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**.
Razor blades and processes for their manufacture
The present invention relates to a razor blade which has very good corrosion resistance and a cutting edge hardness of more than 700 VPN (Vickers hardness, load 0.5 kp), and a method for producing the blade.
Up to now, such blades were made from high-chromium steels with a high carbon content and hardened at temperatures of more than 10,000 ° C. Examples of known steel alloys are those with 0.9-1.25 / o Cu and 13-15 Cr, the remainder being essentially iron with possibly small additions of one or more elements such as manganese, copper, molybdenum or cobalt. The blades made from these alloys were not entirely satisfactory in several respects. Their resistance to corrosion is moderate and noticeable corrosion occurs in contact with other metals, for example in the razor. In addition, they do not have the smooth edge quality desired.
In addition, these steels have a limited temperature resistance, i. H. they soften during tempering and the hardness decreases significantly after hardening if they are exposed to temperatures above 3000 C, as are necessary, for example, when applying certain coatings to improve the shaving properties.
Advantageous properties of the razor blade according to the invention are increased corrosion resistance together with exceptional edge sharpness and smoothness as well as increased temperature resistance. A special heat treatment of the razor blade according to the invention can further increase the temperature resistance.
The drawing shows in a schematic diagram the relationship between the chromium and carbon contents of the steels according to the invention.
According to the invention, the blades consist of a hardened steel which has a high corrosion resistance, good cutting properties and a hardness above VPN 700 (Vickers hardness, 0.5 kp load), especially after tempering up to 5000 ° C. A special heat treatment can give the steel a hardness of up to VPN 800 and more after tempering.
The razor blade according to the invention consists of a steel which contains the following alloy elements:
Carbon and chromium in amounts which are in the area of the area A B C D E of the attached diagram; 0.70 to 2.5 o / o silicon; up to 2 O / o manganese; 0.5 to 2.5 o / o molybdenum or 1.0 to 5.0 o / o tungsten or both Mo and W in amounts of 0.5 to 2.5 o / o, calculated as (Mo + / 2 W), the total amount of Cr + Mo + 1/2 W also being 10 to 15.8 O / o.
Furthermore, the following alloy elements can be present individually or together:
Up to 1.5 o / o Ni, up to 1.5 o / o Cu and up to 0.5 o / o Co, the total amount of Ni, Cu and Co together being at most 1.5 o / o; each up to 2 O / o Nb, Ta and Ti; wherein the total amount of Nb, Ta and Ti is at most 2 / o, and each up to 0.5 0/0 V and Zr, the total amount of Cr, Mo, t / 2 part W, Nb, Ta and / or Ti , preferably up to 15 O / o.
As a rule, however, this total is between 11-14%. Furthermore, up to 0.05 / o boron can be present, since this material improves the processing properties due to its grain-refining effect. Preferably, no further carbide formers should be present in addition to Cr, Mo and W. As a rule, the carbon content should be within the narrower range of 0.60-0.75 / o. In addition, the chromium content should normally be kept within 9-12.5%, preferably 9.5-12.5%.
The steels used so far in this field are characterized by a structure that contains a large number of coarse carbide grains in the order of magnitude of 3-30 M (largest linear dimension). These grain sizes are only slightly influenced by the various treatments of the steel and are a major disadvantage, as they tear out when the cutting edge is ground and give the edge a frayed contour and surface. In order to reduce the number of carbide grains in such steels, steels with 0.5-0.75 O / o C and 13-15 O / o Cr have been used, but these steels have a limited temperature resistance. In the steels according to the invention, the amount of larger carbide grains is substantially reduced or completely eliminated, whereby a considerably improved quality of the cutting edge is obtained.
At the same time, hardness and other desirable properties can be retained to an increased extent. The corrosion resistance of the steel according to the invention in comparison with ordinary steels used for the same purpose is shown by the following example, where A is a steel according to the present invention and B and C are ordinary steels:
C Si Mn Cr Mo Fe
A 0.66 1.15 0.48 10.9 1.12 remainder
B 0.96 0.27 1.00 13.3 - remainder
C 0.60 0.32 0.43 14.1 - balance
Two series of each of the three types of steel were hardened by heating to 10500 or 11000 C and subsequent freezing to -80 C. The hardening was followed by tempering at 3500 C.
