- % Si, 0, 2 Gew.-% Mn, Rest Fe und Verunreinigungen wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Bedingungen oberflächlich laser legiert : Leistung P =2500 W, Leistungsdichte 1=6. 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v =0, 2 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des Schnellarbeitsstahles wurde mit Hilfe eines Pulverförderers VC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argongasstromes eingeblasen. Die Proben wurden zur Vermeidung von Rissen auf ca. 600 C vorgewärmt.
Das VC-Pulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur etwa 2200. C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Varation der Versuchsparameter wurden Spuren mit Vanadiumgehalten bis ca. 75 Gew.-% V erzeugt.
Die Dicke der Spuren betrug ca. 1, 2 mm und die Breite ca. 2 mm, die Emschmeiztiefe nahm mit zunehmendem V-Gehalt von ca. 1, 2 mm auf ca. 0, 1 mm ab. im Unterschied zum mit VC legierten S-6-5-2 treten beim vorliegenden PM-Stahl, selbst bei geringsten VC-Zusätzen, globulitische Mischkristalle mit einem deutlich höheren Gehalt an Eutektikum auf. Mit zunehmendem VC-Gehalt kommt es analog zum S-6-5-2 zu eutektischen Zellen und danach zur Bildung primärer vanadiumreicher Mischkarbide in dendritischer Form.
Aufgrund des hohen Kohlenstoff- und Legierungselementgehaltes können hohe und höchste Karbidgehalte mittels einfacherer Verfahrenstechnik realisiert werden. Während bel niedriglegiertem Ausgangsmaterial manchmal ein mehrmaliges Laserlegieren der gleichen Stelle notwendig ist, um die gewünschten Karbidgehalte zu erzeugen, kann dies beim vorliegenden Stahl unter Umständen vermieden werden.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend MeC eutektisch + MC eutektisch - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MeC.
Karbide nach dem Härten : - geringer Vanadiumgehalt : MG C + MC - hoher Vanadiumgehalt : MC + MG C.
Beispiel 8 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit TiB2 laserlegiert : Leistung P=2500 W, Leistungsdichte 1 = 104 bis 10. 6 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 bis 1, 5 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Pulverförderers TiB2-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen. Das Titanboridpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2600 *C betrug, bei niedrigeren TiB2-Gehalten vollständig und bei hohen TiB2-Gehalten teilweise aufgelöst und durch die starke Badkonvektion gut Im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter wurden Spuren mit Titangehalten bis ca. 65 Gew.-% Ti erzeugt.
Die Dicke der erzeugten Spuren lag zwischen 1, 0 und 3, 0 mm, die Spurbreiten zwischen 2, 0 und 4, 5 mm, die Einschmelztiefe nahm mit zunehmendem TiBz-Gehalt auf ca. 0, 1 bis 1, 0 mm ab.
Das Erstarrungsgefüge hängt stark vom TiBs-Gehalt und der Kühlrate ab. Bei einer Kühlrate von ca. 103 bis 104 K/sec ergaben sich folgende Gefüge :
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Bereits bei einem niedrigen Titangehalt von ca. 1 Gew.-% Ti tntt ein Eutektikum zwischen den Dendritenarmen auf, Bild 5. 1. Die Menge des Eutektikums, in dem auch stark übersättigte Kristalle und amorphe Anteile vorkommen, nimmt mit zunehmendem Titangehalt rasch zu.
Neben dem Eutektikum entstehen teilweise primär aus der Schmelze vor einer Dendritenbildung isolierte nahezu kugelförmige Teilchen, die einen hohen Titangehalt aufweisen und überwiegend Titankarbide und Titankarbobonde sind.'
Bei einem Gehalt von ca. 5 bis 6 Gew.-% Ti besteht das Gefüge weitgehend aus primären Karboboriden und Eutektikum, Bild 5. 2.
Höhere Ti-Gehalte bewirken die Bildung primärer Titanboride und Titankarboboride aus der Schmelze.
Die Härte der mit TiB2 legierten Spuren nimmt im Erstarrungszustand mit zunehmendem Ti-Gehalt von ca. 60 HRC auf ca. 40 HRC ab und steigt dann wieder etwas an.
Zur Erzielung einer ausreichenden Arbeitshärte ist daher eine Wärmebehandlung vielfach notwendig.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe des S-6-5-2 mit TiB2 wurden Legierungen mit ca. 3 und 5
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Beim Härten erfolgt eine deutliche Gefügeänderung. Es bilden sich dabei isolierte Teilchen, die allerdings vielfach einen mehrphaseigen Aufbau aufweisen, Bild 5. 3.
Dabei kommt es zur Ausbildung von Boriden, Karbiden und Karboboriden mit unterschiedlichen Gehalten an den Legierungseiementen, die im S-6-5-2 enthalten sind. Auffallend ist, dass sich bei den Proben mit dem höheren Borgehalt insbesondere eisenreiche Boride bilden. Im nachträglich gehärteten Zustand lassen sich Härten von ca. 64 bis 66 HRC erzielen. Im Fräsversuch konnte eine Leistungssteigerung von mehr als 100 % gegenüber dem konventionellen S-6-5-2 beobachtet werden.
Erstarrungszustand : Ti (C, B) + (Fe, Ti, V, Cr)-Boride nach dem Härten : Ti (C, B) + (Fe, Ti, V, Cr, Mo, W)-Boride
Bild 5. 1 : V = 5000 fach Bild 5. 2 : V = 5000 fach
Bild 5. 3 : V = 5000 fach Beispiel 9 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit TiN laserlegiert : Leistung P=2500 W, Leistungsdichte I = 104 bis 106 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v=0, 2 bis 1, 0 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Stickstoffstromes TiN-Pulver eingeblasen. Das Titannitridpulver hat sich in der Schmelze teilweise aufgelöst und durch die Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter wurde ein Titangehalt von über 70 Gew.-% Ti ohne nennenswerte Porosität realisiert.
Während der Erstarrung bilden sich ähnliche Gefüge aus, wie beim Legieren mit thermodynamisch stabilen Karbiden. Die entstehenden Ausscheidungen während des Erstarrungsvorganges reichen von eutektischen Karbonitriden bei geringem Ti-Gehalt im interdendritischen Raum über eutektische Zellen bis hin zu primären Karbonitriden und Nitriden in dendritischer Form bei hohem Ti-Gehalt. Die Härte beträgt im laserlegierten Zustand 55 bis 67 HRC.
In Abhängigkeit vom Titangehalt lassen sich Härtewerte von 63 HRC bis über 70 HRC im nachträglich gehärteten Zustand erreichen : Erstarrungszustand : - geringer Ti-Gehalt : vorwiegend M6 C + M (C. N) - hoher Ti-Gehalt : M (N, C) eutektisch oder primär aus der Schmelze ; nach dem Härten : M (C, N) + M6 C.
Beispiel 10 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde gleichzeitig mit Co und VC unter folgenden Verfahrensparametern laserlegiert : Leistung P =2500 W, Leistungsdichte 1= (3 bis 6). 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 m/min. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit dem S-6-5-2
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wurde eine In einem Attntor gemahlene Pulvermischung aus Co (ca 20 um Korngrösse) und VC (ca. 2 um Korngrösse) eingeblasen.
Die Dicke der Spuren beträgt 0, 5 bis 1, 2 mm, die Spurbreite ca. 2 bis 3 mm, die Einschmeiztiefe nimmt mit zunehmendem Co- und VC-Gehalt auf unter 0, 1 mm ab.
Das Kobalt löst sich vollkommen in der Schmelze auf, beim VC löst sich insbesondere bel der niedrigen Leistungsdichte nur ein Teil des VC auf-die restlichen VC werden durch die Badkonvektion gleichmässig verteilt und liegen Infolge der genngen Ausgangskorngrösse nach der Erstarrung in feiner Form
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8 Gew.-%auflegiert, der Härtewerte bis ca 70 HRC erreichte.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend Ms C eutektisch + MC eutektisch - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MgC eutektisch, Karbide nach dem Härten : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend M6 C und MC . hoher Vandiumgehalt : vorwiegend MC und M6 C Beispiel 11 :
Zur Erhöhung der lokalen Verschleissbeständigkeit von Bauteilen wurde ein Einsatzstahl des Typs 16 MnCr5 mit einer Zusammensetzung von 0, 15 Gew.-% C, 0, 30 Gew.-% Si, 1,20 Gew.-% Mn, 0,95 Gew.-% Cr, Rest Fe und Verunreinigungen mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Bedingungen oberflächlich
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:m/min. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des Einsatzstahles wurde mit Hilfe eines Pulverförderers Cr23C6-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen.
