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Verwendung einer auf pulvermetallurgischem Wege hergestellten Legierung
aus primärem Karbid und ferritischem Stähl als Werkstoff für verschleißfeste Werkzeuge
und Maschinenteile Die Erfindung betrifft die Verwendung einer auf pulvermetallurgischem
Wege hergestellten, durch Abschrecken und Anlassen in ihrer Härte einstellbaren
Legierung mit 15 bis 90 Gewichtsprozent eines primären Karbids und einer Grundmasse
aus ferritischem Stahl mit 60 °/o Eisen.
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Die britische Patentschrift 778268 beschreibt eine auf pulvermetallurgischem
Wege hergestellte Legierung aus Stahl und 10 bis 70 Gewichtsprozent Titan, entsprechend
20 bis 90 Volumprozent Titankarbid.
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Bei dieser Legierung kann das Titänkarbid bis etwa zur Hälfte des
Gesamtgewichtes durch Karbide anderer Karbid bildender Metalle ersetzt sein, z.
B. durch Karbide von Wolfram, Vanadiüm, Zirkon, Niob oder Tantal, wobei jedoch Vanadiumkarbid
nur bis zu 35 Gewichtsprozent, Niobkarbid und Tantalkarbid nur bis zu 10 Gewichtsprozent
vorhanden sein dürfen. Durch Ausglühen in einer Schutzatmosphäre und langsames Abkühlen
kann die Rockwellhärte dieser Legierung auf etwa 40 RC herabgesetzt werden. In diesem
Zustand kann die Legierung spanabhebend bearbeitet werden, z. B. zu einem Stanz-
oder Schneidwerkzeug. Durch nochmaliges Erhitzen und Abschrecken wird die Legierung
dann auf etwa 70 RC gehärtet und ergibt sehr verschleißfeste Werkzeuge.
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Als bevorzugte Methode zur Herstellung der gewünschten Legierung wird
die Pulvermetallurgie angewendet, die darin besteht, pulverförmiges Titankarbid
mit pulverförmigen stahlbildenden Bestandteilen zu vermischen und durch Verpressen
des Gemisches in einer Form einen Rohling zu formen und darauf den Rohling einem
Sintern in flüssiger Phase unter nichtoxydierenden Bedingungen, z. B. im Vakuum,
zu unterwerfen.
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Es ist wünschenswert, zu einem Produkt zu gelangen, das einen beträchtlich
hohen Gehalt an primärem Karbid aufweist und das doch innerhalb eines weiten Bereiches
an Härtegraden wärmebehandlungsfähig ist, ohne daß das Korn des primären Karbids
in seiner Form verändert wird. Unter dem Ausdruck »primäres Karbid« soll dasjenige
Karbid verstanden werden, welches bei Anwendung der üblichen Wärmebehandlungsmethoden
für Stahl beständig ist.
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Die eben beschriebene Legierung mit Titankarbid ist für viele Zwecke
sehr geeignet. Es besteht jedoch ein Bedürfnis danach, eine Legierung mit hohem
Karbidgehalt herzustellen, die im geglühten, nicht gehärteten Zustand noch niedrigere
Härtegrade besitzt. Dadurch wird die Herstellung komplizierter Formstücke ermöglicht,
die dann durch Ausglühen und Abschrecken zu einer sehr hohen Härte einstellbar sind
und die im gehärteten Zustand weitgehend die Eigenschaften von gehärteten Karbiden
aufweisen.
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Die vorliegende Erfindung betrifft nun die Verwendung einer auf pulvermetallurgischem
Wege hergestellten, durch Abschrecken und Anlassen in ihrer Härte einstellbaren
Legierung mit 15 bis 90 Gewichtsprozent eines primären Karbids, das Vanadinkarbid,
Niobkarbid oder Tantalkarbid -ist, Rest eine Grundmasse aus ferritischem Stahl mit
mindestens 60 °/o Eisen und mit bis zu 40 °/o in ferritischen Stählen üblichen Legierungsbestandteilen
als Werkstoff für zähe, verschleißfeste Werkzeuge; und Maschinenteile, die im geglühten,
nicht gehärteten Zustand spanabhebend bearbeitbar sein müssen, insbesondere für
Werkzeuge für spanlose Verformung, wie Stanz-, Zieh-, Preß- und Schmiedewerkzeuge.