The rate of corrosion of the steels was then determined in 0.5% acetic acid at 300 ° C. and their equilibrium potentials against a hydrogen electrode. The following results were obtained:
Hardened with 10500 C Hardened with 11000 C.
Corrosion equiv. Corrosion equiv. speed potential speed potential mm / year in volts mm / year in volts 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
According to the table, steel A has a significantly higher corrosion resistance than steel B and is approximately equivalent to steel C.
In comparison with steel grades B and C, steel A has the advantage of a higher initial hardness and, as can be seen from the following, in addition to the improved edge properties, it has a higher temperature resistance.
In order to achieve good corrosion resistance together with great hardness, good temperature resistance and a small amount of the largest possible carbide grains, the present invention showed that the steel must contain a comparatively small amount of carbon if the amounts of carbide formers are also very small. In this respect, steel A outperforms steel grade B. However, the amount of carbon should be high enough that the desired hardness is achieved after hardening and subsequent cooling.
The blades produced according to the invention consist, as already stated, of steel containing carbon and chromium. However, in order to achieve the valuable properties according to the present invention, the C and Cr contents must be in the range of the area A B C D E of the diagram. Steel grades above and to the right of the line C D thus contain u. a. Primarily formed carbides that are too coarse-grained and endanger the quality of the cutting edge. The preferred area is the area A B Dt E shown in the diagram.
Thus, the boundary condition set by the line C D of area A B C D E gives the relationship:
Cr z 26.5 - 16.7 x C content
The limit relationship established by the line B Dt of the preferred area of the area A B Dt E of the diagram is then:
Cr to 23> 1 - 16.7 X C content
The boundary conditions of the Cr and C content defined by the coordinates of the areas mentioned are as follows: 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.
To achieve high corrosion resistance and, moreover, improved temperature resistance in the range of 1754250 C, the silicon content should be comparatively high, but within limits to achieve good cold rolling properties. In this regard, steel A is superior to steels B and C, both of which have a lower silicon content. The relatively high silicon content according to the present invention provides a further advantage. The silicon in the amounts used increases the corrosion resistance markedly. In order to achieve high corrosion resistance, it is also important that the steel contains the correct amount of molybdenum and / or tungsten. In the steel according to the present invention, the high corrosion resistance in connection with the comparatively low Cr content is remarkable.
Apart from the silicon content mentioned, it is also dependent on the molybdenum and / or tungsten content.
It can be assumed that this content influences the composition of the carbides in such a way that a larger amount of free chromium, i.e. H. Chromium not bound in carbides occurs when it corresponds to the carbon / chromium ratio. Furthermore, the molybdenum and / or tungsten per se improve the corrosion resistance and make the steel particularly suitable for a special heat treatment that increases the temperature resistance.
The molybdenum and / or tungsten content in the steel is high enough to achieve secondary hardening in addition to good corrosion resistance when the steel is tempered between 450-6000 C, and in this regard is better than in steels B and C. The molybdenum and / or tungsten also contribute to the temperature resistance in the temperature range of 175-425 C, which is also higher than that of steels B and C. The effect of molybdenum is similar to that of tungsten, only that the amounts (in weight o / o) of tungsten must be twice as large as that of molybdenum, since the atomic weights of the two elements differ significantly.
In order not to cause large carbide grains in the steel, it is better to limit the molybdenum and / or tungsten content, in the same way as any amounts of Nb, Ta, Ti, V and / or Zr that may be present.
It is desirable, but not essential, to produce the steel by melting and degassing by means of an electric arc in a high vacuum and then pouring it into a mold cooled by a liquid such as water. This results in a higher purity of slag. In addition, the steel solidifies more quickly in large bars, so that the large carbide grains, which are normally primarily formed during solidification by precipitation, hardly appear or are at least suppressed in size and number. The steel is then hot rolled before final cold rolling.
In order to combine the desired properties of high corrosion resistance, great hardness, good heat resistance and the absence of coarse carbide grains as best as possible, the composition of the steel must be balanced within comparatively narrow ranges. As mentioned, the carbon content should be 0.55-0.85 0/0, preferably 0.60-0.75 0/0, if at the same time the sum of the contents of the carbide formers chromium and molybdenum and / or 1 / 2X tungsten and (if present) Nb , Ta, Ti, V and / or Zr 10-15 0/0, preferably 11-14 0/0. The silicon content must be 0.70-2.5%, preferably 0.8-2.0% and most preferably 0.8-1.4 / o.