Das Cr23C6-Pulver hat sich In der Schmelze, deren Temperatur etwa 2300. C betrug, vollständig aufgelöst und durch die Badkonvektion in der Schmelze gleichmässig verteilt. Durch Variation der Prozessparameter konnten Spuren mit Chromgehalten bis ca. 90 Gew.-% erzeugt werden.
Die Dicke der Spuren lag bei ca. 0, 5 bis 1, 2 mm, die Spurbreite bei ca. 1, 5 bis 2, 0 mm. Die Einschmeiztiefe nahm mit zunehmendem Chromgehalt auf ca. 0, 1 mm ab.
Das Gefüge der Schmelzraupen hängt stark vom CrCe-Gehatt und der Kühlrate ab. Dem Schmelzbad zugeführtes Chrom und Kohlenstoff werden bis zu ca. 15 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 9 Gew.-% C) nahezu vollständig In den wachsenden Kristallen gelöst. Diese Zwangslösung bleibt während der weiteren raschen Abkühlung erhalten. Das führt dazu, dass zunächst mit zunehmendem Chromgehalt und dementsprechend zunehmendem Kohlenstoffgehalt die Härte in den Spuren deutlich ansteigt-es entsteht kohlenstoffreicherer Martensit.
Über etwa 10 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 6 Gew.-% C gesamt) wird die Martensitstarttemperatur unter Raumtemperatur abgesenkt, wodurch nach dem Laserlegieren ein mit Chrom und Kohlenstoff übersättigter Austenit vorliegt, dessen Härte ca. 35 bis 40 HRC beträgt, Bild 8. 1.
Über 15 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 9 Gew.-% C gesamt) beginnt im interdendritischen Raum die Bildung eines Eutektikums, dessen Menge mit zunehmendem Chromgehalt ansteigt. Bei ca. 50 Gew.-% Chrom beträgt der Gehalt an Eutektikum ca. 60 Gew. -%, Bild 8. 2. Erst bei höchsten Chromgehalten ist eine Erstarrung über primäres Cr23C6 direkt aus der Schmelze möglich.
Beim Laserlegieren kommt es bel Kanten immer zu einer, wenn auch oft geringen, Abrundung, sodass die endgültige geometrische Form meist erst nach der Laserbehandlung erzeugt wird. Das kann durch Zerspanungsoperationen aber auch durch spanlose Formgebung erfolgen.
Insbesondere das Gefüge aus übersättigtem Austenit und eventuell geringem Gehalt an Eutektikum mit ca. 10 bis 18 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 6 bis 1, 1 Gew.-% C) weist ausgezeichnetes Kaltumformverhalten auf und lässt sich beispielsweise gut prägen. Ist die Härte von ca. 40 HRC für die Kaltumformung zu hoch oder die Umformbarkelt zu genng, so kann durch Weichglühen der Spuren bei Temperaturen um 750 C die Umformbarkeit weiter erhöht werden, die Härte sinkt dabei auf 200 bis 250 HV ab.
Durch Härten im Temperaturbereich von 900 bis 1050 C nach dem Laserlegieren und einem allfälligen Kaltumformprozess kommt es zur Ausscheidung von chrom reichen Karbiden aus den übersättigten Kristallen, wodurch die Martensitstarttemperatur ansteigt, was eine martensitische Härtung ermöglicht.
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Erzielbare Härten liegen bei ca. 63 bis 65 HRC. Die Karbidgrösse und Verteilung lässt sich über die Härtetemperatur und-dauer beeinflussen, typische Karbdigrössen liegen zwischen 0, 3 und 2, 0 um, Bild 8. 3.
Eine Härtung kann auch durch Anlassen des Austenites erfolgen. Dabei kann einerseits die Ausscheidung von feinen Karbiden, verbunden mit einem Ansteigen der Martensitstarttemperatur, erfolgen, andererseits ist insbesondere bei höheren Anlasstemperaturen auch eine Phasenumwandlung in der Perlitstufe möglich. Die beiden miteinander konkurrierenden Prozesse führen zur Einengung des Temperaturbereiches, in dem eine effiziente Härtung nur bei etwa 620. C möglich ist.
Wesentlich für die Anwendung des Laserlegierens ist die Integrierbarkeit in den Fertigungsprozess.
Von den Möglichkeiten zur Integration erscheinen folgende Varianten als besonders günstig, die an Legierungen mit einem Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% untersucht wurden :
Bild 8. 1 : V = 3000 fach Bild 8. 2 : V = 3000fach
Bild 8. 3 : V = 3000fach
Karbide im erstarrten Zustand : M7 C3 eutektisch + M23C6 eutektisch
Karbide nach dem Härten : MzaCe. +MpCs Beispiel 12 : Verschleissbeanspruchte Kante einer Führungsbahn auf einer Welle :
Schritt 1 : Vordrehen der Welle aus weichgeglühtem 16MnCr5 gemäss Beispiel 11 ;
Schritt 2 : Laserlegieren jener Stellen, an denen später die verschleissbeanspruchten Kanten liegen, auf
Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% in Form auflegierter Spuren ;
Schritt 3 :
Fertigung der Führungsbahnen durch Zerspanung, beispielsweise durch Fräsen oder Schleifen ;
Schritt 4 : Härten der Welle bei ca. 950. C und Anlassen bei 400 bis 500. C.
Die Anlasshärte der laserlegierten und nachträglich gehärteten Spur liegt bei ca. 63 bis 65 HRC, verbunden mit einer Lebensdauersteigerung gegenüber der Welle im eingesetzten Zustand.
Beispiel 13 : Verschleissbeanspruchte Kante einer Führungsbahn auf einer Welle :
Schritt 1 : Vordrehen der Welle aus weichgeglühtem 16 MnCr5 gemäss Beispiel 11 ;
Schritt 2 : Laserlegieren jener Stellen, an denen später die verschleissbeanspruchten Kanten liegen, auf
Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% in Form auflegierter Spuren ;
Schritt 3 : Abschleifen des Aufwurtes infolge des Laserlegierens ;
Schritt 4 : Prägen der Führungsbahn ;
Schritt 5 : Härten der Welle bei ca. 950 C, eventuell Anlassen bei 400 bis 500. C.
Es lassen sich ähnliche Eigenschaften wie bei Beispiel 12 erzielen. Insbesondere bei grossen Losgrössen kann die Erzeugung der geometrischen Formen nach der Laserbehandlung durch Kalt- oder Warmumformung von Vorteil sein.
Zur Verbesserung des Kaltumformverhaltens kann zwischen den Fertigungsschritten 3 und 4 eine Weichglühoperation bei ca. 750. C durchgeführt werden.
Beispiel 14 : Verschleissbeanspruchte Kanten an Vertiefungen, in denen Kugeln einrasten (für mechanische Schaltelemente) :
Verfahrensablauf analog zu Beispiel 13 mit dem Unterschied, dass keine Spuren erzeugt wurden, sondern dass die legierten Bereiche in Form von Punkten an jenen Stellen vorliegen, an denen im Einsatz die Kugeln in die Vertiefung einrasten.
Beispiel 15 :
Ein Einsatzstahl des Typs 16MnCr5 gemäss Beispiel 11 wurde mit Hilfe des WIG-Verfahrens oberflächlich legiert.
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Bei der Variante 1 wurde das Cr23C6-Pulver durch Plasmaspritzen auf die Oberfläche aufgebracht und anschliessend mit WIG umgeschmolzen. Bei Variante 2 wurde das Cr23C6 mittels einer Hilfsdüse, die seitlich angebracht wurde, und eines Argongasstromes in den Bogenbereich zugeführt.
Bei einer Leistung von 2 kW und einem Probenvorschub von 0, 2 m/min wurden ca. 1, 5 mm dicke und 3 mm breite Schmelzraupen erzeugt. Die Einschmelztiefe hat sich mit zunehmendem Cr23C6-Gehalt auf ca.
0, 3 mm reduziert.
Mit Hilfe dieses Verfahrens wurden Spuren mit Chromgehalten bis 50 Gew.-% realisiert.
Die Gefüge sind aufgrund der geringeren Kühlrate von ca. 102 bis 103 K/sec etwas gröber als bei den laserlegierten Spuren. Weiters besteht eine erhöhte Rissanfälligkeit bei den Spuren mit den höheren CrGehalten infolge des gröberen Eutektikums.
Karbide im erstarrten Zustand M7C3 eutektisch + M23C6 eutektisch
Karbide nach dem Härten M23C6 Beispiel 16 :
Bei erhöhter Anforderung an die Festigkeit des Grundmaterials Ist gegenüber Beispiel 11 die Wahl eines Vergütungsstahles mit höherem C-Gehalt notwendig. Aus diesem Grund wurde ein Vergütungsstahl vom Typ 30 CrMoV9 mit einer Zusammensetzung von 0. 31 Gew. -% C, 0, 35 Gew. -% Si, 0, 55 Gew. -% Mn, 2, 65 Gew. -% Cr, 0, 19 Gew. -% Mo und 0, 15 Gew.-% V oberflächlich mit Cr23C6 laserlegiert.