Vorzugsweise enthält die erfindungsgemäß verwendete Legierung 20 bis 75 °/o der
primären Karbide.
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Die erfindungsgemäß verwendete Legierung kann selbst dann, wenn sie
wesentliche Mengen, z. B. bis zu 45 Gewichtsprozent, Niobkarbid oder Tantalkarbid
enthält, bis hinab zu einer Härte von 30 bis 35 RC eingestellt und nach der maschinellen
Bearbeitung bis zu Härten von 65 bis 70 Rockwell gehärtet werden. Die Herabsetzung
der Härte auf Werte von 30 bis 35 RC ist technisch besonders wichtig, da die maschinelle
Bearbeitbarkeit der Legierung
beträchtlich verbessert wird und auch
die Herstellung komplizierter Formstücke ermöglicht wird, die dann wieder zu großen
Härten von etwa 70 RC gehärtet werden können.
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Die erfindungsgemäß verwendete Legierung wird zweckmäßig in Form von
Stangenmaterial hergestellt, das nach der Einstellung auf eine niedrige RC-Härte
maschinell zu den gewünschten Werkzeugen spanabhebend bearbeitet wird, und diese
Werkzeuge werden dann gehärtet.
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Wie schon ausgeführt, ist das Karbid in einer Grundmasse aus ferritischem
Stahl mit mindestens 60 °/o Eisen und mit bis zu 40 °/o in ferritischen Stählen
üblichen Legierungsbestandteilen enthalten. Dieser Stahl kann ein legierter Stahl,
ein Kohlenstoffstahl oder auch reines Eisen sein, dem Kohlenstoff zugesetzt wird,
um--die benötigte Stahlzusammensetzung zu bilden.. Der vorhandene Kohlenstoff, ausgenommen
der-- in Form -des primären Karbids vorliegende, soll ausreichen, um der fertigen
Stahlgrundmasse die Wärmebehandlungsfähigkeit zu verleihen. Für diesen Zweck ist
ein weiter Bereich von Stahlzusammensetzungen brauchbar. Hierzu gehören sowohl niedrige,
mittlere als auch hochkohlenstoffhaltige Stähle, also Stahlsorten mit 0,08 bis 0,13
°/o C, 0,30 bis 0,60 °/o Mn oder 0,18 bis 0,230/, C, 0,30 bis 0,600/,
Mn oder 0,28 bis 0,34°/o C, 0,60 bis 0,90°/o Mn oder 0,37 bis 0,44 °/o C, 0,60 bis
0,90 °/o Mn oder 0,75 bis 0,88 % C, 0,60 bis 0,90°/o Mn, alle Stahlsorten
haben maximal 0,040 °/o P und maximal 0,050 °/a S usw. Zu niedrig-, mittel- und-hochlegierten
Stählen, die ebenfalls verwendet werden können, gehören die folgenden: 0,80/, Chrom,
0,20/, Molybdän, 0,300/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen; 5 °/o
-Chrom, 1,4 °/o Molybdän; 1,40/() Wolfram, 0,450/, Vanadin, 0,3511/0 Kohlenstoff,
Rest im wesentlichen Eisen; 8 °/o Molybdän, 40/0 Chrom, 20/, Vanadin, 0,85()/, Kohlenstoff,
Rest im wesentlichen Eisen; 180/0 Wolfram, 411/0 Chrom; 10/, Vanadin, 0,75°/o
Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen; 20 °/o Wolfram, 12 °/o Kobalt, 4 °/o Chrom,
20/, Vanadin, 0,800/, Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen; und ganz allgemein
andere Stahlsorten, welche kristallographisch bei gewöhnlicher Temperatur durch
ein raumzentriertes kubisches Gefüge gekennzeichnet sind und die bei erhöhter Temperatur
unterhalb des Schmelzpunktes des Stahles in ein flächenzentriertes Gefüge umgewandelt
werden können.
