Rasierklinge und Verfahren zu deren Herstellung
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Rasierklinge, die eine sehr gute Korrosionsfestigkeit und eine Schneidkantenhärte von mehr als 700 VPN (Vickers Härte, Belastung 0,5 kp) aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung der Klinge.
Bisher wurden solche Klingen aus hochchromigen Stählen, die einen hohen Kohlenstoffgehalt aufweisen, hergestellt und bei Temperaturen von mehr als 10000 C gehärtet. Beispiele bekannter Stahllegierungen sind solche mit 0,9-1,25 /o Cu und 13-15 Cr, wobei der Rest im wesentlichen Eisen mit unter Umständen kleinen Zusätzen von einem oder mehreren Elementen, wie beispielsweise Mangan, Kupfer, Molybdän oder Kobalt ist. Die aus diesen Legierungen hergestellten Klingen waren in verschiedener Hinsicht nicht völlig befriedigend. Ihre Korrosionsfestigkeit ist mässig, und es tritt im Kontakt mit anderen Metallen, wie beispielsweise im Rasierapparat, merklich Korrosion auf. Ausserdem haben sie nicht die qualitativ gewünschte Kantenglätte.
Darüber hinaus besitzen diese Stähle eine begrenzte Temperaturfestigkeit, d. h. sie enthärten beim Tempern und die Härte nimmt nach dem Härten wesentlich ab, wenn sie Temperaturen über 3000 C ausgesetzt werden, wie sie beispielsweise beim Aufbringen von bestimmten Überzügen zur Verbesserung der Rasiereigenschaften erforderlich sind.
Vorteilhafte Eigenschaften der erfindungsgemässen Rasierklinge sind eine erhöhte Korrosionsbeständigkeit zusammen mit aussergewöhnlicher Kantenschärfe und Kantenglätte sowie erhöhte Temperaturfestigkeit. Durch eine besondere Warmbehandlung der erfindungsgemässen Rasierklinge kann man die Temperaturfestigkeit weiter erhöhen.
Die Zeichnung gibt in einem schematischen Diagramm den Zusammenhang zwischen den Chrom- und Kohlenstoffgehalten der erfindungsgemässen Stähle wieder.
Erfindungsgemäss bestehen die Klingen aus einem gehärteten Stahl, der eine hohe Korrosionsfestigkeit, gute Schneideeigenschaften und eine Härte über VPN 700 (Vickers-Härte, 0,5 kp Belastung) insbesondere auch nach Tempern bis auf 5000 C besitzt. Durch eine besondere Warmbehandlung kann man dem Stahl eine Härte bis zu VPN 800 und mehr nach dem Tempern geben.
Die erfindungsgemässe Rasierklinge besteht aus einem Stahl, der folgende Legierungselemente enthält:
Kohlenstoff und Chrom in Mengen, die im Bereich der Fläche A B C D E des beiliegenden Diagramms liegen; 0,70 bis 2,5 O/o Silicium; bis zu 2 O/o Mangan; 0,5 bis 2,5 O/o Molybdän oder 1,0 bis 5,0 0/0 Wolfram oder sowohl Mo als auch W in Mengen von 0,5 bis 2,5 O/o, berechnet als (Mo + /2 W), wobei ferner die Gesamtmenge an Cr+Mo+1/2 W 10 bis 15,8 O/o beträgt.
Weiterhin können folgende Legierungselemente einzeln oder zusammen anwesend sein:
Bis zu 1,5 Oio Ni, bis zu 1,5 o/o Cu und bis zu 0,5 O/o Co, wobei die Gesamtmenge von Ni, Cu und Co zusammen höchstens 1,5 O/o ist; je bis zu 2 O/o Nb, Ta und Ti; wobei die Gesamtmenge an Nb, Ta und Ti höchstens 2 /o beträgt, und je bis zu 0,5 0/0 V und Zr, wobei die Gesamtmenge von Cr, Mo, t/2 Teil W, Nb, Ta und/oder Ti, vorzugsweise bis zu 15 O/o beträgt.