Die Einschmelztiefe, die erzeugten Chromgehalt und die Gefüge der laserlegierten Schmelzraupe sind vergleichbar dem Beispiel des Laserlegierens eines Einsatzstahles mit Cr23C6. Der Übergang zum weichen übersättigten Austenit erfolgt bel etwas geringeren Chromgehalten
An einer Versuchslegierung mit einem Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% wurde Kaltumformbarkeit durch
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Karbide nach dem Härten :
mice Beispiel 17 :
Ein Warmarbeitsstahl vom Typ X40CrMoV51 mit einer Zusammensetzung von 0. 40 Gew. -% C, 0, 95 Gew. -% Si. 0, 42 Gew. -% Mn, 5, 02 Gew. -% Cr, 1, 25 Gew.-% Mo und 0. 95 Gew.-% V wurde mit Hilfe eines Elektronenstrahles oberflächlich legiert. VC, Cr23C6 und Mischungen der beiden Karbide wurden vor der
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spritzt.
Anschliessend wurde die beschichtete Oberfläche mit dem Elektronenstrahl mit einer Leistung von 1 kW und einem Probenvorschub von v = 0, 5 bis 2, 0 m/min umgeschmolzen und damit legiert. Der Elektronenstrahl wurde mit 10 kHz t 1 mm normal zum Probenvorschub gependelt.
Die Aufschmeiztiefen belaufen sich auf ca. 1 bis 4 mm. Erzeugt wurden nach dieser Methode Spuren mit einem Vanadiumgehalt bis 10 Gew.-% und einem Chromgehalt bis ca. 15 Gew.-%.
Beim Zulegieren von VC zum X40CrMoV51 bilden sich ab einem V-Gehalt von 1, 5 Gew.-% bis 2, 0 Gew.-% eutektische Bereiche im Interdendritischen Raum. Mit zunehmendem V-Gehalt steigt die Menge an Eutektikum bis bei ca. 10 Gew.-% V primäres MC aus der Schmelze gebildet wird. Aufgrund der hohen Härten und des Eutektikums sind die Spuren rissanfällig.
Beim Zulegieren von Cr23C6 bilden sich übersättigte Mischkristalle, erst bei den höheren Chromgehalten treten nennenswerte Mengen an Eutektikum und Karbiden auf. Durch Absenkung der Martensitstarttemperatur entstehen ab ca. 5 Gew.-% zusätzlichem Chromgehalt weiche Spuren mit Härten um 40 HRC, die die Rissanfälligkeit deutlich reduzieren. Durch gleichzeitiges Legieren mit VC und Cr23C6 lassen sich rissfreie Spuren erzeugen, die aufgrund des VC-Gehaltes nach einer Wärmebehandlung eine hohe Festigkeit und insbesondere Warmfestigkeit aufweisen.
Als typische Zusammensetzung einer weichen Schicht mit pnmären Karbiden wurde mittels EDX- Analyse ermittelt : 1, 8 Gew. -% C, 0,3 Gew.-% Si, 0,4 Gew.-% Mn, 6,4 Gew.-% Cr, 5,9 Gew.-% V, 0,2 Gew.- % Mo.
Eine günstige Wärmebehandlung ist ein Härten bei 1080. C und Abschrecken in Öl oder Warmbad,
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weise als Pressdorne bewährt.
Karbide im ertarrten Zustand : M6 C eutektisch + MpCs eutektisch + MC eutektisch oder primär aus der Schmelze
Karbide nach dem Härten : MC + M6C + M23C6.
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Beispiel 18 :
Ein Stellit mit 2,6 Gew.-% C, 33,5 Gew.-% Cr, 12, 5 Gew. -% Ni, Rest Co und Verunreinigungen wurde mit Hilfe eines C02 Lasers oberflächlich unter folgenden Verfahrensbedingungen laserlegiert.
Leistung P = 2500 W, Leistungsdichte 1 6. 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des Stellites wurde mit Hilfe eines Pulverförderers VC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argongasstromes eingeblasen Das VC-Pulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2300 C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch die Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter wurden Vanadiumgehalte bis ca. 70 Gew.-% in laserlegierten Spuren realisiert.
Die Dicke der Spuren betrug ca. 1, 4 mm und die Einschmelztiefe nahm mit zunehmendem VC-Gehalt auf unter 0, 1 mm ab. Die Spurbreite lag bei ca. 2, 2 mm.
Die Kühlrate der Schmelze betrug vor und bei der Erstarrung ca. 103 bis 5. 104 KIsec, die Kühlrate danach bewegte sich etwa zwischen 10 und 103 K/sec.
Bei niedrigen Vanadiumgehalten bis ca. 2 Gew.-% V ist das Gefüge des laserlegierten Stellits ähnlich jenem des lediglich umgeschmoizenen Ste) ! its-es besteht aus kobaltreichen Mischkristallen und Karbiden sowie Eutekikum im interdendritischen Raum. Die Karbide sind vorwiegend vom Typ M7C3 und M23C6.
Mit zunehmendem V-Gehalt nimmt zunächst der Gehalt an Eutektikum zu, bis ab ca. 10 Gew.-% V primäre MC-Kristalle direkt aus der Schmelze gebildet werden. Bei noch höheren V-Gehalten von mehr als ca. 15 Gew.-% V bilden sich MC in Form von Dendriten.
Die Härte des laseriegierten Stellits liegt bei ca. 40 bis 50 HRC bei niedrigen Vanadiumgehalten und steigt auf über 60 HRC bei den hohen Vanadiumgehalten.
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The invention relates to an iron or cobalt-based alloy with 0.15 to 5.5% by weight of carbon and an additional alloy layer at least partially covering the alloy, and to a method for producing the same.
For materials that are subject to heavy loads, two conflicting properties are usually required. On the one hand, the surface, i.e. the work surface, has to be particularly hard and therefore inevitably brittle in order to avoid premature wear. In the case of metallic materials, this means that carbides, nitrides, bonds and the like are preferred on the surface layer. Like. Should be present. However, the entire workpiece should not be brittle, but should have the ability to start work without mechanical destruction.
These contradicting tasks have been tried many times by either a higher content in the outer layer by diffusing carbon, z. B. carbides was achieved, or that a multi-layer material was built. These multilayer materials can have ceramic layers, such as titanium and titanium carbide, in which case these layers not only have the task of achieving higher hardness, but also, for example, of reducing the frictional resistance between the material to be processed, in particular machined, and the cutting insert. It is also known to melt metallic layers onto a carrier material.
From EP-A 1 0 173 654 a method for connecting metallic materials or for coating valve levers is known, wherein the carrier material is melted on the surface with a laser, and coating material that has already been melted or is to be melted is applied to this. A post-heat treatment with the laser is provided to smooth the coating or weld seam.
Another method for coating a tool by means of laser beams is known from EP-A1-0 303 419. A drill bit, which is provided with hard metal inserts, is coated on its surface, with the exception of the hard metal inserts, with a powdery alloy, namely stellite powder with an organic binder. This coating is then melted by laser so that the surface has a stellite layer.
The laminated body according to the invention with an iron or cobalt-based alloy with 0, 10 to 5, 5% by weight, in particular 0, 8 to 1.2% by weight, carbon, with at least one of the iron or cobalt-based alloy, at least partially, preferably on the Work surfaces, covering metallic alloy layers with a thickness of about 0.1 mm to about 6.0 mm, in particular about 0.5 mm to 3.0 mm, which in addition to the alloy elements of the base alloy have at least a higher content of an element, in particular carbon, essentially consists in the fact that the alloy layer comprises 0.5 to 20.0% by weight, in particular 0.8 to 8.5% by weight, of carbon and at least one of the following elements:
0, 5
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de with an average grain size of 0.2 to 10.0 µm in the residual eutectic and / or as primary carbides in eutectic cells with an average grain size between 1.0 to 30.0 µm and / or as isolated primary carbides with an average grain size of 0.8 µm to 0.5 mm and that the carbon in the alloy layer is optionally at least partially replaced by boron, and this 0.1 to 25.0% by weight, in particular 1.0 to 15.0% by weight Has boron, the boron being in the form of borides, carboborides, boron nitrides and / or carbobornitrides and in that the carbon in the alloy layer is optionally at least partially replaced by nitrogen, and this is 0.1 to 15.0% by weight,
especially
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and / or carbobornitrides is present.
