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Verwendung einer pulvennetallurgisch hergestellten Titankarbid-Stahl-Legierung
Die Erfindung betrifft die Verwendung einer auf pulvermetallurgischem Wege unter
Sinterung mit flüssiger Phase hergestellten, durch Austenitzerfall härtbaren und
durch Anlassen in ihrer Härte einstellbaren Legierung aus 25 bis
72 Gewichtsprozent Titankarbid, Rest eine Grundmasse von ferritischem, härtbarem
Stahl mit mindestens 60 0/, Eisen als Werkstoff zur Herstellung von zähen
und verschleißfesten Werkzeugen und Maschinenteilen, die im ausgeglühten, nicht
-ehärteten Zustand bearbeitbar sein müssen, insbesondere von Werkzeugen für Schneidzwecke
und für spanlose Formgebung.
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Vorzugsweise hat die für den obengenannten Zweck verwendete Legierung
einen Titankarbidgehalt von 25 bis 54 0/,. Nach einer weiteren bevorzugten
Durchführungsform kann der Titankarbidgehalt höchstens bis zur Hälfte ersetzt werden
durch bis zu 35 Wolframkarbid, bis zu 35 Vanadiumkarbid, bis zu
25 Zirkoniumkarbid, bis zu 10 Niobkarbid, bis zu 10 Tantalkarbid.
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In der erfindungsgemäß verwendeten Legierung kann die Grundmasse aus
ferritischem, härtbarem Stahl mit Wolfram, Molybdän, Vanadium, Chrom und Kobalt
einzeln oder zu mehreren legiert sein. Vorzugsweise wird der Werkstoff in Stangenforin
verwendet. Der Ausdruck »ferritischer, härtbarer Stahl« bezeichnet eine Struktur,
welche bei gewöhnlichen Temperaturen kristallographisch durch ein im wesentlichen
raumzentriertes kubisches Kristallgitter, wie es Ferrit besitzt, gekennzeichnet
ist und welche bei erhöhter Temperatur unterhalb des Schmelzpunktes der Eisenlegierung
in ein im wesentlichen austentisches oder flächenzentriertes kubisches Gitter umgewandelt
wird.
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Titan ist ein starker Karbidbildner und besitzt gewisse Eigenschaften,
die es als Zusatz in Eisenlegierungen geeignet machen, insbesondere bei der Herstellung
von Werkzeugstählen. Titan in chemischer Verbindung mit Kohlenstoff ist sehr hart,
zeigt eine erhebliche Widerstandsfähigkeit gegenüber Verschleiß und vermindert bei
Hartmetallwerkzeugen deren Anfälligkeit gegenüber Verschweißen und Kraterbildung,
ist sehr korrosionsbeständig, hat einen niedrigen Reibungskoeffizienten, hat eine
verhältnismäßig hohe Wärmeleitfähigkeit, so auch ein verhältnismäßig geringes spezifisches
Gewicht, verglichen mit anderen Karbiden, wie Wolframkarbid, Molybdänkarbid usw.
Außerdem hat Titan, im Gegensatz zu Wolfram, keine stratetigsche Bedeuung, ist überall
reichlich vorhanden und wird von nationalen Notständen, welche sich aus unstabilen
Weltlagen ergeben, nicht beeinflußt. Bei all diesen Vorzügen war es dennoch bisher
nicht möglich, Titan in großen Mengen bei der Herstellung von Werkzeugstählen industriemäßig
zu verwenden, so wie das mit Wolfram und anderen hochschmelzenden Schwermetallen
bei der Herstellung von Schnelldreh- und Werkzeugstählen geschieht. Wird Titan in
Mengen, die etwa 5 0/, übersteigen, als Schmelzzusatz in Ferrolegierungen
verwendet, dann wird das erstarrte Metall erfahrensgemäß derart spröde, so daß es
nicht mehr bearbeitet werden kann und ungeeignet für die technische Herstellung
von brauchbaren Erzeugnissen wird. Besondere Sorgfalt muß bei der Verwendung von
Titan als Legierungszusatz aufgebracht werden, da dieses Metall eine ausgesprochene
Neigung besitzt, mit Sauerstoff und Stickstoff chemisch zu reagieren. Wenn diese
Elemente mit Titan chemisch verbunden sind, beeinträchtigen sie bekanntlich die
Eigenschaften einer Legierung. Gibt man Titan bei üblichen Schmelzverfahren zu einer
Schmelze eines kohlenstoffhaltigen Metalls der Eisengruppe, so bildet sich gewöhnlich
während der Erstarrung Titankarbid oder eine Titanverbindung mit Kohlenstoff in
Form von großen Dendriten. Wegen des verhältnismäßig niedrigen spezifischen Gewichtes
des Karbids hat es
eine Neigung, große unerwünschte Aggregate zu
bilden3 die es schwer machen, ein gleichförmiges Produkt zu erhalten, welches eine
kontrollierbare Karbidgröße und eine gleichmäßige Karbidverteilung besitzt. Dendrite
und Segregate aus Titankarbid bilden oft eine unerwünschte kontinuierliche Phase,
die durch mechanischen Umformung nicht in kleine voneinander getrennte Teilchen
aufgebrochen werden kann. Dadurch erhält die Legierung eine außerordentliche Sprödigkeit.
Diese Nachteile, welche aus der Verwendung von Titan als Legierungsbestandteil in
Stählen herrühren, haben seine Verwendung bei der Herstellung harter zäher Legierungen,
besonders bei der Herstellung von Werkzeugstählen mit hohem Titan- und Kohlenstoffgehalt
unterbunden. Im übrigen war auch die Brauchbarkeit solcher Stahlsorten eben deshalb,
weil sie nicht verfügbar waren,"unbekannt.
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Legierungen, welche Titancarbid enthalten, sind bekannt aus der deutschen
Patentschrift 709 952 und aus den britischen Patentschriften 387 684,
678 178
und 646 627. Diese unterscheiden sich jedoch von der erfindungsgemäß
verwendeten Legierung dadurch, daß die Legierung entweder durch Ausscheidungshärtung
härtbar ist oder daß sich keine nachträgliche Härtung durchführen läßt.