To achieve the desired high level of corrosion resistance, the chromium content must be at least 9.0% and that of molybdenum and / or half the amount of tungsten at least 0.5%. At the same time, the chromium content must not be 15.3%, the carbon content 0.99%, the content of Mo and / or half the amount of W 2.5% or that of carbide formers Nb, Ta and Ti 2 ovo otherwise a large amount of coarse-grain carbide will appear in the steel.
Up to 0.5% V and up to 0.5% Zr can also be used, but only if the C content is less than 0.65%. As a rule, the chromium content should exceed 100 / o, but also not be more than 120 / o, preferably not more than 11.5%.
The Cr content is often in the range of 10-11%.
Furthermore, the content of Mo and / or 1/2 W should not exceed 0.6%, preferably 0.8%. The usual upper limit for the content of Mo and / or t / 2 W is 2 o / o, and an upper limit of 1.5 o / o, frequently 1.30 in, is preferred for the steels preferred according to the invention. Apart from the carbide formers chromium, molybdenum and tungsten, there are generally no other carbide formers. However, the carbide formers Nb, Ta and / or Ti can also be used, provided that the total amount thereof does not exceed 2%, preferably 1/0. The Mn content should preferably not be more than 10 / o.
Ni, Co and / or Cu may be present in a total amount of not more than 1.5%.
Preferred analytical values for the steels according to the invention are: 0.60-0.75 C, 0.8-1.4 O / o Si, up to 1.5 O / o Mn, 10.0-11.5 / o Cr, 0 , 6-1.5 / o Mo (when no W is present), 1.2-3.0 Oio W (when no Mo is present), mixtures of Mo and W in which Mo and t / 2 W together 0.6 -1.5 O / o, the remainder being Fe with minor impurities; or in the more restricted range 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 and the remainder Fe with slight impurities.
Examples of steels according to the invention with a minimum hardness of 700 VPN after hardening and tempering up to 5000 C, which at the same time have excellent corrosion resistance, are steels of the following composition:
C Si Mn Cr Mo Fe
1 0.62 0.99 0.29 9.2 1.04 remainder
2 0.83 1 P1 0.47 10.4 1.71 remainder
3 0.71 1.28 0.54 10.5 1.07 remainder
4 0.58 1.20 0.47 14.2 0.72 remainder
These steels were all hardened by heating to 11000 C and subsequent deep cooling down to 700 C.
The hardening was followed by tempering for about one hour at around 5000 C. The VPN hardening after the first and second tempering were:
Hardness after tempering. Hardness after tempering at 1250 C at 5000 C
1 810 755
2,815,750
3 860 810
4 750 725
The present invention also relates to a method of manufacturing the blades. The steel is cut into strips to the desired thickness, e.g. B.
0.05-0.5 mm, cold rolled, followed by shaping and possibly punching. The steel is then highly hardened by heating it to a temperature range of 10,000 ° C.-1150 ° C., preferably to 1050 ° -1125 ° C., and then to room temperature or lower, e.g. B. is cooled to a range between -20 to 1200 C, the hardening temperature and the hardening time are selected so that the steel receives maximum hardness or almost maximum hardness for the steel composition used.
The steel must not be overheated during hardening, i.e. H. are not heated to such a high temperature that a lower hardness is obtained instead of the desired maximum hardness due to the increased content of retained austenite. After the hardening process according to the present invention, the cold-rolled steel is suitable for the subsequent grinding of the cutting edges or edges, the grinding process being difficult to carry out if the hardening took place in such a way that the steel became too soft.
After hardening over 700 VPN (Vickers hardness, 0.5 kp load) and possibly subsequent tempering, the cutting edges are formed by grinding or the like. Finally, the material can be used for a certain period of time, e.g. B. about one minute to one or a few hours, at a temperature in the range of 275 "425" C, preferably in the range of 300-400 C, are annealed. The hardness of the steel after this final tempering is at least 700 VPN.