At the low levels of carbon, the addition of other metallic components, such as cobalt, nickel, chromium or the like, makes it particularly easy to increase the corrosion resistance. If there is a high carbon content, an alloy layer can be obtained which can have a particularly high wear resistance. In the case of an iron or cobalt-based alloy with a relatively high carbon content, such as, for example, up to 5.5% by weight, this alloy can be in the form of a body obtained by powder metallurgy, it being possible for compression to be carried out at the same time by subsequent rocking.
With a vanadium content of between 0.5 and 70.0% by weight, in particular between 5.0 and 35.0% by weight, a particularly high tempering resistance is obtained in addition to a high wear resistance. At the limits between 5.0 and 35.0% by weight, a further property variation can be achieved particularly easily by the other alloying elements.
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With a molybdenum content between 0.5 and 85.0% by weight or in particular 10.0 to 40.0% by weight, the temperature and wear resistance are particularly good, and particularly good heat and temper resistance can be achieved.
With a content of 0.5 to 85.0% by weight, in particular 10.0 to 40.0% by weight, tungsten, particularly good wear resistance can be achieved.
With a chromium content of between 0.5 and 80.0% by weight, if the chromium content is above 10.0% by weight, particularly good corrosion resistance and, at a content of over 20.0% by weight, one can additionally particularly good resistance to oxidation can be obtained. If the titanium content is between 0.5 and 70.0% by weight, if the chromium content is above 10.0% by weight, it can have particularly good corrosion resistance and at a content above 20.0% by weight. in addition, a particularly good resistance to oxidation can be obtained.
If the titanium content is between 0.5 to 70.0% by weight, in particular 3.0 to 25.0% by weight, the wear resistance increases, so that an alloy is given which has particularly good properties against abrasive stress having.
With a content between 0.5 to 80.0% by weight, in particular 3.0 to 30.0% by weight, of one or a mixture of niobium, hafnium, tantalum and zircon, a particularly wear-resistant alloy, such as they are required, for example, in cutting tools, such as cutting inserts, drills or the like.
These carbides are predominantly in the form of MC, M2C, M23C, MeC and / or M7C3 as primary carbides with an average grain size of 0.2 to 10 .mu.m in the residual eutectic and / or as Pnmarcar.
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Primary carbides with an average grain size of 0.8 to 0.5 mm before.
Due to the fact that the alloy layer on the carrier alloy has an alloy composition that differs from this only by an additional content of further alloy elements or alloy elements already present in the carrier alloy, there is no discrete alloy layer on the carrier alloy, but rather in the basic matrix Carrier alloy cooperates various additional alloy elements, whereby a high identity of the properties of the two alloys, such as thermal expansion and. Like. Can be given, so that a separation of the two layers from each other can be avoided particularly effectively.
If the carbon in the alloy layer is, at least partially, replaced by boron and this has 0.1 to 25.0% by weight, in particular 1.0 to 15.0% by weight. Boron, so a material can be obtained that was completely unknown as a coating or had such properties as an independent alloy that no working tools could be formed from it, due to the low hot formability. The boron is present in the form of borides, carboborides, boron nitrides and / or carbobornitrides.
Is the carbon in the alloy layer at least partially replaced by nitrogen and has this
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in the form of nitrides, carbonitrides, boron nitrides and / or carbobornitrides, there is an alloy layer with particularly high hardness, particularly high wear resistance and particularly high heat resistance. The nitrogen can be introduced into the upper alloy layer, for example, by getter materials, but also by working in a nitrogen atmosphere, in particular under pressure.
If getter metals such as titanium, vanadium, niobium, zirconium or the like are introduced into the uppermost alloy layer, the nitrogen is chemically bound within the melt, so that the nitrogen content is not dependent on the solubility of the same in the melt.
If the iron-based alloy has a content of 3.0 to 90.0% by weight, in particular 5.0 to 15.0% by weight, of cobalt in its alloy layer, the heat resistance can be increased in a particularly simple manner, as a result of which the Cutting performance and also the cutting speeds can be increased particularly easily.
The method according to the invention for producing a laminated body with an iron or cobalt-based alloy, wherein a layer of a carrier alloy made of an iron or cobalt-based alloy is melted, and additional and / or further alloy elements are cooperated with it, consists essentially in that the alloy components, e.g. B.
Master alloys, powder mixtures and. The like., In particular alloy elements, to which are applied in a layer thickness of at least 0.1 mm, preferably 0.5 mm, melted alloy surface layer which is heated to at least 1800'C, in particular 2000 to 3000'C, and that the melt 102 to 105 K / sec, in particular 103 to 104 K / sec, is cooled and the solidified melt is cooled to about 400'C with 10 to 104 K / sec and that the alloy layer is plastically deformed together with the iron and / or cobalt-based alloy and / or is heat treated.
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With such a method it is achieved that on the one hand alloy components can be absorbed into the surface layer in a previously unknown high concentration, while at the same time through the targeted, delayed cooling rate of the melt, for example due to an extremely slow speed of the laser beam over the alloy during melting or the like can be achieved, and the subsequent also relatively slow cooling rate of the solidifying melt eliminates the carbides, nitrides, borides and the like.
Like., Is made possible, due to this cooling rate, the predetermined grain sizes can be maintained, and the high cooling rate of the solidified melt further eliminations from the solid state or diffusion-related conversions are avoided as far as possible. The specified grain sizes of the primary carbides, nitrides and borides allow an almost geometrically identical stacking at higher concentrations with thin alloy layers in between, so that high breaking strengths, hot hardness and wear resistance can be achieved.
At lower levels, the notch effects are kept lower on the one hand and the crystal sizes on the other hand. as they are not available in powder metallurgy. because powders cool down relatively quickly, high wear resistance is achieved.
Furthermore, it can be pointed out that in some processes (lasers with laser-induced plasma, plasma jets, TIG arc, etc.) the temperatures above the melt pool are often significantly higher than in the melt pool itself. This is particularly advantageous when additives are dissolved in the bath should. As they pass through this zone, they are heated to a high temperature, partially or completely melted or even evaporated, which promotes their dissolution in the melt.
In order to ensure that a solid, uniform solidification structure is formed during solidification, two process variants are particularly suitable: a) Extensive dissolution of the additives in the melt pool: the high melting temperature favors the melting of the additives and also allows them to be kept in solution, even chemically more stable
Connections such as B. certain carbides, nitrides, borides etc., the solubility product of which often rises sharply with increasing temperature.
The resolution is fundamentally promoted by convection in the molten pool, which often depends on temperature gradients in the melt and can therefore be influenced via the process parameters. In electrical processes, convection is additionally influenced via electro-dynamic forces. b) Uniform fine solidification structures can also occur if the additives are not or only partially dissolved. However, this only applies if the additives are very fine-grained and in a narrow size range. Problems may arise with the feeding of very fine particles, which are caused by embedding the small particles in a binding material (e.g.
Grinding hard materials with
Metal powders in the attritor) can be bypassed, which creates easily conveyable larger particles that dissolve well in the melt.
After the energy source, which moves at a certain speed v relative to the component over its surface, has passed, the heat is rapidly removed from the molten area by heat conduction into the colder component interior. The cooling rates that occur with which the melt cools or with which the melt solidifies depend on the thermal material properties and the process parameters. This largely closes the window between conventional melt metallurgical and powder metallurgical processes.
The main effects of the defined solidification are:
Structure refinement, supersaturation of the mixed crystals, strong influence on size and
Morphology of intermetallic phases.
The structure refinement has a positive effect, especially in the case of mechanically and cyclically thermally stressed parts, by avoiding rough phases that reduce toughness.
The supersaturation of the crystals causes imbalances that are not possible at low cooling rates. In particular for materials with allotropic transformations, the transition temperatures shift due to different solution states of the crystals, for example, the martensite start temperature can also be changed significantly. Through a suitable choice of alloy composition and cooling rate, the hardness of the melt beads can be changed over a wide range (from approx. 250 to 950 HV) as a result of these effects.
A suitable choice of chemical composition and a coordinated process technology allows the production of soft melt beads, which can even be subjected to cold forming. Subsequent hardening leads to desaturation of the supersaturated mixed crystals, combined with the formation of intermetallic phases and an increase in the martensite start temperature.
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Rapid cooling after solidification is also essential, as a result of which diffusion-controlled phase conversions can be largely avoided.
Of particular importance for the solidification structure of the caterpillars is that the size and morphology of intermetallic phases depend particularly strongly on the chemical composition and the solidification conditions. At cooling rates above 106 to 107 K / sec, intermetallic phases which have been precipitated directly from the melt are largely suppressed, whereas intermetallic phases in eutectics frequently occur, albeit in a reduced amount. At cooling rates below 10 'to 102 K / sec, intermetallic phases separated directly from the melt often grow into large particles which make the material unusable for many applications.