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Bei der erfindungsgemäß verwendeten Legierung sind große Mengen eines
primären Karbids in Form von isolierten scharfkantigen Körnern vorhanden, die innerhalb
der Stahlgrundmasse verteilt sind, ohne daß große Karbiddendrite gebildet sind.
Dies wird dadurch erreicht, daß zur Herstellung der Legierung die Pulvermetallurgie
angewendet wird. Eine andere Arbeitsweise, die benutzt werden kann, besteht darin,
daß primäre Karbidkörner zu einen zusammenhängenden porösen Körper brikettiert werden
und anschließend auf erhöhte Temperatur, in der Regel 1000 bis 1600°C über einen
Zeitraum von 1/2 bis zu 6 Stunden, vorzugsweise unter Vakuum oder bei einem Unterdruck,
der 300 Mikron Quecksilbersäule nicht überschreitet, erhitzt werden. Abweichend
hiervon kann der Zusammenschluß durch gleichzeitiges Brikettieren und Erhitzen auf
den angegebenen Temperaturbereich unter nichtoxydierenden Bedingungen innerhalb
einer Zeitspanne von 10 Minuten bis zu 2 Stunden erfolgen. Der erhaltene poröse
Körper wird dann für den Tränkprozeß vorbereitet, indem man ihn in eine Form auf
feuerfestem Material einbringt, die im wesentlichen gegen die stahlartige Legierung
inert ist; z. B. aus stabilisiertem Zirkondioxyd besteht, wobei man dafür Sorge
trägt, daß der geschmolzene Stahl in die Form eintritt und mit dem porösen Karbidskelett
in Berührung kommt. Die Form aus feuerfestem Material und das hierin eingebrachte
poröse Karbidskelett wird dann in einen geeigneten Tränkofen eingeführt.
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Man gibt eine für das Tränken ausreichende Menge Stahl auf die Öffnung
der Form und bringt das Ganze auf eine Temperatur, die in der Regel bis zu
100'C
oberhalb des Schmelzpunktes des Stahles liegt, so daß der geschmolzene
Stahl in die Zwischenräume des porösen Körpers fließt und ihn völlig ausfüllt. Dabei
muß man für einen Chargenüberschuß wegen der beim Schrumpfen entstehenden Hohlräume,
Kanäle u. dgl. Sorge tragen. Das Tränken wird im Vakuum oder bei Unterdruck durchgeführt,
der in der Regel 300 Mikron Quecksilbersäule nicht übersteigen soll. Nachdem der
Stahl alle Zwischen- und Hohlräume in dem porösen primären Karbidskelett ausgefüllt
und mit ihm Gleichgewicht erreicht hat, wird das Karbid durch teilweise Lösung in
der flüssigen Phase modifiziert, wobei es in einzelne und gleichmäßig verteilte
Körner getrennt wird. Der getränkte Sinterkörper der stahlartigen Legierung wird
im Vakuum gekühlt, aus dem Ofen entfernt und aus der feuerfesten Form herausgenommen.
Hierauf wird das Produkt der Vergütungs- und Hitzebehandlung unterworfen.
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Als besonders geeignet hat sich die Anwendung der Arbeitsweise erwiesen,
bei der die Legierungsbestandteile miteinander vermischt, zu einem Formstück geformt
werden und dieses Formstück dann bei erhöhter Temperatur eine solche Zeit lang gesintert
wird, die ausreicht, um eine vollständige Verdichtung zu erzielen. Genauer ausgedrückt
besteht diese Arbeitsweise in dem Vermischen der geeigneten Mengen des primären
Karbids mit den geeigneten Mengen der stahlbildenden Legierungsbestandteile, wobei
eine kleine Menge Wachs verwendet wird, um dem entstehenden Preßkörper die genügende
Festigkeit zu verleihen, z. B. 1 g Wachs auf je 100 g des Gemisches. Das Gemisch
kann auf verschiedenen Wegen geformt werden. Es empfiehlt sich, das Gemisch bis
zu einer Dichte von wenigstens 50 °/o der wahren Dichte zu verpressen, und zwar
unter Drücken in der Größenordnung von 1,5 bis 11,6 t/cm2, vorzugsweise von 2,3
bis 7,7 t/cm2, anschließend im Vakuum zu sintern, vorzugsweise unterhalb 300 Mikron
Quecksilbersäule, und vorzugsweise bei einer Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes
der Stahlgrundmasse, d. h. je nach den vorhandenen Legierungsbestandteilen bei Temperaturen
von 1300 bis 1575°C während einer Zeitspanne, die zur Erreichung des Gleichgewichts
zwischen primärem Karbid und der Grundmasse und zur Erzielung einer im wesentlichen
vollständigen Verdichtung ausreicht, z. B. eine Zeitspanne von 1 Minute bis zu 6
Stunden.