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Die deutsche Patentschrift 709 952 beschreibt ein Verfahren
zur Herstellung von Werkzeugen aus harten Pulvern, bei welchen eine gepulverte Mischung
aus Karbiden od. dgl. und durch Ausscheidungshärtung vergütbaren titanhaltigen Schwermetallegierungen
als Hilfsmetall gesintert wird. In diesem Fall bildet die Grundmasse nicht Perlit,
Martensit oder Bainit, denn die Grundmasse oder das Hilfsmetall ist in diesem Fall
keine Eisenlegierung und enthält im wesentlichen Kobalt mit geringen Mengen Chrom,
Molybdän, gegebenenfalls etwas Eisen und 0,6 bis 2,5 l)/, Titan. Das
Karbid ist entweder Wolframkarbid, Molybdänkarbid oder Titankarbid, und diese sind
in Mengen von 50 Gewichtsprozent in der Grundmasse gebunden.
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Bei diesem Verfahren wird das Härten durch Ausscheidungshärtung erhalten,
und diese Härtung unterscheidet sich wesentlich von der erfindungsgemäß *verwendeten,
denn hierbei wird von 1000'C abgeschreckt und dann auf 500 bis
700'C erhitzt, um die Legierung durch Ausscheidungshärtung zu härten.
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Die britische Patentschrift
387 684 beschreibt eine Legierung,
die Titankarbid enthält, wobei jedoch die Grundmasse kein ferritischer Stahl ist,
sondern grundsätzlich eine austentische Legierung. Dies ergibt sich aus Beispiel
IV, in welchem die Grundmasse
30 bis
| Härte-Rc Angelassen |
| Patentschrift Nr. Zusammensetzung Sintertemperatur
Gesintert 1000- C 1 600- C |
| Abgeschreckt 2050C |
| 50 o/' WC |
| 15 Cr |
| Deutsche Patentschrift 10M0 13400C |
| 709952 50010 15 Fe 45 Minuten lang
62,5 62,4 62,6 62,4 |
| 2 Ti |
| 158 Co |
| Nr. 1 |
| 327 35 0/0 0/, Tic Co 14350C 38e5 39,4
39,3 38,6 |
| 8 0/, Ni 45 Minuten lang |
| Britische Patentschrift 37 ()/o TiC 14350C |
| 387684 Nr. 2 35 0/, Fe 45 Minuten lang
40,65 41,1 41,3 40,65 |
| 28 0/0 N 1 |
40()/() Kobalt und
25 bis 350/0 Nickel enthält, welche zusammen eine austenitische
Zusammensetzung bilden und keinen Martensit. Die Patentschrift erwähnt wohl Metalle
der Eisengruppe, aber Eisen wird nicht in den Beispielen verwendet, und es wird
auch keine Härtungsbehandlung beschrieben. Selbst wenn Eisen an Stelle von Kobalt
oder Nickel verwendet würde, können die erfindungsgemäßen Ergebnisse nicht erhalten
werden, wie durch die später folgenden Vergleichsversuche gezeigt wird. Die britische
Patentschrift 646
627 beschreibt im Beispiel III auf
S. 2 eine Zusammensetzung,
die 64,2 0/, Titankarbid,
8,8 0/,
Vanadiumkarbid, 20
0/, Eisen und
7 11/0 Nickel enthält. Dies entspricht einem Nickelgehalt der Grundmassevon
über
25 "/" und dieser begünstigt die austentische Struktur. Auch hier wird
später gezeigt, daß sich diese Legierung nicht härten läßt wie die erfindungsgemäße.
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In der britischen Patentschrift 678 178 ist nur im Beispiel
XII eine Legierung gezeigt, die Eisen als Grundmasse enthält, aber hier ist die
Menge der Grundmasse 20 0/0 Eisen, und das Titankarbid beträgt
80 0/,. Diese Patentschrift hat sich die Aufgabe gestellt, eine hohe Zerreißfestigkeit
zu erhalten und nicht eine Legierung, deren Härte durch Hitzebehandlung geändert
werden kann. Auch mit dieser Legierung wurden Vergleichsversuche ausgeführt, die
im folgenden wiedergegeben werden.
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Die Vergleichsversuche wurden wie folgt durchgeführt: Die Mischungen
wurden hergestellt, indem das Karbidpulver mit dem Pulver der Grundmasse in einer
nassen Kugelmühle unter Verwendung von Hexan gemahlen wurde. Es wurde eine Mühle
aus rostfreiem Stahl verwendet, die rostfreie Stahlkugeln enthielt. Zu der Mischung
wurde ungefähr
10/0 Paraffin hinzugesetzt, um eine Mischung zu erhalten,
die nach dem Trocknen gepreßt werden konnte. Ansätze von
je 600 g jeder Mischung
wurden ungefähr
16 Stunden in der Kugelmühle gemahlen. Nach dem Trocknen
wurde jede Mischung gesiebt, und
250 g wurden mit 2,11 t/CM2 zu einem Preßling
gepreßt. Danach wurde der Preßling in einem Vakuum auf eine Temperatur erhitzt,
bei welcher die Grundmasse geschmolzen war, und wurde dann im Ofen abgekühlt. Die
Härte des im Ofen abgekühlten Preßlings wurde dann bestimmt, und danach wurde der
Preßling auf ungefähr
1000'C
erhitzt und in
Öl abgeschreckt. Nach dem
Abschrecken wurde eine zusätzliche Hitzebehandlung durchgeführt. Die Zusammensetzungen
entsprechendjeder der obigen Patentschriften werden in der folgenden Tabelle mit
den Ergebnissen gezeigt:
| Härte-Rc |
| Patentschrift Nr. Zusammensetzung Sintertemperatur
Gesintert 1000- C 1 600- C Angelassen |
| Abgeschreckt 2050 C |
| Nr. 3 37 0/, TiC 1450 0 C 38,6 41,5 40,1 41,5 |
| #63 0/, Fe 45 Minuten lang |
| 64,2 0/0 TiC |
| Britische Patentschrift 8,8 0/0 VC 1450
- C 54,3 52,5 54,1 54,4 |
| 646627 20,0 0/, Fe 45 Minuten lang |
| 7,0 ()/, Ni |
| Britische Patentschrift 80 0/() TiC 14500C 44,1 44,7
52,7 44,8 |
| 678178 20 Fe 45 Minuten lang |
| 33 TiC |
| Erfindung 67 0/0 Stahl 14350C 49 bis 52*
70 bis 7153 bis 54 69 bis 70 |
| (Kohlenstoff- 45 Minuten lang |
| stahl) |
| Ausglühen auf eine Härte von 39 bis 40 Rc, indem
2 Stunden lang auf 840'C erhitzt wurde und dann mit einer Geschwindigkel t |
| von 12'C/Std. auf 105'C abgekühlt und dann im Ofen auf
Zimmertemperatur abgekühlt wurde. |
Bei der Durchführung der Wärmebehandlung wurde jede Probe
30 Minuten lang
auf
1000'C erhitzt und dann in
Öl abgeschreckt. Bei der Behandlung
auf
600'C wurde jede Probe 4 Stunden lang erhitzt und dann in Luft gekühlt.