In the cooling rate range from 102 to 105 K / sec. which is covered in particular in the surface processes mentioned, structures, ranging from dynamic solidification in eutectic cells to primary separation of intermetallic phases from the melt, are achieved by coordinating composition and solidification parameters by means of defined solidification. In conjunction with the high melting temperatures mentioned at the outset, the process thus allows the production of fine structures with chemical compositions which allow significantly higher contents of intermetallic phases and the elements forming these phases.
The interesting cooling rate range of approx. 102 to 105 K / sec can be covered by selecting the appropriate process parameters for the specified processes. This opens up completely new possibilities in terms of structural design and properties.
Another characteristic is that the microstructures produced on the surface can be subjected to almost any heat treatment. For example, soft annealing or hardening can be carried out, or annealing to de-saturate the supersaturated crystals or heating to relax
The following changes can occur: change in the morphology of intermetallic phases, change in the content of intermetallic phases,
Formation of precipitates in the supersaturated crystals,
Reduction of supersaturation,
Change in transition temperatures (e.g. Ms) and decrease in
Tensions in and around the melt bead (s).
If an energy density of between 103 and 5 x 106 watts / cm is melted and the melt is applied, the alloy can be melted particularly rapidly on the one hand, so that the heat input to the layers underneath can be kept particularly low, while on the other hand the alloy evaporates or even individual alloy elements is not yet caused. Such energy densities can be achieved, for example, by means of electron beams, laser beams, plasma beams, tungsten inert gas welding.
If the iron or cobalt-based alloy is heated before melting, in particular heated up to approx. 700 ° C., stress build-up between the base alloy and the alloy layer applied according to the invention can be avoided in a particularly effective manner. Furthermore, the cooling rate of the solidified melt can be controlled particularly simply by specifically heating the alloy.
If the iron or cobalt-based alloy is heated to the temperature of the solidified melt after the melt has solidified, and if these are then cooled together, if necessary immediately, or kept at the same temperature, this heat treatment can be used to control the stress balance in a particularly favorable manner and for any length of time or can be achieved for phase transformations.
The structure of the alloys obtained in this way can, with a corresponding content of alloying elements, also be tempered to remove secondary hardness carbides, borides, nitrides and the like. Like. Be achieved. It can also be achieved that the martensite start temperature is raised by the elimination of phases rich in alloy elements, at the same time a transformation hardening occurs during cooling.
Depending on the hardening temperature, a change in the morphology of the primary crystals and, what is particularly important, desaturation of the supersaturated mixed crystals can be achieved during hardening, as a result of which the ability for secondary hardenability and the hardness to crack can be increased.
By annealing the iron or cobalt-based alloy with the alloy layer, the alloy together with its layer can be supplied with better plastic cold formability and machinability. The tool thus obtained or the like is then returned to the desired properties, e.g. B. wear-resistant. Like., Transferred.
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Since an increase in volume is caused by the introduction of further layering elements into the melt and at the same time a rounding of edges, for example future cutting edges and the like. Like., Forcibly occurs, can be caused by a subsequent plastic deformation, especially when approaching
Room temperature, a final shaping take place. The plastic deformability can be increased particularly simply by alloying elements, such as chromium and carbon, lowering the martensite transformation temperature below room temperature, thus providing a structure that permits plastic transformation at room temperature.
A targeted form of heat treatment of the already solidified melt can take place in that, in addition to the solidified melt, the laser beam diode again. Like. Is carried out, the alloying can also take place. It is also conceivable that several layers can be built up one above the other with a gradient on the alloy elements.
In order to achieve a particularly high homogeneous composition within the solidified melt, the energy supply can be pulsed regularly or irregularly, as a result of which a particularly turbulent convention in the melt pool and thus extreme mixing can be achieved.
The invention is explained in more detail below on the basis of the examples. Example 1:
A high-speed steel of type S-6-5-2 with a composition of 0.85% by weight C, 4.1% by weight Cr, 5.9% by weight W, 5.1% by weight Mo , 1.9% by weight of V, 0.4% by weight of Si, 0.2% by weight of Mn, remainder Fe and impurities were superficially laser alloyed with the aid of a CO 2 laser under the following process conditions. : Power P = 2500 W, power density 1 = 6x 104 W / cm2, feed speed v = 0.2 min. Cobalt powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the S-6-5-2 part with the aid of a powder conveyor with the aid of an argon gas stream.
The cobalt powder dissolved in the melt, the temperature of which was around 2200 C, and was so well distributed in the melt bath by the bath convection that the differences in local cobalt content measurements were in the range of the analysis accuracy of the analysis system used (electron beam microanalysis with EDS).
By varying the process parameters, traces with cobalt contents of up to approx. 95% by weight Co were generated.
The thickness of the traces was approx. 1.2 to 1.5 mm and the meltdown! ztiefe decreased with increasing cobalt content from approx. 1.2 mm at low cobalt contents to below 0.1 mm at the highest cobalt contents. The track width was approximately 2 to 2.2 mm in all cases.
Only cobalt contents of 5, 10 and 15% by weight were selected from the almost any alloy series of high-speed steel alloyed with cobalt for the production of test tools. The addition of cobalt dilutes the alloying elements in the melt bead. For example, in a track laser-alloyed with approximately 15% by weight Co, a composition of 0.61% by weight C, 3.6% by weight Cr, 4.8% by weight W, 4.3% by weight was found. -% Mo, 1, 5 wt.% V, 15, 7 wt.% Co, rest Fe determined.
Increasing levels of purely metallic additives lead to a reduction in the hard material content due to the dilution effect.
The cooling rate of the melt was approximately 2. 103 to 2. 104 K / sec before and during solidification, the cooling rate after solidification was approximately between 10 and 103 K / sec. The structure consists of dendrites with an average dendrite arm size of approx. 2 to 4 µm and a small amount of eutectic in between, which is preferred in the form of plates with the merely remelted S-6-5-2 (without cobalt) or with low Co contents lies between dendrite arms, Figure 1. 1. The at least partial covering of the dendrite arm limits with carbides causes a certain susceptibility to cracking.
The alloyed cobalt leads to a change in the morphology of the eutectic of carbide plates without and with little cobalt to isolated spherical carbides at the higher cobalt contents, Figure 1.2, combined with an increase in toughness.
The hardness of the traces laser-alloyed with cobalt was approx. 58 to 63 HRC in the solidified state.
Repeated tempering allowed the hardness to increase to around 65 to 67 HRC. Tempering, however, does not change the morphology of the eutectic, it merely involves a reduction in the residual austenite content and the elimination of the finest carbides in austenite and martensite.
Hardening after laser alloying on the one hand causes any existing line or plate-shaped carbides to be molded in and coarsening, on the other hand small carbides also separate out within the dendrites, combined with the desaturation of the crystals that are oversaturated as a result of the rapid solidification, Figure 1. 3.
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The carbides in the solidified state existed predominantly as MGC, M2C and MC and after hardening predominantly as MeC and MC.
Example 2:
A milling cutter was produced by switching on the process parameters according to Example 1.
Step 1: Pre-turning a milling cutter blank from a soft annealed round material made from S-6-5-2 according to
Example 1 ;
Step 2: laser alloying the blank without preheating or post-heating;
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lower temperatures cheaper. The hardness of the traces annealed for 2 hours was below 42 HRC, so that usable machinability was given;
Step 4: milling the contours of the milling cutter;
Step 5: hardening the laser-alloyed milling cutter in a vacuum oven under conditions customary for S-6-5-2;
Step 6: tempering the laser alloyed and hardened cutter twice in the temperature range of
520 to 570. C;
Step 7: Regrinding the cutting edges (can also be omitted).
The structure of the laser-alloyed traces in use consisted of fine spherical carbides of approximately 0.3 to 1 µm in diameter between the former dendrite arms and even finer spherical carbides of mostly less than 0.5 µm in diameter within the dendrite arms.
While the maximum hardness of the S-6-5-2 is approx. 67 HRC, hardnesses of up to 68.5 HRC can be achieved with the cobalt laser-alloyed material.
Cutting tests were also carried out with the laser-alloyed milling cutters, which resulted in an increase in the service life of up to 100%.
The contours were milled so that the cutting edges were in the area of the laser-alloyed tracks.
Figure 1. 1: V = 3000 times Figure 1. 2: V = 10000 times Figure 1. 3: V = 3000 times Example 3:
A milling cutter was manufactured in compliance with the process parameters according to Example 1.
Step 1: pre-turning the milling cutter blank made of soft annealed round material made of S-6-5-2;
Step 2: laser alloying without preheating or post-heating;
Step 3: hardening the laser-alloyed milling cutter in a vacuum oven under conditions customary for S-6-5-2;
Step 4: temper the laser-alloyed and hardened milling cutter twice in the temperature range of
520 to 570'C;
Step 5: shape grinding the router.