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Wenn das Sintern in flüssiger Phase beendet ist, wird das Produkt
durch Ofenkühlung auf Raumtemperatur abkühlen gelassen. Falls erforderlich; kann
das gesinterte Produkt einer beliebigen mechanischen Säuberung unterworfen, dann
bei einer Tem= peratur von 650 bis 975°C während einer Zeitdauer von 1/2 bis zu
4 Stunden geglüht und .darauf mit einer
Geschwindigkeit von 10°C
pro Stunde auf unterhalb 600°C abgekühlt und weiter durch Ofenkühlung gekühlt werden.
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Das geglühte Gefüge wird in der Regel die Mikrostruktur eines primären
Karbids zeigen, das im wesentlichen gleichmäßig innerhalb einer Stahlgrundmasse
verteilt ist, die aus einem Umwandlungsprodukt des Austenits, wie Perlit und Ferrit,
besteht.
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Das Härten erfolgt durch Erhitzen auf einen Temperaturbereich, bei
dem Austenitbildung eintritt, z. B. 870 bis 1315°C, während einer Zeitdauer, die
ausreicht, um die Grundmasse im wesentlichen in ein flächenzentriertes kubisches
Gefüge umzuwandeln, d. h. 1 Minute bis zu 3 Stunden lang: Hierauf erfolgt das Abschrecken
durch Kühlen an der Luft, in Öl oder Wasser, je nach der Zusammensetzung der stahlartigen
Legierung, wodurch Austenit zu Martensit umgewandelt wird. Austenit kann auch in
Bainit umgewandelt werden, und zwar durch isothermes Abschrecken von der eben erwähnten,
zur Austenitbfldung ausreichenden Temperatur auf die Temperatur, bei der Bainitbildung
eintritt. Die primären Karbide der Gruppe Vanadinkarbid, Niobkarbid und Tantälkarbid
können beschränkte Gewichtsmengen anderer Karbide einschließen, z. B. bis zu
50010
Wolframkarbid, bis zu 50% Molybdänkarbid, bis zu 10 % Chromkarbid, bis
zu 25 % Zirkonkarbid, bis zu 250/q Titankarbid u. dgl. Die Gesamtmenge der anderen
Karbide kann im allgemeinen bis zu 50 Gewichtsprozent des vorhandenen primären Karbids
betragen.
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Im allgemeinen weist die erfindungsgemäß verwendete Legierung nach
der Wärmebehandlung ein Mikrogefüge auf, das aus irgendeinem Umwandlungsprodukt
des Austenits, nämlich Perlit, Bainit und Martensit, besteht.
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In den Zeichnungen sind Schliffbilder der erfindungsgemäß verwendeten
Legierung dargestellt, und zwar ist F i g. 1 ein Schliffbild in tausendfacher Vergrößerung,
das die innerhalb einer perlitischen Stahlgrundmasse verteilten Körner des primären
Niobkarbids wiedergibt, F i g. 2 ein Schliffbild ähnlich wie F i g. 1, das jedoch
die innerhalb der perlitischen Stahlgrundmasse verteilten Körner des primären Tantalkarbids
wiedergibt, F i g. 3 ein Schliffbild in tausendfacher Vergrößerung, das die innerhalb
einer martensitischen Stahlgrundmasse verteilten Körner des primären Niobkarbids
wiedergibt.