Between the hardening and the formation of the cutting edges, the steel is sometimes at a comparatively low temperature, e.g. B. between 1000-2750 C, annealed.
The steel produced according to the invention has a hardness of over 700 VPN, even if it has been exposed to heating up to 5000 C for a certain time.
Through a special treatment after hardening, it is also possible to give the steel a hardness of 800 VPN and more and this hardness during a final tempering up to 4000 C over a certain period of time, e.g. B. when applying a coating to the cutting edges to improve the shaving properties. According to the process according to the invention, the steel is hardened by heating to temperatures in the range of 1000-1150 C and subsequent cooling to room temperature or lower, preferably to -200 to -1200 C, in order to achieve maximum hardness or almost maximum hardness for the steel composition used . The steel is then usually shortened, e.g. B.
a few seconds to one or more minutes, in a temperature range of 45006000 C, preferably 475-550 C, tempered, whereby a hardness of over 700 VPN and, depending on the composition, even more than 750 VPN is obtained.
The cutting edges can be formed by grinding or the like before or after this tempering. This is followed by tempering at 27504250 ° C., preferably at 3000000 ° C. The hardness achieved by the first tempering remains unchanged if the steel is subjected to the subsequent tempering. In addition to the other advantages of the blades produced according to the invention, this is a valuable property.
The effect of the heat treatment on the hardness of the steel alloys according to the invention is shown in the table below, in which A, A1 and A2 mean steel alloys according to the present invention and B and C mean ordinary steel alloys for the same purpose.
The chemical compositions of these steel alloys are in weight o / o:
C Si Mn Cr Mo Fe
A 0.66 1.15 0.48 10.9 1.12 remainder
Al 0.72 0.82 0.54 10.4 1.02 remainder
A2 0.74 1.38 0.54 10.5 1.07 remainder
B 0.96 0.27 1.00 13.3 - remainder
C 0.60 0.32 0.43 14.1 - balance
Treatment No. I.
Thin strips of steel alloys A to C were brought to maximum hardness by heating to about 11,000 ° C. for 3 seconds and subsequent quenching to -700 ° C.
Treatment No. 2
Harden and quench as in Treatment No. 1.
The steel alloy was then tempered at 2850 C for 30 seconds.
Treatment No. 3
Hardening and quenching as in No. 1. The steel alloy was then tempered at 3500 C for 30 minutes.
Treatment No. 4
Hardening and quenching as in No. 1. The steel alloy was then tempered at 4750 ° C. for 60 minutes.
Treatment No. 5
Hardening and quenching as in No. 1. The steel alloy was then tempered first at 5250 ° C. for 30 seconds and then at 3500 ° C. for 30 minutes.
Treatments 1-5 resulted in the following values, the hardness being measured in Vickers hardness at 0.5 kp load:
Treatment no.
Alloy 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
As can be seen from this table, the steel alloys according to the invention have the very high hardness which characterizes the steels according to the present invention.
The method according to the invention is illustrated by the following examples:
A half-rolled strip of steel, which has a thickness of about 0.10 mm and, in addition to insignificantly contaminated iron, about (in% by weight) 0.66% C, 1.15% Si, 0.48 O / o Mn, 10.9 o / o Cr and 1.12 O / o Mo was hardened by heating at about 11,000 ° C. for about one minute and then cooling at about -70 ° C. for about 15 seconds. The strip was then annealed at about 1500C.
After the cutting edges had been formed, as they are required for razor blades, tempering was carried out at about 3500 ° C. in the same manner as is necessary for applying a coating to improve the shaving ability. The finished razor blade has a hardness of about 710 VPN.
According to another embodiment of the process according to the invention, an alloy was used which, apart from iron, contained insignificant impurities 0.64% O / o C, 1.05 O; o Si, 0.5 / o Mn, 10.4 5 / o Cr and 1, 08 O / o Mo contained, hardened by heating to about 11250 C and subsequent cooling to about 800 C. The steel was then tempered at around 1750 ° C.
After the cutting edges had been formed, tempering was carried out at around 4850.degree. This was followed by tempering at about 3500 C. The hardness was about 775 VPN.
The razor blades according to the invention have extraordinary shaving properties and excellent edge qualities. They also have very good corrosion resistance. The manufacturing process is comparatively simple and well suited for mass production.