The structure and properties are practically the same as in Example 2, overall the manufacturing route in Example 3 is simpler and shorter.
Example 4:
A milling cutter was manufactured in compliance with the process parameters according to Example 1.
Step 1: Laser alloying a cut hardened round material made of S-6-5-2 with approx. 0.4 mm oversize compared to the finished milling cutter. The surface of the round material was sandblasted. The blanks were preheated to approx. 500 * C and after the laser treatment they were warmed up and slowly cooled to room temperature;
Step 2: tempering the laser alloyed part twice at 520 to 570 ° C;
Step 3: shape grinding the router.
The structure consists of former dendrite arms and an eutectic in between, which changes with increasing cobalt content, as described at the beginning, from plate-shaped carbides to isolated spherical carbides. The content of primary carbides is lower than in conventional manufacturing processes due to the supersaturation of the crystals.
Tempering can increase the hardness from approx. 58 to 63 HRC in the solidified state to approx. 68 HRC.
The performance increase in the milling test was up to 100% compared to the conventional S-6-5-2.
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Example 5:
A high-speed steel of type S-6-5-2 according to Example 1 was laser-alloyed superficially with VC using a COs laser under the following process conditions:
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2500 W, VC powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the S-6-5-2 using a powder conveyor with the help of an argon flow. The vanadium carbide powder has almost completely dissolved in the melt, the temperature of which was above 2250 ° C., and was well distributed in the melt pool due to the strong bath convection.
By varying the process parameters, traces with vanadium contents of up to approx. 75% by weight could be generated. In order to generate the highest VC contents, it was sometimes necessary to laser alloy several times at the same point and alternatively with a high degree of coverage with overlapping adjacent tracks.
Especially at the highest V contents, preheating to 500 to 700 C is necessary to avoid cracks.
The thickness of the tracks was between 1.0 and 4.5 mm, the width between 2.0 and 4.5 mm. The melting melt decreased with increasing VC content to approx. 0.1 to 1.0 mm.
The solidification structure strongly depends on the VC content and the cooling rate. With a cooling rate of approx. 103 to 104 K / sec, the following structures result: With a low V content below 3% by weight V total, the structure is similar to that of the S-6 -5-2 to observe, it consists of dendrites and an eutectic in between. With increasing VC content, the eutectium tends to form in the form of isolated particles instead of carbide plates, Figure 2. 1.
From a total vanadium content of approx. 5% by weight, in addition to dendritic solidification, eutectic solidification MC + austenite begins, which leads to the formation of eutectic cells, Figure 2. 2.
An even higher vanadium content of approx. 7% by weight V total leads to the formation of primary MC rich in vanadium in the melt, to which the MC + austenite eutectic is subsequently connected, Figure 2. 3.
From about 10% by weight V total, the MC excretion from the melt is predominantly pnmar and only 10 to a lesser extent eutectic, Figure 2. 4.
V contents above approx. 15% by weight lead to a flower-like appearance of the vanadium carbides.
At even higher V contents above about 20% by weight, vanadium-rich MC dendrites are formed, in between there are other eutectic conversions, albeit to a lesser extent.
Alloys with 6, 9 and 12 wt .-% vanadium were selected from the almost any alloy series of the S-6-5-2 with VC in order to produce test cutters.
As the vanadium content increases, the hardness of the laser-alloyed traces increases, whereby in the solidified state hardnesses of up to approx. 68 HRC at 12% by weight V total have been achieved.
The determined composition of a trace alloyed with approximately 12% by weight of V yields, for example: 3.5% by weight of C, 3.5% by weight of Cr, 5.3% by weight of W, 4.4% by weight % Mo, 11.2% by weight V, balance Fe.
The test cutters were produced analogously to Examples 3 and 4.
In the milling cutter according to Example 3 with an increased V content, hardening and repeated tempering took place after the laser alloying. Plate-shaped carbides are molded in and carbides are separated from the supersaturated crystals. The precipitates can be formed in the form of small carbides or by being deposited on existing coarse carbides. At low V contents below approx. 5% by weight, carbides occur at approx. 0.3 to 1 j. Lm in the formerly interdendritic space and carbides below approx. 0.5 µm within the dendrites, Figure 2. 5.
At higher contents between approx. 5 and 10% by weight vanadium, a fairly uniform carbide distribution with carbide sizes of approx. 0.5 to 2 µm occurs, Figure 2.6.
V contents above approx. 10% by weight also result in the appearance of coarser carbides above approx. 3 µm due to the presence of the primary monocarbides (MC), Figure 2. 7.
The maximum hardness achieved was approximately 69 to 70 HRC.
Due to the fine and homogeneously distributed carbides, the material has excellent toughness despite the high V content. The high carbide content and the high V content result in good wear resistance and heat resistance, which is reflected in the milling test in performance increases of more than 200% under normal cutting conditions.
According to Example 4, the morphology of the primary MC does not change by repeated tempering.
However, the hardness can be increased up to 70 HRC. The fact that plate-shaped carbides are still present in some cases means that the toughness is not as high as in the subsequently hardened state. Nevertheless, a performance increase of more than 100% compared to the conventional S-6-5-
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2 are observed.
Carbides in the solidified state: - low vanadium content: predominantly M6 C eutectic + MC eutectic - high vanadium content: predominantly MC eutectic or primarily from the melt + MssC eutectic; Carbides after hardening: - low vanadium content: predominantly MsC and MC - high vanadium content: predominantly MC and MeC.
Figure 2. 1: V = 5000 times Figure 2. 2 'V = 5000 times Figure 2. 3: V = 5000 times
Figure 2. 4: V = 5000 times Figure 2. 5: V = 5000 times
Figure 2. 6: V = 5000 times
Figure 2. 7: V = 5000 times Example 6:
A high-speed steel of the type S-6-5-2 according to Example 1 was surface-alloyed with NbC using a COz laser under the following process conditions.
Power P = 2500 W, power density! = 10 "to 10a W / cm2, feed speed v = 0.2 to 1.0 m / min. In the interaction area of the laser beam with the surface of the S-6-5-2, NbC powder was used with the aid of a powder conveyor The niobium carbide powder has almost completely dissolved in the melt, the temperature of which was above 2500 ° C., and was well distributed in the weld pool due to the strong bath convection.
By varying the process parameters, traces with niobium contents of up to approx. 85% by weight Nb could be generated.
The thickness of the tracks was between 1.0 and 4.5 mm, the width between 2.0 and 4.5 mm. The melting depth decreased with increasing NbC content to approx. 0.1 to 1.0 mm.
The structure of the NbC laser-alloyed S-6-5-2 is very similar to that of the VC laser-alloyed steel.
At niobium contents below 2% by weight of Nb, eutectic or supersaturated austenite preferably occurs between the dendrites. An increase in the niobium content causes the formation of eutectic cells from NbC + li-ferrite (austenite). Above about 4% by weight of Nb, primary niobium-rich MC crystals increasingly appear, to which a MC + a ferrite (austenite) eutectic usually crystallizes. From about 10 to 12% by weight of Nb, flower-like monocarbides appear, Figure 3.1. approx. 18% by weight of Nb gradually change into dendritic MC, Figure 3. 2.
An experimental alloy with approx.
25% by weight of Nb was selected in order to produce samples for abrasion tests. With the help of electron beam microanalysis, a track composition of 4.1% by weight C, 2.9% by weight Cr, 4.4% by weight W, 3.5% by weight Mo, 1.6% by weight was found. % V, 24.5% by weight Nb, balance Fe determined. The structure of the track consists of almost 30 vol .-% niobium-rich MC in dendritic form, in addition, small amounts of eutectic carbides occur.
The steel matrix lies between the dendrites. In the solidified state, the structure has 62 to 66 HRC.
Subsequent hardening under conditions customary for S-6-5-2 causes the eutectic carbides to be molded in, further NbC and mixed carbides crystallize on the MC dendrites, but the dendritic shape of the carbides does not change. After hardening, followed by repeated tempering, hardening up to approx. 70 HRC is achieved.
In the abrasion test, for example, a significantly higher wear resistance was measured than with an X210 Cr12.
Carbides in the solidified state: - low niobium content: predominantly M6 C eutectic + MC eutectic - high niobium content: predominantly MC eutectic or primarily from the melt + MsC eutectic
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Carbides after hardening: - low niobium content: predominantly MeC and MC - high niobium content: predominantly MC and MG C.