In der Regel liegt diese Gesamtmenge jedoch zwischen 11-14 O/o. Ferner können bis zu 0,05 /o Bor vorliegen, da dieses Material infolge seiner kornverfeinernden Wirkung die Bearbeitungseigenschaften verbessert. Vorzugsweise sollen zusätzlich zu Cr, Mo und W keine weiteren Carbidbildner vorhanden sein. In der Regel sollte der Kohlenstoffgehalt innerhalb des engeren Bereichs von 0,60-0,75 /o liegen. Darüber hinaus sollte der Chromgehalt normalerweise innerhalb von 9-12,5 0/0, vorzugsweise 9,5-12,5 O/o gehalten werden.
Die bisher auf diesem Gebiet verwendeten Stähle sind durch eine Struktur gekennzeichnet, die eine grosse Zahl grober Carbidkörner in der Grössenordnung von 3-30 M (grösste lineare Ausdehnung) enthält. Diese Körnungen werden durch die verschiedenen Behandlungen des Stahls nur wenig beeinflusst und sind ein grosser Nachteil, da sie beim Schleifen der Schneidekante ausreissen und der Kante eine ausgefranste Kontur und Oberfläche geben. Um die Zahl der Carbidkörner in solchen Stählen zu vermindern, wurden Stähle mit 0,5-0,75 O/o C und 13-15 O/o Cr benutzt, diese Stähle haben jedoch eine begrenzte Temperaturfestigkeit. In den erfindungsgemässen Stählen ist die Menge grösserer Carbidkörner wesentlich vermindert bzw. vollständig beseitigt, wodurch eine erheblich verbesserte Qualität der Schneidekante erhalten wird.
Gleichzeitig können die Härte und andere wünschenswerte Eigenschaften in erhöhtem Ausmass beibehalten werden. Die Korro sionsfestigkeit des erfindungsgemässen Stahls im Vergleich mit für denselben Zweck verwendeten gewöhnlichen Stählen wird durch das folgende Beispiel wiedergegeben, indem A einen Stahl gemäss vorliegender Erfindung und B und C gewöhnliche Stähle sind:
C Si Mn Cr Mo Fe
A 0,66 1,15 0,48 10,9 1,12 Rest
B 0,96 0,27 1,00 13,3 - Rest
C 0,60 0,32 0,43 14,1 - Rest
Je zwei Serien der drei Stahlsorten wurden durch Erhitzen auf 10500 bzw. 11000 C und anschliessendes Tiefkühlen auf -80 C gehärtet. Im Anschluss an die Härtung erfolgte ein Tempern bei 3500 C.
Dann wurden die Korrosionsgeschwindigkeit der Stähle in 0,5 /Oiger Essigsäure bei 300 C und ihre Gleichgewichtspotentiale gegen eine Wasserstoffelektrode bestimmt. Es wurden folgende Resultate erhalten:
Gehärtet mit 10500 C Gehärtet mit 11000 C
Korrosions- Gleichgew.- Korrosions- Gleichgew. geschwindigkeit Potential geschwindigkeit Potential mm/Jahr in Volt mm/Jahr in Volt A 1,1 + 0,02 0,5 + 0,06 B 41 - 0,12 98 - 0,05 C 1,3 + 0,03 5,5 + 0,07
Gemäss der Tabelle besitzt der Stahl A eine erheblich höhere Korrosionsfestigkeit als Stahl B und ist dem Stahl C annähernd gleichwertig.
Im Vergleich mit den Stahlsorten B und C weist Stahl A den Vorteil einer höheren Ausgangshärte und wie aus dem folgenden ersichtlich wird, über die verbesserten Kanteneigenschaften hinaus eine höhere Temperaturfestigkeit auf.