Das Anlassen auf
205'C wurde
1 Stunde lang durchgeführt, und dann
wurde in Luft abgekühlt.
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Aus der Tabelle ergibt sich, daß bei der Legierung der deutschen Patentschrift
709 952 die Härte im gesinterten Zustand (62,5 Rc) im wesentlichen
die gleiche ist wie nach der Wärmebehandlung, mit anderen Worten, durch die Wärmebehandlung
tritt praktisch keine Änderung ein. Selbst wenn die Legierung bei 840'C ausgeglüht
und langsam abgekühlt wird, wie am Ende der Tabelle beschrieben ist, war die Härte
nur 61,9 Rc, zeigt also praktisch keine Änderung. Bei den Legierungen der
britischen Patentschrift 387 684 (es wurden drei Legierungen entsprechend
Beispiel IV geprüft) war die Härte nach dem Sintern ungefähr 38,5 Rc für
Legierung Nr. 1,
und es zeigte sich keine Änderung nach der Wärmebehandlung.
Genauso war bei der Legierung Nr. 2, die als Bindemittel Eisen und Nickel in den
angegebenen Mengen enthält, die Härte nach dem Sintern 40,65 Rc und zeigte
keine Änderung bei der Wärmebehandlung. Die Legierung Nr. 3 enthielt Eisen
als Bindemetall und hatte eine Härte von 38,6 Re nach dem Sintern, und auch
sie sprach nicht auf die Wärmebehandlung an. Die größte Härte, die erhalten werden
konnte, war nur 41,5 Re.
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Dies zeigt, daß es nicht genügt, wemnn an Eisen als Bindemetall hat.
Die Legierung muß genügend gebundenen Kohlenstoff enthalten, um beim Abschrekken
eine Verbesserung der Härte zu ergeben. Dies ist bei der hier besprochenen britischen
Patentschrift nicht der Fall. Die drei Legierungen zeigten, selbst wenn sie bei
840'C geglüht wurden, nur eine Härte von ungefähr 40 Re, also praktisch keine
Änderung. Auch bei der Legierung der britischen Patentschrift 646 627 ergab
das Metall der Grundmasse keine Verbesserung der Hä rte. Die Härte nach dem Sintern
war 54,3 Re, die Härte nach dem Abschrecken (von 1000'C) war 52,5
Rc, die Härte beim Abkühlen von 600'C war 54,1 Rc, die Härte nach
dem Anlassen von 205'C war ungefähr 54,4 Bc. Die Härte nach Ausglühen bei
840'C und langsame Abkühlung zeigte 39 Rc bei den Legierungen Nr.
1 und 2, 54,4 Re be Legierung Nr. 3, also sehr wenig Änderung.
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Auch die Legierung der britischen Patentschrift 678 178, die
mit Eisen gebundenes Titankarbid enthält, zeigte erst eine Härteänderung, wenn sie
einer Hitzebehandlung von 600'C unterworfen wurde. Die Härte stieg auf
52,7 Re. Die Härte nach dem Ausglühen bei 840'C und langsamem Abkühlen war
ungefähr 50 Rc, wieder sehr wenig Änderung.
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Im Gegensatz zu den obigen Legierungen zeigte die erfindungsgemäße
Legierung ein vollkommen anderes Verhalten. Eine Legierung, welche 33 0/0
Titankarbid und 67 0/,) Stahl enthielt (d. h. Eisen mit gebundenem
Kohlenstoff, um einen Kohlenstoffstahl zu ergeben, der auf eine Wärmebehandlung
anspricht), zeigte nach dem Sintern eine Härte von 49 bis 52 Rc und nach
dem Abschrecken von 1000'C einen beträchtlichen Anstieg auf 70 bis
71 Rc. Nach Ausglühen bei 840'C bei langsamer Abkühlung zeigt die erfindungsgemäß
zu verwendende Legierung eine Härte von 39 bis 40 Rc, d. h.
eine Härte, bei welcher die Legierung leicht zu bearbeiten ist. Wenn die Legierung
1 Stunde auf 205'C angelassen wird, wird sie zäh, und die Härte fällt
sehr wenig. Die erfindungsgemäß erhaltene hohe Härte ist auf die Bildung von Martensit
zurückzuführen (s. F i g. 4). Die Legierungen des Standes der Technik lassen
sich nicht auf diese Art durch Erhitzen härten. Dies ist auch aus Schliffbildern
ersichtlich, die untersucht wurden.
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Die erfindungsgemäß verwendete Legierung ist im wesentlichen frei
von unerwünschten Dendriten Lind Segregaten aus Titankarbid, da durch die pulvermetallurgische
Herstellungsweise und die Anwendung von Titankarbid an Stelle von Titanmetall die
spießig ausgebildeten groben Karbiddendrite und zusammenhängenden Primärkarbide
vermieden werden, wie sie in Schmelzlegierungen auftreten. Die Legierung zeichnet
sich weiter aus durch große Härte, verbunden mit hoher Widerstandsfähigkeit gegen
Hitze und Korrosion und durch Festigkeit und Widerstandsfähigkeit gegen Verschleiß
und Abnutzung. Sie hat bei der Wärmebehandlung Eigenschaften wie Stahl und ist besonders
ausgezeichnet durch eine hohe Verzugsfreiheit beim Härten, durch große Härtesicherheit
und dadurch, daß beim Abschrecken kein Reißen eintritt. Außerdem hat sie eine außerordentlich
große Spanne
beim Härten, durch die es ermöglicht wird, daß man
die Legierung bei 40 Rc bearbeitet und sie dann auf etwa 72 Rc härtet.