The percentages used in the present description are percentages by weight.
PATENT CLAIM 1
Razor blade with good corrosion resistance and a quick edging hardness HV 0.5 kp> 700 kp / mm2, characterized in that the razor blade consists of a hardened steel that contains the following alloying elements:
Carbon and chromium in amounts which are in the area of the area A B C D E of the attached diagram; 0.70 to 2.5 / o silicon; up to 2 O / o manganese; 0.5 to 2.5 / o molybdenum or 1.0 to 5.0 / o / tungsten or both Mo and W in amounts of 0.5 to 2.5 / o, calculated as (Mo + t / 2W), furthermore, the total amount of Cr + Mo 1/2 W is 10 to 15.8 O / o.
SUBCLAIMS
1. A razor blade according to claim I, characterized in that the steel also contains up to 0.05 o / o boron, up to 1.5 / n nickel, up to 1.5 o / o copper and / or up to 0.5 Contains O / o cobalt, the sum Ni + Cu + Co not exceeding 1.5 O / o.
2. Razor blade according to claim I, characterized in that the steel also contains up to 2 0 / o niobium, tantalum and / or titanium, but not more than 2 O / o (Nb + Ta + Ti), and up to 0, 5 / o vanadium and / or zirconium.
3. Razor blade according to claim I or dependent claim 2, characterized in that the total amount of Cr + Mo + 1 / 2W plus, if present, Nb + Ta + Ti, up to 15 O / o, preferably 11 to 14 O / o, amounts.
4. Razor blade according to claim I, characterized in that the silicon content is 0.8 to 2.0%.
5. Razor blade according to claim I, characterized in that the maximum carbon content is 0.75%.
6. Razor blade according to claim I, characterized in that the chromium content is 9.5 to 12.5 / o.
7. A razor blade according to claim I, characterized in that in the absence of W the content of Mo 0.6 to 2.0 O / o, in the absence of Mo the content of W 1.2 to 4.0 0/0 and, when both Mo and W are present, the sum of Mot / 2W is 0.6 to 2.0 / o.
8. A razor blade according to claim I, characterized in that the carbon content is 0.60 to 0.75 O / o, the silicon content is 0.80 to 1.4 O / o, the manganese content is at most 1.5 O / o and the molybdenum content is Absence of tungsten 0.6 to 1.5 O / o, the tungsten content in the absence of molybdenum 1.2 to 3.0 / o and the content of Mo + 1 / 2W when both Mo and W are present, 0, 6 to 1.5%.
9. A razor blade according to claim I, characterized in that the chromium percentage reaches at most the value (23.7-16.7 C), where C is the carbon percentage.
10. A razor blade according to dependent claim 2, characterized in that vanadium and / or zirconium are only present when the carbon content is less than 0.65%.
PATENT CLAIM II
Process for the production of the razor blade according to patent claim I, characterized in that steel with the composition mentioned is cold rolled to the blade thickness, the cold rolled steel is hardened to a high level by heating to a temperature range of 10,000 to 11500 C and subsequent cooling to room temperature or below and thereby hardening temperature and time is selected so that the maximum hardness of the steel is achieved after cooling.
SUBCLAIMS
11. The method according to claim II, characterized in that the hardening temperature is 10500 to 11250 C and the final temperature of the cooling is 200 to 1200 C.
12. The method according to claim II or dependent claim 11, characterized in that after the cutting edges of the razor blade have formed, the blade is subsequently tempered at temperatures of 2750 to 4250 ° C.
13. The method according to claim II or dependent claim 11, characterized in that the steel is tempered at a temperature of 1000 to 2750 C before the cutting edges are formed.
14. The method according to claim II, characterized in that after the cutting edges have been formed, the blade is tempered initially at a temperature of 4500 to 6000 C and then at a temperature of 2750 to 4250 C.
15. The method according to claim II, characterized in that the tempering of the steel takes place at a temperature between 4500 and 6000 C before the cutting edges of the blade are formed.
16. The method according to claim II, characterized in that the steel is melted prior to cold rolling, degassed in a high vacuum arc, poured into a mold cooled with liquid and this steel degassed in vacuum is hot rolled.
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