Zur Erzielung einer guten Korrosionsfestigkeit zusammen mit grosser Härte, guter Temperaturfestigkeit und geringer Menge an möglichst groben Carbidkörnern ergab sich gemäss vorliegender Erfindung, dass der Stahl eine vergleichsweise kleine Menge Kohlenstoff enthalten muss, wenn die Mengen an Carbidbildnern ebenfalls sehr klein sind. In dieser Hinsicht übertrifft Stahl A die Stahls orte B. Die Menge an Kohlenstoff soll jedoch genügend hoch sein, dass die gewünschte Härte nach dem Härten und anschliessendem Kühlen erzielt wird.
Die erfindungsgemäss hergestellten Klingen bestehen, wie bereits ausgeführt, aus Stahl, der Kohlenstoff und Chrom enthält. Um jedoch die wertvollen Eigenschaften gemäss vorliegender Erfindung zu erreichen, müssen die C- und Cr-Gehalte in dem Bereich der Fläche A B C D E des Diagramms liegen. Stahlsorten oberhalb und rechts der Linie C D enthalten somit u. a. zu grobkörnige primär gebildete Carbide, die die Qualität der Schneidekante gefährden. Der bevorzugte Bereich ist die in dem Diagramm dargestellte Fläche A B Dt E.
Somit ergibt die durch die Linie C D von Fläche A B C D E festgelegte Grenzbedingung die Beziehung:
Cr z 26,5 - 16,7 x C-Gehalt
Die durch die Linie B Dt des bevorzugten Bereichs der Fläche A B Dt E des Diagramms festgelegte Grenzbeziehung lautet dann:
Cr zu 23 > 1 - 16,7 X C-Gehalt
Die durch die Koordinaten der erwähnten Flächen definierten Grenzbedingungen des Cr- und C-Gehaltes sind wie folgt: A: 9,0/0,55; B: 14,5/0,55; C: 15,3/0,67; D: 9,9/0,99; D: 9,13/0,87; E: 9,0/0,85.
Zur Erzielung hoher Korrosionsfestigkeit und dar über hinaus verbesserter Temperaturfestigkeit im Bereich von 1754250 C sollte der Siliciumgehalt vergleichsweise hoch sein, zur Erzielung guter Kaltwalzeigenschaften jedoch in Grenzen. In dieser Hinsicht ist Stahl A den Stählen B und C überlegen, die beide einen niedrigeren Siliciumgehalt aufweisen. Durch den gemäss vorliegender Erfindung relativ hohen Siliciumgehalt gewinnt man noch einen weiteren Vorteil. Das Silicium erhöht in den angewendeten Mengen merklich die Korrosionsfestigkeit. Um eine hohe Korrosionsfestigkeit zu bekommen, ist es darüberhinaus wichtig, dass der Stahl die richtigen Molybdän- und/oder Wolframmengen enthält. In dem Stahl gemäss vorliegender Erfindung ist die hohe Korrosionsfestigkeit in Verbindung mit dem vergleichsweise niedrigen Cr-Gehalt bemerkenswert.
Sie ist, abgesehen von dem erwähnten Siliciumgehalt, auch von dem Molybdän- und/oder Wolframgehalt abhängig.
Es ist anzunehmen, dass dieser Gehalt die Zusammensetzung der Carbide in der Weise beeinflusst, dass eine grössere Menge von freiem Chrom, d. h. nicht in Carbiden gebundenes Chrom, auftritt, als es dem Verhältnis Kohlenstoff/Chrom entspricht. Ferner verbessern das Molybdän und/oder Wolfram an sich die Korrosionsfestigkeit und machen den Stahl für eine spezielle Warmbehandlung, die die Temperaturfestigkeit erhöht, besonders geeignet.
Der Molybdän- und/oder Wolframgehalt im Stahl ist hoch genug, um über eine gute Korrosionsfestigkeit hinaus eine sekundäre Härtung zu erzielen, wenn der Stahl zwischen 450-6000 C getempert wird, und liegt in dieser Hinsicht besser als bei den Stählen B und C. Das Molybdän und/oder Wolfram trägt auch zur Temperaturfestigkeit im Temperaturbereich von 175-425 C bei, die auch über dem der Stähle B und C liegt. Die Wirkung des Molybdäns ist ähnlich der des Wolframs, nur dass die Mengen (in Gew.-O/o) von Wolfram doppelt so gross sein müssen wie die von Molybdän, da die beiden Elemente sich in den Atomgewichten wesentlich unterscheiden.