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In den Zeichnungen zeigt F i g. 1 die Wiedergabe eines Bildes,
welches Stangenmaterial aus der titan- und kohlenstoffreichen stahlartigen Legierung
zeigt, das in der üblichen Weise mit einem Schneidwerkzeug bearbeitet wird, F i
g. 2 ein Schliffbild in 1000facher Vergrößerung, auf dem eine erfindungsgemäß
zu verwendende Legierung nach Wärmebehandlung mit perlitischem Gefüge der Grundmasse
abgebildet ist, F i g. 3 eine ebensolche Darstellung, welche ein wärmebehandeltes
abgeändertes Gefüge der stahlartigen Legierung darstellt, F i g. 4 eine ebensolche
Darstellung, welche ein Martensitgefüge der erfindungsgemäß zu verwendenden stahlartigen
Legierung darstellt, F i g. 5 eine ebensolche Darstellung, welche ein ähnliches
Härtungsgefüge, aber mit kantigen Titankarbidkörnern darstellt, und F i
g. 6 ein Diagramm, welches die Anlaßhärten (Rc) von zwei stahlartigen Legierungen
gemäß der Erfindung mit der Abschreckhärte eines Stahls gemäß dem Stand der Technik
vergleicht; auf der Abszisse sind die Anlaßtemperaturen in 'C angegeben.
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Es folgen einige erfiridungsgemäße Legierungsbeispiele.
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Beispiel 1
Eine Legierung für die Verwendung als Zieh- und Stanzwerkzeug,
die im ausgeglühten Zustand zu komplizierten Formen bearbeitet werden kann und die
hohe Zähigkeit hat, ist die folgende: ungefähr 20 Gewichtsprozent Titan, ungefähr
5,6 Gewichtsprozent Kohlenstoff, ungefähr 3 Gewichtsprozent Molybdän,
ungefähr 3 Gewichtsprozent Chrom, Rest Eisen.
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Das Titan ist mit 5 0/, Kohlenstoff gebunden und bildet so
25 Gewichtsprozent Titankarbid, der restliche Kohlenstoff ist in der Stahlgrundmasse.
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Beispiel 2 Eine Legierung, die sehr brauchbar ist, wo große Zähigkeit
zusammen mit hoher Widerstandsfähigkeit gegen Verschleiß und Abrieb verlangt wird,
ist folgende: ungefähr 39 Gewichtsprozent Titan, ungefähr 10,3 Gewichtsprozent
Kohlenstoff, ungefähr 0,7 Gewichtsprozent Chrom, ungefähr 50 Gewichtsprozent
Eisen.
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Die vorstehenden Beispiele zeigen, daß Titan gemäß der Erfindung in
der stahlartigen Legierung in hohen Mengen verwendet werden kann. Durch die Verwendung
von Titan in Form von Titankarbid, an Stelle von metallischem Titan, werden eher
günstige als ungünstige Ergebnisse erzielt. Versuche haben gezeigt, daß Titankarbid
bei Anwendung in Verbindung mit Stahl, z. B. mit Stahl von niedrigem Kohlenstoffgehalt,
mit letzterem reagiert, und zwar durch die teilweise Auflösung des Titankarbids
im Stahl bei Erhitzung auf hohe Temperaturen, in flüssiger und fester Phasen reaktion,
wodurch das stahlartige Grundgefüge de. erhaltenen stahlartigen Legierung eine zusätzlichi
Auflegierung und zusätzlichen Kohlenstoffgehalt er hält. Damit werden die Härtbarkeit,
Widerstands fähigkeit während der Wärmebehandlung, Warmhärte Widerstandsfähigkeit
gegen Verformung und Ver schleiß usw. verbessert. Auch wenn die stahlartig( Grundmasse
sich von einem hochlegierten Stahl ab leitet, wird eine Verbesserung der endgültigen
Eigen schaften der stahlartigen Legierung erreicht.
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Die teilweise Löslichkeit von Titankarbid im stahl. artigen Grundgefüge
ist besonders wünschenswert weil sie Gefügebestandteile ergibt, die für die Eigen
schaften der Legierung vorteilhaft sind, insbesonder( in bezug auf Widerstandsfähigkeit
gegen Verschleil und Verformung. Solche Gefügebestandteile könner ganz oder teilweise
abgerundete oder im wesentlicher kantige Partikeln von Titankarbid sein, welche
gleich. mäßig innerhalb der stahlartigen Grundmasse verteilsind, wobei das Grundgefüge
austenitische Zer. setzungsprodukte sind, wie Perlit, Sphäroidit (körnigei Perlit),
Martensit oder Bainit. Beispiele solcher Gefügc zeigen die F i g. 2,
3, 4 und 5. F i g. 2, Reproduktior eines Schliffbildes in 1000facher
Vergrößerung, zeig das Gefüge der stahlartigen Legierung im geglühter Zustand und
enthält teilweise abgerundete Titan. karbidpartikeln, die im wesentlichen gleichmäßig
durcl. eine perlitische Grundmasse verteilt sind. F i g. 3:
gleichfalls in
1000facher Vergrößerung aufgenommen, zeigt teilweise abgerundete Titankarbidpartikeln,
wel. che innerhalb eines ähnlichen stahlartigen Grund. gefüges verteilt sind, das
wesentliche Anteile vor Sphäroidit enthält. Die Gefügebestandteile gemäf F i
g. 4, in 1000facher Vergrößerung aufgenommen, zeigen gut abgerundete Titankarbidpartikeln,
gleichfalls innerhalb eines ähnlichen stahlartigen Grundgefüges verteilt, das in
erster Linie aus Martensit besteht und durch Abschrecken mit Wasser von einer Temperatur
von etwa 985'C entstand. F i g. 5 isi ähnlich wie F i g. 4, nur daß
sie kantige Titankarbid. partikeln zeigt, welche innerhalb einer martensitischeil
Grundmasse verteilt sind. Dieses Gefüge hat besondere Vorteile für Schneidwerkzeuge.