Figure 3. 1: V = 5000 times Figure 3. 2: V = 5000 times Figure 3. 3: V = 1000 times Example 7:
A powder metallurgically manufactured high-speed steel of the type S-11-2-5-8 with a composition of 1.5% by weight C, 4% by weight Cr. 11% by weight W. 2% by weight Mo, 5% by weight V, 8% by weight Co, 0.4% by weight Si, 0.2% by weight Mn, balance Fe and impurities was superficially laser alloyed using a C02 laser under the following conditions: power P = 2500 W, power density 1 = 6. 104 W / cm2, feed speed v = 0.2 m / min.
VC powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the high-speed steel with the aid of a powder conveyor with the aid of an argon gas stream. The samples were preheated to approx. 600 C to avoid cracks.
The VC powder has almost completely dissolved in the melt, the temperature of which was about 2200 ° C., and was well distributed in the weld pool by bath convection.
By varying the test parameters, traces with vanadium contents of up to approx. 75% by weight V were generated.
The thickness of the tracks was approx. 1.2 mm and the width was approx. 2 mm, the melting depth decreased with increasing V content from approx. 1.2 mm to approx. 0.1 mm. in contrast to the S-6-5-2 alloyed with VC, globulitic mixed crystals with a significantly higher eutectic content occur in the present PM steel, even with the slightest addition of VC. With increasing VC content, analogous to S-6-5-2, eutectic cells and then the formation of primary vanadium-rich mixed carbides in dendritic form occur.
Due to the high carbon and alloy element content, high and highest carbide contents can be achieved using simple process technology. While low-alloy starting materials sometimes require multiple laser alloys at the same location to produce the desired carbide levels, this can be avoided in the present steel.
Carbides in the solidified state: - low vanadium content: predominantly MeC eutectic + MC eutectic - high vanadium content: predominantly MC eutectic or primarily from the melt + MeC.
Carbides after hardening: - low vanadium content: MG C + MC - high vanadium content: MC + MG C.
Example 8:
A high-speed steel of type S-6-5-2 according to Example 1 was laser-alloyed superficially with TiB2 using the C02 laser under the following process conditions: power P = 2500 W, power density 1 = 104 to 10.6 W / cm2, feed speed v = 0.2 to 1.5 m / min.
TiB2 powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the S-6-5-2 with the aid of a powder conveyor with the aid of an argon flow. The titanium boride powder has completely dissolved in the melt, the temperature of which was more than 2600 * C, at lower TiB2 contents and partially at high TiB2 contents, and was well distributed in the weld pool due to the strong bath convection.
By varying the process parameters, traces with titanium contents up to approx. 65 wt.% Ti were generated.
The thickness of the tracks produced was between 1.0 and 3.0 mm, the track widths between 2.0 and 4.5 mm, and the melting depth decreased with increasing TiBz content to approximately 0.1 to 1.0 mm.
The solidification structure strongly depends on the TiBs content and the cooling rate. With a cooling rate of approx. 103 to 104 K / sec, the following structures resulted:
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Even at a low titanium content of approx. 1% by weight, a eutectic appears between the dendrite arms, Figure 5. 1. The amount of eutectic, which also contains highly supersaturated crystals and amorphous components, increases rapidly with increasing titanium content.
In addition to the eutectic, almost spherical particles isolated from the melt prior to dendrite formation, which have a high titanium content and are predominantly titanium carbides and titanium carbon bonds. '
With a content of approx. 5 to 6% by weight of Ti, the structure consists largely of primary carboborides and eutectic, Figure 5. 2.
Higher Ti contents cause the formation of primary titanium borides and titanium carboborides from the melt.
The hardness of the traces alloyed with TiB2 decreases in the solidification state with increasing Ti content from approx. 60 HRC to approx. 40 HRC and then increases again somewhat.
Heat treatment is therefore often necessary to achieve sufficient working hardness.
The almost unlimited range of alloys of the S-6-5-2 with TiB2 became alloys with approx. 3 and 5
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When hardening, there is a clear change in structure. Isolated particles are formed, which, however, often have a multi-phase structure, Figure 5. 3.
This leads to the formation of borides, carbides and carboborides with different contents of the alloying elements contained in the S-6-5-2. It is striking that in the samples with the higher boron content, particularly iron-rich borides are formed. In the subsequently hardened state, hardnesses of approx. 64 to 66 HRC can be achieved. A performance increase of more than 100% compared to the conventional S-6-5-2 was observed in the milling test.
Solidification state: Ti (C, B) + (Fe, Ti, V, Cr) boride after hardening: Ti (C, B) + (Fe, Ti, V, Cr, Mo, W) boride
Picture 5.1: V = 5000 times Picture 5.2: V = 5000 times
Figure 5.3: V = 5000 times Example 9:
A high-speed steel of type S-6-5-2 according to Example 1 was surface-alloyed with TiN using a C02 laser under the following process conditions: power P = 2500 W, power density I = 104 to 106 W / cm2, feed speed v = 0, 2 to 1.0 m / min.
TiN powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the S-6-5-2 using a stream of nitrogen. The titanium nitride powder partially dissolved in the melt and was well distributed in the weld pool by the bath convection.
By varying the process parameters, a titanium content of over 70% by weight Ti was achieved without any notable porosity.
During solidification, structures similar to those formed when alloying with thermodynamically stable carbides are formed. The precipitations that occur during the solidification process range from eutectic carbonitrides with a low Ti content in the interdendritic space to eutectic cells to primary carbonitrides and nitrides in dendritic form with a high Ti content. The hardness in the laser-alloyed state is 55 to 67 HRC.
Depending on the titanium content, hardness values from 63 HRC to over 70 HRC can be achieved in the subsequently hardened state: Solidification state: - low Ti content: predominantly M6 C + M (C. N) - high Ti content: M (N, C) eutectic or primarily from the melt; after hardening: M (C, N) + M6 C.
Example 10:
A high-speed steel of type S-6-5-2 according to Example 1 was laser alloyed simultaneously with Co and VC using the following process parameters: power P = 2500 W, power density 1 = (3 to 6). 104 W / cm2, feed speed v = 0.2 m / min. In the interaction area of the laser beam with the S-6-5-2
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a powder mixture of Co (approx. 20 μm grain size) and VC (approx. 2 μm grain size) ground in an Attntor was blown in.
The thickness of the tracks is 0.5 to 1.2 mm, the track width is approximately 2 to 3 mm, and the melting depth decreases with increasing Co and VC content to below 0.1 mm.
The cobalt dissolves completely in the melt, with the VC only a part of the VC dissolves, especially due to the low power density - the remaining VC are evenly distributed by the bath convection and are in fine form due to the small initial grain size after solidification
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8% by weight alloyed, the hardness values reached up to about 70 HRC.
Solidified carbides: - low vanadium content: predominantly Ms C eutectic + MC eutectic - high vanadium content: predominantly MC eutectic or primarily from the melt + MgC eutectic, carbides after hardening: - low vanadium content: predominantly M6 C and MC. high vandium content: predominantly MC and M6 C Example 11:
To increase the local wear resistance of components, a case hardening steel of the type 16 MnCr5 with a composition of 0.15% by weight C, 0.30% by weight Si, 1.20% by weight Mn, 0.95% by weight was used. -% Cr, rest Fe and impurities with the aid of a C02 laser under the following conditions superficial
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: m / min. Cr23C6 powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the case hardening steel with the aid of a powder conveyor with the aid of an argon flow.
The Cr23C6 powder has completely dissolved in the melt, the temperature of which was approximately 2300 ° C., and was evenly distributed in the melt by bath convection. By varying the process parameters, traces with chromium contents of up to approx. 90% by weight could be generated.
The thickness of the tracks was approximately 0.5 to 1.2 mm, the track width approximately 1.5 to 2.0 mm. The melting depth decreased with increasing chrome content to approx. 0.1 mm.
The structure of the melt beads depends strongly on the CrCe content and the cooling rate. Chromium and carbon supplied to the molten bath are almost completely dissolved in the growing crystals up to approximately 15% by weight of Cr (corresponding to approximately 0.9% by weight of C). This forced solution is retained during the further rapid cooling. As a result, the hardness in the traces increases significantly with increasing chromium content and correspondingly increasing carbon content - more carbon-rich martensite is formed.
The martensite start temperature is lowered below room temperature by about 10% by weight Cr (corresponding to approximately 0.6% by weight C total), which results in an austenite supersaturated with chromium and carbon, the hardness of which is approximately 35 to 40 HRC, after laser alloying , Figure 8. 1.
About 15% by weight of Cr (corresponding to approx. 0.9% by weight of total C) begins to form a eutectic in the interdendritic space, the amount of which increases with an increasing chromium content. With approx. 50 wt.% Chromium, the eutectic content is approx. 60 wt.%, Figure 8. 2. Only at the highest chromium contents can solidification via primary Cr23C6 directly from the melt be possible.