Um im Stahl keine grossen Carbidkörner zu verursachen, ist es besser, den Molybdän- und/oder Wolframgehalt zu beschränken, in gleicher Weise wie evtl. vorhandene Mengen an Nb, Ta, Ti, V und/oder Zr.
Es ist wünschenswert, jedoch nicht wesentlich, den Stahl durch Schmelzen und Entgasen mittels Lichtbogen im Hochvakuum und anschliessendes Giessen in eine durch Flüssigkeit, wie beispielsweise Wasser, gekühlte Form herzustellen. Hierdurch erzielt man eine höhere Reinheit von Schlacken. Darüber hinaus erstarrt der Stahl schneller in grossen Barren, so dass die grossen Carbidkörner, die normalerweise primär bei der Erstarrung durch Ausscheidung gebildet werden, kaum auftreten oder zumindest in Grösse und Zahl unterdrückt werden. Der Stahl wird dann vor dem endgültigen Kaltwalzen heissgewalzt.
Um die gewünschten Eigenschaften von hoher Korrosionsfestigkeit, grosser Härte, guter Temperfestigkeit und Fehlen grober Carbidkörnung bestmöglich zu vereinigen, muss die Zusammensetzung des Stahls innerhalb vergleichsweise enger Bereiche ausgeglichen werden. Wie erwähnt sollte der Kohlenstoffgehalt 0,55-0,85 0/0, vorzugsweise 0,60-0,75 0/0 sein, wenn gleichzeitig die Summe der Gehalte der Carbidbildner Chrom und Molybdän undioder l/2XWolfram und (wenn vorhanden) Nb, Ta, Ti, V und/oder Zr 10-15 0/0, vorzugsweise 11-14 0/o, beträgt. Der Siliciumgehalt muss bei 0,70-2,5 O/o, vorzugsweise bei 0,8-2,0 O/o und am besten bei 0,8-1,4 /o liegen.
Zur Erzielung der gewünschten hohen Korrosionsfestigkeit muss der Gehalt an Chrom mindestens 9,0 O/o und der an Molybdän und/ oder die halbe Menge an Wolfram mindestens 0,5 O/o betragen. Gleichzeitig darf der Chromgehalt 15,3 O/o, der Kohlenstoffgehalt 0,99 O/o, der Gehalt an Mo und/oder die halbe Menge an W 2,5 O/o und der an Carbidbildnern Nb, Ta und Ti 2 ovo nicht übersteigen, da sonst eine grosse Menge grobkörniges Carbid in dem Stahl auftritt.
Es können auch bis zu 0,5 Oio V und bis zu 0,5 O/o Zr verwendet werden, aber nur dann, wenn der C-Gehalt kleiner als 0,65 O/o ist. In der Regel soll der Gehalt an Chrom 100/o übersteigen, aber auch nicht mehr als 120/o, vorzugsweise nicht mehr als 11,5 O/o betragen.
Der Cr-Gehalt liegt häufig im Bereich von 10-11o/o.
Weiterhin sollte der Gehalt an Mo und/oder l/2 W 0,6 0/0, vorzugsweise 0,8 0/0, nicht übersteigen. Die übliche obere Grenze für den Gehalt an Mo und/oder t/2 W liegt bei 2 o/o, und für die erfindungsgemäss bevorzugten Stähle wird eine obere Grenze von 1,5 O/o, häufig von 1,30in vorgezogen. Ausser den Carbidbildnern Chrom, Molybdän und Wolfram liegen in der Regel keine weiteren Carbidbildner vor. Die Carbidbildner Nb, Ta und/oder Ti können jedoch ebenfalls angewendet werden, vorausgesetzt, dass die Gesamtmenge derselben 2 oio, vorzugsweise 1 /o, nicht übersteigt. Der Gehalt an Mn sollte vorzugsweise nicht mehr als 1 O/o betragen.