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Das Diagramm F i g. 6 zeigt die Anlaßhärte von zwei
Legierungen gemäß der Erfindung (Kurven A
und _B). Unter Anlaßhärte ist die
Härte bei Raumtemperatur zu verstehen, die eine Legierung hat, welche vorher gehärtet
und dann auf die im Diagramm angegebenen Temperaturen erhitzt wurde. Zum
Vergleieli wird eine Kurve der Anlaßhärte von gebräuchlichern 18-4-1-Schnelldrehstahl
(Zusammensetzung 0,85 bis 1,50 0/, C, 4 0/0 Cr,
1 bis 2 l)/, V, 18 0/0 W, Rest Eisen) gezeigt (Kurve X). Kurve
A zeigt die Anlaßhärte einer stahlartigen Legierung gemäß der Erfindung,
die etwa 50 0/0 Titan, genügend Kohlenstoff zur Verbindung mit dem
Titan und als Rest im wesentlichen Eisen enthält. Die Anlaßhärte dieser Legierung
bei Temperaturen über etwa 670'C ist der überlegen, die in KurveX dargestellt
ist. Sie ist auch bezüglich der Anlaßhärte bei Temperaturen unter etwa 440'C überlegen.
Kurve B zeigt die Anlaßhärte einer stahlartigen Legierung gemäß der Erfliidung,
die etwa 50 0/, Titan, 101)/, Wolfram, 21)/o Chrom mit geringen Teilen von
Vanadium und genügend Kohlenstoff enthält, um sich im wesentlichen mit dem ganzen
Titangehalt zu verbinden und der stahlartigen Grundmasse Wärinebehandlungsfähigkeit
zu verleihen. Die Anlaßhärte
dieser stahlartigen Legierung ist der
der gebräuchlichen Legierung in allen Temperaturbereichen bis zu ungefähr
1000'C überlegen.
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Man wird aus dem Vorangegangenen ersehen, daß die erfindungsgemäß
zu verwendenden stahlartigen Legierungen mit hohem Gehalt an Titan und Kohlenstoff
wie gebräuchliche Stähle wärmebehandelt werden können, um harte oder ausgeglühte
Gefüge zu erhalten. Im Gegensatz zu gebräuchlichen Stahlarten -zeigen gewisse erfindungsgemäß
zu verwendende stahlartige Legierungen jedoch ihre höchste Zähigkeit in voll gehärtetem
Zustand. So zeigt z. B. eine stahlartige Legierung, bestehend aus ungefähr
35 Gewichtsprozent Titan und einem Rest aus im wesentlichen Eisen und mit
Titan gebundenem Kohlenstoff, im ausgeglühten Zustand ganz allgemein eine Schlagbiegezähigkeit
von ungefähr 0,09 inkg, wenn sie nach der Izodmethode an einem ungekerbten
Stab von 1,21 CM2 Querschnitt untersucht wird. Wenn aber die gleiche Legierung durch
Abschrecken in Wasser bei etwa 985'C vollkommen gehärtet wurde, dann wird die Schlagbiegezähigkeit
auf ungefähr 0,15 mkg verbessert. So ist also die Schlagbiegezähigkeit in
dem voll gehärteten Zustand besser als im ausgeglühten Zustand, während das Umgekehrte
für die meisten gebräuchlichen Stahlsorten zutrifft.
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Beispiele für Stahlsorten, welche in Verbindung mit Titankarbid bei
der Herstellung von stahlartigen Legierungen gemäß der Erfindung verwendet werden
können, schließen sowohl niedrige, mittlere, als auch hochkohlenstoffhaltige Stähle,
also Stahlsorten mit 0,08 bis 0,13 0/, C, 0,30 bis 0,60 0/,
Mii oder 0,18 bis 0,23 0/, C, 0,30 bis 0,60 0/, Mn oder
0,28 bis 0,34 11/0 C,
0,60 bis 0,90 0/0 Mn oder
0,37 bis 0,44 0/0 C, 0,60 bis 0,90 0/0 Mn oder 0,75
bis 0,88 0/,) C, 0,60 bis 0,90 0/() Mii, alle Stahlsorten haben
maximal 0,040 11/0 P und maximal 0,050 0/0 S usw., ein. Reines Eisen
kann ebenfalls verwendet werden, da es sich mit dem Kohlenstoff während des Herstellungsverfahrens
der Legierung zu Stahl verbindet. Niedrig-, mittel- und hochlegierte Stähle können
gleichfalls verwendet werden, einschließlich der folgenden: ungefähr 0,8l)/, Chrom,
0,20/, Molybdän, ungefähr 0,300/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen;
ungefähr 501, Chrom, 1,4l)/,) Molybdän, 1,4 l)/, Wolfram, 0,45 0/,) Vanadium,
0,3 5 0/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen; ungefähr 80/0 Molybdän,
411/,) Chrom, 20/0 Vanadium, 0,850/,
Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen;
ungefähr 181)/o Wolfram, 40/, Chrom, ll)/o Vanadium, 0,750/,
Kohlenstoff,
Rest im wesentlichen Eisen; ungefähr 20 ')/0 Wolfram, 12 0/, Kobalt,
4 l)/, Chrom, 2 0/0 Vanadium, 0, 80 0/0 Kohlenstoff, Rest im wesentlichen
Eisen; und allgemein andere Stahlsorten, welche kristallographisch bei gewöhnlicher
Temperatur durch eine kubisch raumzentrierte Struktur gekennzeichnet sind und die
bei erhöhter Temperatur unterhalb des Stahlschmelzpunktes in eine kubisch flächenzentrierte
Struktur umgewandelt werden können.