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Die Erfindung wird nun an Hand der folgenden Beispiele erläutert:
Beispiel 1 Ein wärmebehandlungsfähiger Stahl mit einem beträchtlichen Gehalt an
Niobkarbid wurde unter Anwendung der folgenden Legierungsbestandteile hergestellt
Niobkarbid ................ 00% Niob ...................... 86% Tantal
..................... 20/0 Titan ...................... 0,6% Gesamtkohlenstoff'
.......... 10,720/0 freier Kohlenstoff ........... 0,040/0 Eisen ......................
0,1% Silicium ................... 0,030/0 Kalzium ...................
0,030/, Dieses Pulver wies eine durchschnittliche Teilchengröße von 8,71 Mikron
auf.
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Das pulverförmige Eisen, das zur Herstellung der Stahlgrundmasse verwendet
wurde, bestand aus Carbonyleisenpulver folgender Zusammensetzung: Eisen
................ 99,6 bis 99,9 0/0 Kohlenstoff .......... 0,01 bis
0,06 0/0 Sauerstoff ............ 0,10 bis 0,30% Stickstoff ............ 0,00
bis 0,05 0/0 Die durchschnittliche Teilchengröße betrug 20 Mikron.
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Zur Erzeugung der Stahllegierung wurde zunächst ein Gemisch, das 45
Gewichtsprozent Niobkarbid, 54,72 Gewichtsprozent Eisen und 0,28 Gewichtsprozent
Kohlenstoff enthielt, zusammen mit 1 g Paraffinwachs je 100 g Gemisch in einer Kugelmühle
aus rostfreiem Stahl, die zur Hälfte mit Kugeln aus rostfreiem Stahl gefüllt war
und Hexan als Trägerflüssigkeit enthielt, 60 Stunden lang vermahlen. Nach Beendigung
des Mahlprozesses wurde das Gemisch auf einer heißen Platte bei 65,6°C getrocknet,
bis das gesamte Hexan verjagt war. Das trockene Pulver wurde unter einem Druck von
2,3 t/cm2 zu Briketts oder Rohlingen verpreßt.
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Die Briketts wurden einem Sinterprozeß unterworfen, und zwar dadurch,
daß man sie innerhalb 21/2 Stunden im Vakuum auf 1450°C erhitzte, sie 3/4 Stunden
bei dieser Temperatur hielt, sie innerhalb 30 Minuten auf 1300°C abkühlte und durch
Ofenkühlung von 1300°C auf Raumtemperatur abkühlte. Das Sintern erfolgte auf einer
keramischen Platte aus einem im Handel befindlichen feuerfesten Material aus Magnesiumoxyd.
Die gesinterten Briketts wurden danach geglüht durch 2stündiges Erhitzen auf 857°C
mit nachfolgendem Abkühlen von 857°C auf 704°C mit einer Geschwindigkeit von 20°C
pro Stunde im Wasserstoff und dann durch Ofenkühlung auf Raumtemperatur abkühlen
gelassen. Die Härte des Stahles nach dem Sintern betrug 39,1 Rockwell »C« und fiel
nach dem Glühen auf 34,7 Rockwell »C«. Der Werkstoff wies in gesintertem Zustand
eine Biegebruchfestigkeit von etwa 158,20 kg/mm2 auf.
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Der geglühte Werkstoff wird dann durch Überführung der Grundmasse
in Austenit bei 950°C 1/4 Stunde gehärtet und in Öl oder Wasser abgeschreckt. Bei
Abschrecken in Öl betrug die Härte 67,4 Rockwell »C«, während der Wert bei Abschrecken
in Wasser 69,0 Rockwell »C« betrug. Der Stahl besaß eine Dichte von 7,81 g/cm3.
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Das Mikrogefüge der eben beschriebenen Legierung in geglühtem Zustand
ist in F i g. 1 wiedergegeben, und zwar besteht es aus primären Karbidkörnern des
Niobkarbids, die innerhalb einer perlithaltigen Stahlgrundmasse verteilt sind.
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F i g. 3 zeigt ein Mikrogefüge des Stahles gemäß Beispiel 1 in gehärtetem
Zustand, und zwar besteht es aus primären Karbidkörnern des Niobkarbids, die innerhalb
einer Martensit enthaltenden Stahlgrundmasse verteilt sind.