Ni, Co und/oder Cu können in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 1,5 0,' vorliegen.
Bevorzugte Analysenwerte der erfindungsgemässen Stähle sind: 0,60-0,75 C, 0,8-1,4 O/o Si, bis zu 1,5 O/o Mn, 10,0-11,5 /o Cr, 0,6-1,5 /o Mo (wenn kein W vorliegt), 1,2-3,0 Oio W (wenn kein Mo vorliegt), Gemische von Mo und W, in denen Mo und t/2 W zusammen 0,6-1,5 O/o sind, der Rest Fe mit geringfügigen Verunreinigungen; oder im mehr eingeschränkten Bereich 0,61-0,72 O/o C, 0,8-1,3 O/o Si, 0,4-0,8 O/o Mn, 10,0-11,0 /o Cr, 0,8-1,2 O/o Mo und der Rest Fe mit ge ringfügigen Verunreinigungen.
Beispiele für erfindungsgemässe Stähle mit einer Mindesthärte von 700 VPN nach dem Härten und Tempern bis auf 5000 C, die gleichzeitig ausgezeichnete Korrosionsfestigkeit besitzen, sind Stähle folgender Zusammensetzung:
C Si Mn Cr Mo Fe
1 0,62 0,99 0,29 9,2 1,04 Rest
2 0,83 1 P1 0,47 10,4 1,71 Rest
3 0,71 1,28 0,54 10,5 1,07 Rest
4 0,58 1,20 0,47 14,2 0,72 Rest
Diese Stähle wurden alle durch Erhitzen auf 11000 C und anschliessendes Tiefkühlen bis auf 700 C gehärtet.
Im Anschluss an die Härtung erfolgte ein etwa einstündiges Tempern bei ungefähr 5000 C. Die VPN-Härten nach dem ersten und zweiten Tempern waren:
Härte nach Tempern Härte nach Tempern bei 1250 C bei 5000 C
1 810 755
2 815 750
3 860 810
4 750 725
Die vorliegende Erfindung betrifft weiterhin ein Verfahren zur Herstellung der Klingen. Der Stahl wird in Streifen bis zur gewünschten Dicke, z. B.
0,05-0,5 mm, kaltgewalzt, wonach Formgebung wie auch möglicherweise Ausstanzen erfolgt. Anschliessend wird der Stahl hoch gehärtet, indem er auf einen Temperaturbereich von 10000 C-1150 C, vorzugsweise auf 1050 -1125 C erhitzt und danach auf Zimmertemperatur oder niedriger, z. B. in einen Bereich zwischen -20 bis 1200 C abgekühlt wird, wobei die Härtungstemperatur und die Härtungszeit so gewählt werden, dass der Stahl maximale Härte bzw. nahezu maximale Härte für die verwendete Stahlzusammensetzung erhält.
Der Stahl darf beim Härten nicht überhitzt werden, d. h. nicht auf eine so hohe Temperatur erhitzt werden, dass wegen des angestiegenen Gehalts an Restaustenit anstelle der gewünschten maximalen Härte eine geringere Härte erhalten wird. Nach dem Härtungsprozess gemäss vorliegender Erfindung eignet sich der kaltgewalzte Stahl für das nachfolgende Schleifen der Schnei dekante oder -kanten, wobei der Schleifprozess dann schwierig durchzuführen ist, wenn die Härtung so erfolgte, dass der Stahl zu weich wurde.
Nach dem Härten über 700 VPN (Vickers-Härte, 0,5 kp Belastung) und möglicherweise anschliessendem Tempern werden die Schneidekanten durch Schleifen oder dergleichen ausgebildet. Abschliessend kann das Material eine bestimmte Zeit lang, z. B. etwa eine Minute bis eine oder einige Stunden, bei einer Temperatur im Bereich von 275"425" C, vorzugsweise im Bereich von 300 -400 C, getempert werden. Die Härte des Stahls nach dieser Schlusstemperung beträgt mindestens 700 VPN.