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Das für die Legierung verwendete Titankarbid kann begrenzte Mengen
von anderen Karbiden, vorzugsweise solche, die darin in fester Lösung vorliegen,
enthalten, ohne vom Rahmen der Erfindung abzuweichen. So kann das Titankarbid teilweise
bis zu etwa 350/, durch Wolframkarbid, bis zu etwa 350/,
durch Vanadiumkarbid,
bis zu etwa 25"/, durch Zirkoniumkarbid, bis zu etwa 1011/0 durch Niobkarbid, bis
zu etwa 100/, durch Tantalkarbid usw. ersetzt werden, wobei die gesamten
Mengen dieser Karbide ungefähr 50Gewichtsprozent der insgesamt vorhandenen Karbide
nicht überschreiten dürfen. Mit anderen Worten: das in der stahlartigen Legierung
verwendete Karbid kann auch andere Karbide enthalten, jedoch soll für den Karbidanteil
die Basis Titankarbid erhalten bleiben.
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Wie bereits festgestellt wurde, wird die stahlartige Legierung gemäß
der Erfindung einer Wärmebehandlung unterworfen. Um eine solche Legieru
' ng auszu-# glühen, wird sie langsam durch die A,-Temperatur gekühlt und
bekommt dadurch ein Gefüge in der stahl-' artigen Grundmasse, das aus Perlit und
Sphäroidit besteht. Unter A,-Temperatur ist die Temperatur zu verstehen, bei welcher
die kubisdh flächenzentrierte Kristallstruktur in eine kubisch raumzentrierte Kristallstruktur
verwandelt wird. Beim Härten wird die erfindungsgemäße Legierung auf eine zur Austenitbildung
genügende Temperatur erhitzt, wodurch die Grundmassen im wesentlichen in eine kubisch
flächenzentrierte Struktur umgewandelt wird, und zwar so lange, bis ein gleichmäßiges
Gefüge hergestellt ist; darauf wird sie durch Kühlen in Luft, Öl oder Wasser,
je nach der Härtbarkeit der stahlartigen Legierung abgeschreckt und auf diese
Weise Austenit zu Martensit zersetzt. Der Austenit kann durch isothermes
Ab-
schrecken auf eine Temperatur, bei der Bainit gebildet wird, von der vorgenannten
austenitbildenden Temperatur auch in Bainit umgewandelt werden.
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Ein wesentlicher Vorteil der Erfindung ist, daß die ausgeglühte, hochtitanhaltige
und hochkohlenstoffhaltige, stahlartige Legierung weitgehend durch die üblichen
Verfahren maschinell bearbeitet werden kann. Beispielsweise können Stangen, die
etwa 35 Gewichtsprozent Titan und als Rest im wesentlichen Kohlenstoffstahl
und mit Titan gebundenen Kohlenstoff enthalten, und die bis 40 Rockwell
C geglüht sind, leicht auf einer Drehbank in die gewünschte Form gebracht
werden, wobei man als Schneidwerkzeug eine zur Stahlbearbeitung geeignete Qualität
von Wolframkarbid benutzt. Die bearbeiteten Stangen wurden dann von einer Temperatur
von etwa 870'C durch Ölabschreckung auf ungefähr 72 Rockwell
C gehärtet. F i g. 1 zeigt die Leichtigkeit, mit welcher eine ausgeglühte
Legierung gemäß der Erfindung durch ein gewöhnliches Schneidwerkzeug bearbeitetwerden
kann. Diese Legierung hatte einen Titangehalt von ungefähr 35 Gewichtsprozent,
wobei das Titan an Kohlenstoff gebunden war; der Rest war eine. perlitartige Grundmasse.
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Die erfindungsgemäß zu verwendende stahlartige Legierung kann im wesentlichen,
frei von groben Karbiddendriten und -ausscheidungen hergestellt werden, vorzugsweise
durch Tränken oder Gießen von geschmolzenem Stahl in die Zwischenräume eines zusammenhängenden,
porösen, im wesentlichen aus Titankarbidkörnern bestehenden Skelettes. Ein solches
Skelett erhält man durch Zusammenpressen der Titankarbidkörner zu einem zusammenhängenden
porösen Körper und darauffolgendes Erhitzen auf hohe Temperatur (gewöhnlich etwa
1000 bis 1600'C) über einen Zeitraum von ungefähr 1/, bis
6 Stunden, und zwar vorzugsweise im Vakuum oder einem Unterdruck, der nicht
über 200 Mikron Quecksilbersäure hinausgehen soll. Wahlweise kann das Pressen durch
gleichzeitiges Brikettieren und Erhitzen auf die angegebenen Temperaturbereiche
unter nichtoxydierenden Bedingungen und für ungefähr 10 Minuten bis 2 Stunden
erfolgen. Der poröse Körper wird dann für den Tränkprozeß
vorbereitet,
indem man ihn in eine Form aus feuerfestem Material einbringt, welches im wesentlichen
gegen die stahlartige Legierung inert ist, also beispielsweise stabilisiertes Zirkoniumoxyd,
wobei man dafür sorgt, daß der Stahl beim Schmelzen in die Form eintritt und mit
dem porösen Karbidskelett in Verbindung tritt. Die Form aus feuerfestem Material
mit dem porösen Karbidskelett wird dann in einen geeigneten Schmelzofen gebracht.
Man gibt eine für die Tränkung genügende Menge Stahl auf die Öffnung der Form und
bringt das Ganze auf eine Temperatur, die gewöhnlich etwa bis zu 100'C über dem
Schmelzpunkt des Stahl hegt, so daß der geschmolzene Stahl in die Zwischenräume
des porösen Körpers fließt und diesen vollkommen ausfüllt. Dabei ist für eine Übercharge
im Hinblick auf die Höhlungen, Kanäle usw. zu sorgen, welche durch Schrumpfen entstehen.
Das Tränken wird im Vakuum durchgeführt oder bei einem Unterdruck, der im allgemeinen
200 Mikron Quecksilbersäule nicht übersteigt. Nachdem der Stahl alle Zwischen- und
Hohlräume des porösen Titankarbidskeletts ausgefüllt und mit ihm Gleichgewicht erreicht
hat, wird das Karbid durch teilweise Lösung in der flüssigen Phase verändert, wodurch
es in einzelne und gleichmäßig verteilte Partikeln getrennt wird. Der getränkte
stahlartige Legierungskörper wird im Vakuum gekühlt, aus dem Ofen entfernt und schließlich
aus der feuerfesten Form genommen. Das Produkt wird dann geglüht, z. B. durch etwa
4 Stunden langes Erhitzen in einem Ofen bei wenigstens 700 bis
1050'C.