In laser alloying, there is always a rounding, albeit often slight, at the edges, so that the final geometric shape is usually only created after the laser treatment. This can be done by cutting operations but also by non-cutting shaping.
In particular, the structure of supersaturated austenite and possibly low eutectic content with approx. 10 to 18% by weight Cr (corresponding to approx. 0.6 to 1.1% by weight C) has excellent cold-forming behavior and can be embossed well, for example . If the hardness of approx. 40 HRC is too high for cold forming or the formability is too low, the formability can be further increased by soft annealing of the traces at temperatures around 750 C, the hardness will drop to 200 to 250 HV.
Hardening in the temperature range of 900 to 1050 C after laser alloying and any cold forming process result in the elimination of chromium-rich carbides from the supersaturated crystals, which increases the martensite start temperature, which enables martensitic hardening.
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Achievable hardness is around 63 to 65 HRC. The carbide size and distribution can be influenced via the hardening temperature and duration, typical carbide sizes are between 0, 3 and 2, 0 µm, Figure 8. 3.
Hardening can also be done by tempering the austenite. On the one hand, the precipitation of fine carbides, associated with an increase in the martensite start temperature, can take place, on the other hand, a phase change in the pearlite stage is possible, especially at higher tempering temperatures. The two competing processes lead to a narrowing of the temperature range in which efficient curing is only possible at around 620 ° C.
Integrability in the manufacturing process is essential for the application of laser alloying.
Of the possibilities for integration, the following variants appear to be particularly favorable, which were investigated on alloys with a chromium content of approx. 20% by weight:
Figure 8.1: V = 3000 times Figure 8.2: V = 3000 times
Fig. 8.3: V = 3000 times
Carbides in the solidified state: M7 C3 eutectic + M23C6 eutectic
Carbides after hardening: MzaCe. + MpCs Example 12: Edge of a guideway on a shaft subject to wear:
Step 1: Pre-turning the shaft from soft annealed 16MnCr5 according to Example 11;
Step 2: Laser alloy those areas where the edges subject to wear later lie
Chromium content of approx. 20% by weight in the form of alloyed traces;
Step 3 :
Manufacture of the guideways by machining, for example by milling or grinding;
Step 4: harden the shaft at approx. 950 ° C and temper it at 400 to 500 ° C.
The tempering hardness of the laser-alloyed and subsequently hardened track is approx. 63 to 65 HRC, combined with an increase in the service life compared to the shaft in use.
Example 13: Edge of a guideway on a shaft subject to wear:
Step 1: Pre-turning the shaft from soft annealed 16 MnCr5 according to Example 11;
Step 2: Laser alloy those areas where the edges subject to wear later lie
Chromium content of approx. 20% by weight in the form of alloyed traces;
Step 3: grinding off the build-up as a result of laser alloying;
Step 4: stamping the guideway;
Step 5: harden the shaft at approx. 950 C, possibly tempering at 400 to 500 C.
Properties similar to those in Example 12 can be achieved. In the case of large batch sizes in particular, the generation of the geometric shapes after the laser treatment by cold or hot forming can be advantageous.
To improve the cold forming behavior, a soft annealing operation can be carried out at approx. 750 ° C between production steps 3 and 4.
Example 14: Edges subject to wear on recesses in which balls engage (for mechanical switching elements):
Procedure analogous to Example 13, with the difference that no traces were produced, but that the alloyed areas are in the form of dots at those points at which the balls snap into the recess in use.
Example 15:
A case hardening steel of the type 16MnCr5 according to Example 11 was alloyed superficially using the TIG process.
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In variant 1, the Cr23C6 powder was applied to the surface by plasma spraying and then remelted with TIG. In variant 2, the Cr23C6 was fed into the arc area using an auxiliary nozzle that was attached to the side and an argon gas stream.
With a power of 2 kW and a sample feed of 0.2 m / min, approximately 1.5 mm thick and 3 mm wide melting beads were produced. The melting depth has increased to approx.
0.3 mm reduced.
With the help of this method, traces with chrome contents up to 50% by weight were realized.
Due to the lower cooling rate of approx. 102 to 103 K / sec, the structure is somewhat coarser than that of the laser-alloyed traces. Furthermore, there is an increased susceptibility to cracks in the tracks with the higher Cr contents due to the coarser eutectic.
Carbides in solidified state M7C3 eutectic + M23C6 eutectic
Carbides after hardening M23C6 Example 16:
If there is an increased requirement for the strength of the base material, it is necessary to select a tempering steel with a higher C content compared to Example 11. For this reason, a tempering steel of the type 30 CrMoV9 with a composition of 0. 31% by weight C, 0.35% by weight Si, 0.55% by weight Mn, 2.65% by weight Cr, 0.19% by weight of Mo and 0.15% by weight of V are laser-alloyed on the surface with Cr23C6.
The melting depth, the chromium content generated and the structure of the laser-alloyed melt bead are comparable to the example of laser alloying a case hardening steel with Cr23C6. The transition to soft supersaturated austenite takes place at slightly lower chromium levels
Cold formability was demonstrated on a test alloy with a chromium content of approx. 20% by weight
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Carbides after hardening:
mice example 17:
A hot work steel of the type X40CrMoV51 with a composition of 0. 40% by weight C, 0.95% by weight Si. 0.42% by weight of Mn, 0.02% by weight of Cr, 1.25% by weight of Mo and 0.95% by weight of V was alloyed on the surface using an electron beam. VC, Cr23C6 and mixtures of the two carbides were pre-
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splashes.
The coated surface was then remelted with the electron beam with a power of 1 kW and a sample feed rate of v = 0.5 to 2.0 m / min and thus alloyed. The electron beam was oscillated normally at 10 kHz t 1 mm to advance the sample.
The melting depths are approx. 1 to 4 mm. Traces with a vanadium content of up to 10% by weight and a chromium content of up to approx. 15% by weight were produced using this method.
When VC is alloyed with the X40CrMoV51, eutectic areas are formed in the interdendritic space from a V content of 1.5% to 2.0% by weight. With increasing V content, the amount of eutectic increases until at about 10% by weight V primary MC is formed from the melt. Due to the high hardness and the eutectic, the traces are susceptible to cracking.
When Cr23C6 is alloyed, supersaturated mixed crystals are formed; significant amounts of eutectic and carbides only appear at the higher chromium contents. By lowering the martensite start temperature, soft traces with hardness of around 40 HRC are formed from an additional chromium content of approx. 5% by weight, which significantly reduce the susceptibility to cracking. By alloying with VC and Cr23C6 at the same time, crack-free traces can be produced which, due to the VC content, have high strength and, in particular, high strength after heat treatment.
The typical composition of a soft layer with primary carbides was determined by EDX analysis: 1.8% by weight C, 0.3% by weight Si, 0.4% by weight Mn, 6.4% by weight Cr, 5.9% by weight V, 0.2% by weight Mo.
A favorable heat treatment is hardening at 1080 ° C. and quenching in oil or warm bath,
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Proven as press mandrels.
Carbides in the solidified state: M6 C eutectic + MpCs eutectic + MC eutectic or primarily from the melt
Carbides after hardening: MC + M6C + M23C6.
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Example 18:
A stellite with 2.6% by weight of C, 33.5% by weight of Cr, 12.5% by weight of Ni, the rest of Co and impurities was superficially laser alloyed with the aid of a CO 2 laser under the following process conditions.
Power P = 2500 W, power density 1 6. 104 W / cm2, feed speed v = 0.2 m / min.
VC powder was blown into the interaction area of the laser beam with the surface of the stellite with the aid of a powder conveyor with the aid of an argon gas stream. The VC powder almost completely dissolved in the melt, the temperature of which was more than 2300 C, and was good in the bath convection Melting bath distributed.
By varying the process parameters, vanadium contents of up to approx. 70% by weight were achieved in laser-alloyed traces.
The thickness of the traces was approximately 1.4 mm and the melting depth decreased to less than 0.1 mm with increasing VC content. The track width was approx. 2.2 mm.
The cooling rate of the melt before and during solidification was about 103 to 5. 104 KIsec, the cooling rate after that was about between 10 and 103 K / sec.
At low vanadium contents of up to approx. 2% by weight V, the structure of the laser alloyed stellite is similar to that of the merely remelted ste)! its-it consists of cobalt-rich mixed crystals and carbides as well as eutecum in the interdendritic space. The carbides are predominantly of the types M7C3 and M23C6.
With increasing V content, the content of eutectic initially increases until primary MC crystals are formed directly from the melt from about 10 wt.% V. At even higher V contents of more than approx. 15% by weight V, MC form in the form of dendrites.
The hardness of the laser-alloyed stellite is around 40 to 50 HRC at low vanadium contents and increases to over 60 HRC at high vanadium contents.