Zwischen der Härtung und der Ausbildung der Schneidekanten wird der Stahl bisweilen bei einer vergleichsweise niedrigen Temperatur, z. B. zwischen i000-2750 C, getempert.
Der erfindungsgemäss hergestellte Stahl besitzt eine Härte von über 700 VPN, auch wenn er eine bestimmte Zeit einer Erwärmung bis zu 5000 C ausgesetzt wurde.
Durch eine Spezialbehandlung nach dem Härten ist es darüber hinaus möglich, dem Stahl eine Härte von 800 VPN und mehr zu geben und diese Härte während einer über eine bestimmte Zeit dauernden Schlusstemperung bis auf 4000 C, wie z. B. beim Auftragen eines Überzugs auf die Schneidekanten zur Verbesserung der Rasiereigenschaften, zu erhalten. Nach dem erfindungsgemässen Verfahren wird der Stahl durch Erhitzen auf Temperaturen im Bereich von 1000 -1150 C und nachfolgendes Abkühlen auf Zimmertemperatur oder niedriger, vorzugsweise auf -200 bis -1200 C, gehärtet, um maximale Härte oder nahezu maximale Härte für die verwendete Stahlzusammensetzung zu erreichen. Anschliessend wird der Stahl in der Regel kurze Zeit, z. B.
einige Sekunden bis eine oder mehrere Minuten, in einem Temperaturbereich von 45006000 C, vorzugsweise 475 -550 C, getempert, wodurch eine Härte von über 700 VPN und in Abhängigkeit von der Zusammensetzung sogar von mehr als 750 VPN erhalten wird.
Die Ausbildung der Schneidekanten durch Schleifen oder dergleichen kann vor oder nach diesem Tempern erfolgen. Abschliessend erfolgt ein Tempern bei 27504250 C, vorzugsweise bei 3000000 C. Die durch das erste Tempern erzielte Härte bleibt unverändert erhalten, wenn man den Stahl dem darauffolgenden Tempern unterwirft. Dieses ist zusätzlich zu den sonstigen Vorteilen der erfindungsgemäss hergestellten Klingen eine wertvolle Eigenschaft.
Die Wirkung der Warmbehandlung auf die Härte der erfindungsgemässen Stahllegierungen zeigt die nachstehende Tabelle, in der A, A1 und A2 Stahllegierungen gemäss vorliegender Erfindung und B und C gewöhnliche Stahllegierungen für denselben Zweck bedeuten.
Die chemischen Zusammensetzungen dieser Stahllegierungen sind in Gew.-O/o:
C Si Mn Cr Mo Fe
A 0,66 1,15 0,48 10,9 1,12 Rest
Al 0,72 0,82 0,54 10,4 1,02 Rest
A2 0,74 1,38 0,54 10,5 1,07 Rest
B 0,96 0,27 1,00 13,3 - Rest
C 0,60 0,32 0,43 14,1 - Rest
Behandlung Nr. I
Dünne Streifen aus den Stahllegierungen A bis C wurden durch Erhitzen auf etwa 11000 C für 3 Sekunden und nachfolgendes Abschrecken auf -700 C auf maximale Härte gebracht.
Behandlung Nr. 2
Härten und Abschrecken wie in Behandlung Nr. 1.
Anschliessend wurde die Stahllegierung 30 Sekunden bei 2850 C getempert.
Behandlung Nr. 3
Härten und Abschrecken wie in Nr. 1. Anschliessend wurde die Stahllegierung 30 Minuten bei 3500 C getempert.
Behandlung Nr. 4
Härten und Abschrecken wie in Nr. 1. Anschliessend wurde die Stahllegierung 60 Minuten bei 4750 C getempert.
Behandlung Nr. 5
Härten und Abschrecken wie in Nr. 1. Anschliessend wurde die Stahllegierung zuerst 30 Sekunden bei 5250 C und danach 30 Minuten bei 3500 C getempert.