Das geschieht unter nichtoxydierenden Bedingungen, beispielsweise
in einer reduzierenden Atmosphäre, welche ungefähr aus 93 0/, Stickstoff
und etwa 7 0/0
Wasserstoff besteht; anschließend erfolgt dann eine gesteuerte
Abkühlung von weniger als ungefähr 15'C
je Stunde bis hinunter zu einer
Temperatur von ungefähr 540'C oder niedriger. Wie bereits gesagt, zeigt das Gefüge
der geglühten stahlartigen Legierung harte Titankarbidkörner, welche im wesentlichen
gleichmäßig in einer geglühten stahlairtigen Grundmasse verteilt sind, z. B. einer
Grundmasse, welche ein Gefüge aus Perlit, Sphäroidit oder Martensit-Zersetzungsprodukten
besitzt. Die folgenden Beispiele zeigen im einzelnen, wie das vorgehend beschriebene
Verfahren bei der Herstellung. von Legierungen und Produkten nach der Erfindung
angewandt werden kann.
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Beispiel 3
Ein Werkzeug zur Warmformung unter Schlag besteht
aus einer Legierung folgender Zusammensetzung:. ungefähr 43 Gewichtsprozent Titan,
ungefähr 45,3 Gewichtsprozent Eisen, ungefähr 11 Gewichtsprozent Kohlenstoff,
ungefähr 0,4 Gewichtsprozent Chrom, ungefähr 0,2 Gewichtsprozent Mangan, ungefähr
0,1 Gewichtsprozent Molybdän.
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Das Werkzeug wurde in folgender Weise hergestellt: Ein Ansatz von
Titankarbid mit folgender Analyse: 78,0 0/, Titan, 20,68 % Gesamtkohlenstoff,
3,110/0
freier Kohlenstoff, 0,22 0/, Eisen, 0,037 ')/0 Wasserstoff,
1,09 l)/, Sauerstoff, 0,503 l)/, Stickstoff wurde in einem
Graphitschmelztiegel ohne künstliche Schutzgasatmosphäre bei ungefähr
1900'C behandelt. Nach dieser Behandlung war der freie Kohlenstoffgehalt
3,78 ')/0
und der Gesamtkohlenstoffgehalt 20,510/0. Der wärmebehandelte Sinterkuchen
wurde dann auf DIN-Siebgröße Nr. 60 zerbrochen. Ungefähr 2000 g dieses
zerpulverten Produktes wurden in eine Kugelmühle am; rostfreiem Stahl mit j,8
1 Volumen gebracht, welche mit 11,5 kg halbzölligen Stahlkugeln beschickt
und dann zur Hälfte mit Trichloräthylen gefüllt wurde. Das Produkt wurde
100 Stunden gemahlen, sorgfältig getrocknet -und durch ein DIN-Sieb Nr.
60 gesiebt.
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Ein 6,35 cm im Durchmesser aufweisendes, poröses, zylindrisches
Brikett von 3,17 cm Höhe wurde dann unter Druck einem von 0,62 t/cm2
gepreßt. Es wurde auf einen Träger aus Graphit gesetzt und auf ungefähr
1250'C % Stunde lang im Vakuum von weniger als 100 Mikron Quecksilbersäule
erhitzt. Das erhitzte, poröse Brikett enthielt ungefähr 65 Volumprozent Titankarbid.
Es wurde dann in eine aus feuerfestem Material bestehende Form gesetzt, die aus
granuliertem, stabilisiertem Zirkoniumoxyd bestand. Eine vorbestimmte Menge des
Metalls, die so berechnet war, daß alle Zwischenräume zwischen den Karbid-. körnern
in der Form ausgefüllt wurden, zusätzlich eines Überschusses in der Größenordnung
von 50 0/() wurde auf die Form gegeben, Dieser Überschuß war notwendig, um
die Form und auch die durch Schrumpfung entstandenen Hohlräume wie bei der üblichen
Formgießerei vollkommen auszufüllen. Das Metall bestand in diesem Falle aus dem
Chrom-Molybdän-Stahl 0,28 bis 0,33 % C, 0,40 bis 0,60 0/, Mn,
0,040 0/, P, 0,0400/, S, 0,20 bis 0,350/0 Si, 0,80 bis
1,100/, Cr, 0,15
bis 0,25 l)/, Mo, Rest Fe. Die Charge wurde
in einen Vakuumgießofen gebracht und langsam auf eine Temperatur von ungefähr
1530'C erhitzt. Der Stahl schmolz bei einem Druck von annähernd 200 Mikron
Quecksilbersäule und einer Temperatur von ungefähr 1480'C. Das poröse Karbidskelett
wurde dann mit dem geschmolzenen Metall getränkt. Die Temperatur wurde
1 Stunde lang auf ungefähr 1530'C gehalten, so daß eine hohe Fließfähigkeit
des Metalls gewährleistet war, alle Hohlräume vollkommen ausgefüllt wurden und Auflösung
sowie Abrundung der Karbidkörner eintreten konnte. Man ließ die Schmelze danii im
Vakuum abkühlen, entfernte sie aus dem Ofen und nahm das Gußstück aus der Form heraus.
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Der rohe Guß wurde dann durch Einbringen in einen Ofen mit ungefähr
870'C in einer Schutzgasatmosphäre aus ungefähr 93 11/0 Stickstoff
und ungefähr 7 0/0 Wasserstoff geglüht. Die Zeit der Glühbehandlung betrug
2 Stunden. Anschließend wurde das Gußstück in regelmäßigen Temperaturstufen von
weniger als 15'C pro Stunde auf etwa 540'C heruntergekühlt. Das geglühte
Gefüge hatte dann eine Härte von ungefähr 45 Rockwell C. Das Gußstück konnte
dann auf einer Drehbank in die gewünschte Form gedreht werden, wobei man eine stahlschneidende
Sorte von Wolframkarbid-Hartmetall verwandte, Die üblichen Toleranzen für das Schleifen
nach dem Härten wurden eingehalten. Der bearbeitete Rohling wurde durch Umwandlung
der Grundmasse in Austenit bei etwa 980'C und darauffolgende Abschreckung
im Ölbad gehärtet. Der Rohling wurde dann 1 Stunde lang bei ungefähr
205'C angelassen. Der gehärtete Körper hatte eine Härte von ungefähr
70 bis 71 Rockwell C.