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Beispiel 2 Ein wärmebehandlungsfähiger Stahl auf der Basis eines primären
Karbids des Tantalkarbids wurde aus folgenden Legierungsbestandteilen hergestellt:
Tantalkarbid
Tantal und Niob ..... 93,3 bis 93,7 °/o davon Niob .......... bis
zu 10/, Gesamtkohlenstoff .... 6,220/,
freier Kohlenstoff ..... 0,11"/,
Siliciumdioxyd (max.). . 0,05 °/o Titan (max.) ......... 0,20/, Kalziunioxyd
(max.) . . 0,20/, Die Teilchengröße betrug 4,18 Mikron. Das Eisen, das zur Bildung
der Grundmasse verwendet wurde, war das gleiche, wie es bei der Herstellung der
Stahllegierung gemäß Beispiel 1 verwendet worden war.
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Bei der Herstellung der Stahlzusammensetzung wurde ein Gemisch, das
56,2 Gewichtsprozent Tantalkarbid, 43,58 Gewichtsprozent Eisen und 0,22 Gewichtsprozent
Kohlenstoff in Form von Ruß enthielt, in der gleichen Weise, wie in Beispiel 1 beschrieben,
hergestellt. Auch beim Verpressen und Sintern der Mischung wurden die gleichen Methoden
angewendet. Die_Härtemachdem Sinternlang in der Größenordnung von :etwa"Z9,1 Rockwell
»C«, und nach dem Glühen lag sie. etwas höher bei 30,4 Rockwell »C«. Die Härte nach
dem Abschrecken -in Öl, wobei die gleiche Wärmebehandlung, wie im Beispiel
1 beschrieben, vorgenommen wurde, betrug etwa 65,0 Rockwell »C«, während die Härte
nach dem Abschrecken in Wasser 66,4 Rockwell »C« betrug. Die Biegebruchfestigkeit
in gesintertem Zustand betrug 144,90 kg/mmz, die Dichte betrug 10,46 g/cm3.
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Es sei darauf hingewiesen, daß mit 56,2 Gewichtsprozent Tantalkarbid
(ungefähr 45 Volumprozent) auch niedrigere Härten nach dem Glühen erzielbar sind
als bei Stählen auf Niobkarbidbasis, wobei weiter die maschinelle Bearbeitbarkeit
verbessert wird. Das Mikrogefüge der eben beschriebenen Tantalkarbid-Stahllegierung
wird in F i g. 2 wiedergegeben, und zwar besteht es aus primären Karbidkörnern des
Tantalkarbids, die innerhalb der perlithaltigen Stahlgrundmasse verteilt sind.
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Weitere Legierungsbeispiele, die sich für den Zweck gemäß der Erfindung
eignen, sind aus der folgenden Tabelle ersichtlich:
| Beispiel |
| 3 I 4 I 5 I 6 I 7 I 8 |
| VC, °/0 45 - - 35 - - - |
| NbC, °/o - 20 - - 70 - |
| TaC, °/o - - 25 - - 80 |
| Fe, 70 54,72 79,6 74,63 64,68 29,85 19,9 |
| C, 0/0 0,28 0,4 0,37 0,32 0,15 0,1 |
Es sei darauf hingewiesen, daß unter der Voraussetzung, daß kein Kohlenstoff aus
der Strahlgrundmasse austritt, der Kohlenstoffgehalt des Grundgefüges sich zu etwa
0,50/, errechnet.
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Der erfindungsgemäß verwendete Werkstoff wird in Form von Stangenmaterial
mit rundem, vierkantigem oder anderem Querschnitt sowie in Form von Blöcken, Barren
u. dgl. hergestellt und zur Herstellung von Schneidwerkzeugen, Schlag- und Stauchmatrizen,
Ziehsteinen, Walzen; Preß- und Strangpreßmatrizen, Schmiedematrizen, Gesenkschmiedeformen
und im allgemeinen von verschleißfesten und bzw. oder wärmebeständigen Elementen,
Werkzeugen oder Maschinenteilen verwendet.