Durch die Behandlungen 1-5 ergaben sich die folgenden Werte, wobei die Härte in Vickers-Härte bei 0,5 kp Belastung gemessen wurde:
Behandlung Nr.
Legierung 1 2 3 4 5
A 810 830 710 780 770 Al 850 870 760 820 810
A2 840 860 775 825 815
B 770 790 620 630 620
C 750 760 610 620 610
Wie aus dieser Tabelle ersichtlich ist, besitzen die erfindungsgemässen Stahllegierungen die die Stähle gemäss vorliegender Erfindung kennzeichnende sehr grosse Härte.
Das erfindungsgemässe Verfahren wird durch die folgenden Beispiele veranschaulicht:
Ein halbgewalzter Streifen aus Stahl, der eine Dicke von etwa 0,10 mm aufweist und ausser unwesentlich verunreinigtem Eisen ungefähr (in Gew.-O/o) 0,66 O/o C, 1,15 o/o Si, 0,48 O/o Mn, 10,9 o/o Cr und 1,12 O/o Mo enthielt, wurde durch ungefähr einminütiges Erhitzen bei etwa 11000 C und anschliessendes etwa 15 Sekunden dauerndes Abkühlen bei etwa -70 C gehärtet. Der Streifen wurde dann bei etwa 1500 C getempert.
Nach Ausbildung der Schneidekanten, wie sie für Rasierklingen erforderlich sind, wurde bei etwa 3500 C in derselben Weise getempert, wie es zum Aufbringen eines Überzugs zur Verbesserung der Rasierfähigkeit notwendig ist. Die fertiggestellte Rasierklinge besitzt eine Härte von etwa 710 VPN.
Nach einer anderen Ausführungsform des erfindungsgemässen Verfahrens wurde eine Legierung, die ausser Eisen mit unwesentlichen Verunreinigungen 0,64 O/o C, 1,05 O;o Si, 0,5 /o Mn, 10,4 5/o Cr und 1,08 O/o Mo enthielt, durch Erhitzen auf etwa 11250 C und nachfolgendes Abkühlen auf etwa 800 C gehärtet. Anschliessend wurde der Stahl bei etwa 1750 C getempert.
Nach Ausbildung der Schneidekanten wurde bei etwa 4850 C getempert. Abschliessend erfolgte Tempern bei etwa 3500 C. Die Härte betrug ca. 775 VPN.
Die erfindungsgemässen Rasierklingen besitzen ausserordentliche Rasiereigenschaften und ausgezeichnete Kantenqualitäten. Darüberhinaus haben sie sehr gute Korrosionsfestigkeit. Das Herstellungsverfahren ist vergleichsweise einfach und für eine Massenproduktion gut geeignet.
Die in der vorliegenden Beschreibung benutzten Prozentangaben sind Gewichtsprozente.
PATENTANSPRUCH 1
Rasierklinge mit guter Korosionsfestigkeit und einer Schnelökantenhärte HV 0,5 kp > 700 kp/mm2, dadurch gekennzeichnet, dass die Rasierklinge aus einem gehärteten Stahl besteht, der folgende Legierungselemente enthält:
Kohlenstoff und Chrom in Mengen, die im Bereich der Fläche A B C D E des beiliegenden Diagramms liegen; 0,70 bis 2,5 /o Silicium; bis zu 2 O/o Mangan; 0,5 bis 2,5 /o Molybdän oder 1,0 bis 5,0 0/ Wolfram oder sowohl Mo als auch W in Mengen von 0,5 bis 2,5 /o, berechnet als (Mo+t/2W), wobei ferner die Gesamtmenge an Cr+Mo1/2W 10 bis 15,8 O/o beträgt.
UNTERANSPRÜCHE
1. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl weiterhin bis zu 0,05 O/o Bor, bis zu 1,5 /n Nickel, bis zu 1,5 O/o Kupfer und/oder bis zu 0,5 O/o Kobalt enthält, wobei die Summe Ni+ Cu + Co höchstens 1,5 O/o beträgt.
2. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ferner je bis zu 2 0/o Niob, Tantal und/oder Titan enthält, höchstens jedoch 2 O/o (Nb + Ta+Ti), sowie je bis zu 0,5 /o Vanadium und/ oder Zirkonium.
3. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I oder Unteranspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamtmenge von Cr + Mo + 1/2W plus, sofern vorhanden, Nb+Ta+Ti, bis zu 15 O/o, bevorzugt 11 bis 14 O/o, beträgt.
4. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliciumgehalt 0,8 bis 2,0 0/0 beträgt.
5. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der maximale Kohlenstoffgehalt 0,75 O/o beträgt.
6. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der Chromgehalt 9,5 bis 12,5 /o beträgt.
7. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass bei Abwesenheit von W der Gehalt an Mo 0,6 bis 2,0 O/o, bei Abwesenheit von Mo der Gehalt an W 1,2 bis 4,0 0/0 und, wenn sowohl Mo als auch W anwesend sind, die Summe an Mot/2W 0,6 bis 2,0 /o beträgt.
8. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt 0,60 bis 0,75 O/o, der Siliciumgehalt 0,80 bis 1,4 O/o, der Mangangehalt höchstens 1,5 O/o, der Molybdängehalt bei Abwesenheit von Wolfram 0,6 bis 1,5 O/o, der Wolframgehalt bei Abwesenheit von Molybdän 1,2 bis 3,0 /o und der Gehalt an Mo+1/2W, wenn sowohl Mo als auch W anwesend sind, 0,6 bis 1,5 O/o beträgt.
9. Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass der Chromprozentgehalt höchstens den Wert (23,7-16,7 C) erreicht, wobei C der Kohlen- stoffprozentgehalt ist.
10. Rasierklinge gemäss Unteranspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass Vanadium und/oder Zirkonium nur dann vorliegen, wenn der Kohlenstoffgehalt kleiner als 0,65 O/o ist.
PATENTANSPRUCH II
Verfahren zur Herstellung der Rasierklinge gemäss Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass man Stahl mit der genannten Zusammensetzung auf die Klingendicke kalt walzt, den kaltgewalzten Stahl durch Erhitzen auf einen Temperaturbereich von 10000 bis 11500 C und nachfolgendes Abkühlen auf Zimmertemperatur oder darunter hoch härtet und dabei Härtungstemperatur und -zeit so wählt, dass nach dem Abkühlen die maximale Härte des Stahls erzielt wird.
UNTERANSPRÜCHE
11. Verfahren gemäss Patentanspruch II, dadurch gekennzeichnet, dass die Härtungstempteratur bei 10500 bis 11250 C und die Endtemperatur der Abkühlung bei 200 bis 1200 C liegt.
12. Verfahren gemäss Patentanspruch II oder Unteranspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass nach Ausbildung der Schneidkanten der Rasierklinge ein abschliessendes Tempern der Klinge bei Temperaturen von 2750 bis 4250 C erfolgt.
13. Verfahren gemäss Patentanspruch II oder Unteranspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl bei einer Temperatur von 1000 bis 2750 C getempert wird, bevor die Schneidkanten ausgebildet werden.
14. Verfahren gemäss Patentanspruch II, dadurch gekennzeichnet, dass man die Klinge nach Ausbildung der Schneidkanten zunächst bei einer Temperatur von 4500 bis 6000 C und anschliessend bei einer Temperatur von 2750 bis 4250 C tempert.
15. Verfahren gemäss Patentanspruch II, dadurch gekennzeichnet, dass das Tempern des Stahls bei einer Temperatur zwischen 4500 und 6000 C erfolgt, bevor die Schneidkanten der Klinge ausgebildet werden.
16. Verfahren gemäss Patentanspruch II, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl vor dem Kaltwalzen geschmolzen, in einem Hochvakuumlichtbogen entgast, in eine mit Flüssigkeit gekühlte Form gegossen und dieser im Vakuum entgaste Stahl heissgewalzt wird.
**WARNUNG** Ende DESC Feld konnte Anfang CLMS uberlappen**.