Seine Biegebruchfestigkeit war ungefähr
210 kg/mm2 und seine Schlagbiegezähigkeit ungefähr 0,14 mkg bei einem ungekerbten
Stab von 1,21 cm2 Querschnitt, ,geprüft nach der Izodkerbschlagprobe. Es wurde dann
auf die endgültige Größe geschliffen, in einen Werkzeughalter
aus
geeigneter Stahllegierung eingebracht und war somit gebrauchsfertig.
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Beispiel 4 Eine brauchbare Legierung zum Schneiden von verschleißverursachenden
Materialien hat die folgende Zusammensetzung: ungefähr 56 Gewichtsprozent
Titan, ungefähr 14,3 Gewichtsprozent Kohlenstoff, ungefähr 1 Gewichtsprozent
Vanadium ungefähr 4,3 Gewichtsprozent Wolfraj, ungefähr 0,9 Gewichtsprozent
Chrom, Rest Eisen.
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Das Titan ist mit 14 % Kohlenstoff gebunden und bildet
70 Gewichtsprozent Titankarbid, der restliche Kohlenstoff ist in der Stahlgrundmasse.
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- Um die obige Legierung, die 70 Gewichtsprozent Titankarbid
und 30 Gewichtsprozent Stahlmasse enthält herzustellen, werden
3500 g Titankarbid mit 1500 g der stahlbildenden Bestandteile in einer
Stahlmühle gemischt. Die gepulverten Bestandteile enthalten 1 g Paraffinwachs
pro 100 g Mischung. Das Mahlen wird ungefähr 40 Stunden durchgeführt, wobei
Hexan als Träger verwendet wird und die Mühle zu einem Drittel mit Kugeln aus rostfreiem
Stahl gefüllt ist.
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Nach Beendigung des Mahlens wird die Mischung entnommen und im Vakuum
getrocknet. Ein Teil der Mischung wird mit einem Druck von 2,11 t/cm2 zu dem gewünschten
Gegenstand gepreßt. Dieser Gegenstand wird dann im Vakuum, d. h. mit flüssiger
Phase, gesintert, und zwar ungefähr % Stunde bei einem Vakuum unter 20 #t
Quecksilber bei einer Temperatur von ungefähr 1450'C. Nach dem Sintern wird der
gesinterte Gegenstand abgekühlt und 2 Stunden auf 900'C erhitzt, worauf mit
einer Geschwindigkeit von ungefähr 15'C/Std. auf ungefähr 700'C abgekühlt
und dann in einem Ofen auf Zimmertemperatur abgekühlt wird, um ein Gefüge zu erzeugen,
welches Sphäroidit enthält. Der geglühte Gegenstand wird dann durch Bearbeitung
gereinigt und wird dann gehärtet, indem er von einer Temperatur von ungefähr
980'C
in Öl abgeschreckt wird, und er erhält dann eine Härte von ungefähr
72 bis 74 Rc.
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Beispiel 5
Eine für Strangpreßmatrizen brauchbare Legierung
hat folgende Zusammensetzung: etwa 29,5 Gewichtsprozent Titan, etwa
58 Gewichtsprozent Eisen, etwa 7,5 Gewichtsprozent Kohlenstoff, etwa
1,2 Gewichtsprozent Molybdän,. etwa 1,2 Gewichtsprozent Wolfram, etwa
0,3 Gewichtsprozent Vanadium.
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Zur Herstellung dieser Zusammensetzung werden 3700 g Titankarbid,
behandelt nach Beispiel 3, mit 6300 g eines Werkzeugstahles, der in
so feiner Form vorliegt, daß alle Teilchen durch ein DIN-Sieb Nr. 125
gehen,
innig durch Vermahlen in einer Mühle aus rostfreiem Stahl gemischt. Das Produkt
wurde dann unter einem Druck von 15,5 t/CM2 brikettiert. Dieses Brikett wurde
dann im Vakuum bei einem Druck von weniger als 200 Mikron Quecksilbersäule und einer
Temperatur von ungefähr 1470'C 3 Stunden lang gesintert. Nach dem Abkühlen
im Vakuum wurde die Legierung bei etwa 870'C in einer Schutzgasatmosphäre
aus etwa 930/0 Stickstoff und 70/, Wasserstoff geglüht. Der ausgeglühte
Verbundwerkstoff hatte eine Härte von etwa 40 Rockwell C und konnte auf der
Drehbank unter Verwendung eines stahlschneidenden Wolframkarbid-Hartmetalls in die
gewünschte Form gedreht werden. Die üblichen Toleranzen für das Schleifen nach dem
Härten wurden eingehalten. Der bearbeitete Formling wurde gehärtet durch Umwandlung
der Grundmasse in Austenit bei etwa 980'C und Abschreckung in einem Ölbad.
Der Formling wurde dann 1 Stunde bei etwa 200'C angelassen. Seine
Härte betrug dann etwa 70 Rockwell C, und nach dem Schleifen und Polieren
erwies sich eine Strangpreßmatrize aus dieser Legierung in bezug auf Erosionsfestigkeit
und Widerstandsfähigkeit gegen Abrieb als ausgezeichnet.
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Die Erfindung erbringt eine stahlartige Legierung, die reich an Titan
und Kohlenstoff ist und die in Form von Stangenmaterial mit rundem, vierkantigem
und anderem geometrischem Querschnitt sowie in Form von Rohlingen, Blöcken und Barren
verwendbar ist für die Herstellung von Schneidwerkzeugen, Schlag-und Stauchmatrizen,
Ziehsteinen, Walzen, Preß- und Strangpreßmatrizen, Schmiedematrizen, Gesenkschmiedeformen,
Reibahlen und im allgemeinen von verschleißfesten und/oder wärmebeständigen Elementen,
Werkzeugen oder Maschinenteilen.