DE1521193C3

DE1521193C3 - Verfahren zur Verhinderung des Herausfallens feuerfester Körner aus der Oberfläche eines gesinterten Verbundmetallgegenstandes

Info

Publication number: DE1521193C3
Application number: DE1521193A
Authority: DE
Inventors: Auf Nichtnennung Antrag
Original assignee: Chromalloy American Corp
Current assignee: Chromalloy American Corp
Priority date: 1965-04-06
Filing date: 1965-12-23
Publication date: 1975-09-11
Also published as: GB1064619A; FR1463673A; DE1521193A1; US3368882A; DE1521193B2

Description

dispergiert sind, kann es erwünscht sein, das wärmebehandelte Metall doppelt oder dreifach auf beispielsweise 535° C anzulassen, um seine Zähigkeit zu erhöhen, sofern gleichzeitig die Oberfläche des Stahls zwischen den Karbidkörnern auf einem verhältnismäßig hohen Härtegrad gehalten werden kann, wie es für eine Ziehmatrize erwünscht ist.

Es wurde gefunden, daß man das Herausfallen von feuerfesten Körnern aus der Oberfläche eines gesinter-Eisen, und ähnliche nichtrostende Stähle. Da die meisten Nitrid bildenden Elemente im allgemeinen starke Karbidbildner sind, ist es wichtig, daß diese Elemente in der Grundmasse in stöchiometrischen Überschuß zu dem in der Grundmasse vorhandenen Kohlenstoff gelöst sind. Beispiele von starken Karbidbildnern, die auch Nitride bilden, sind Ti, Zr, Hf, W, Cr, Mo, Nb, Ta und V. Beispiele von Nitridbildnern, welche nicht starke Karbidbildner sind, sind Al, Mn,

ten Verbundmetallgegenstandes während der Verwen- io Si usw.
dung, z. B. als verschleißfeste Werkzeuge und Form- Die verschiedenen feuerfesten Verbundmetalle, auf

stempel, durch ein Verfahren verhindern kann, das da- welche die Erfindung anwendbar ist, werden im allgedurch gekennzeichnet ist, daß ein Verbundmetallgegenstand hergestellt wird, der im wesentlichen aus 25

meinen pulvermetallurgisch hergestellt.

Die Erfindung wird im folgenden an Hand der Zeich-

bis 80 Volumprozent primärer Körner der harten 15 nungen näher erläutert, feuerfesten Metallkarbide Chrom, Wolfram, Molybdän, F i g. 1 und 2 sind Zeichnungen nach Mikrofoto-

Titan, Zirkonium, Hafnium, Niob, Tantal und Vanadium besteht, die in einer Stahlmatrix verteilt sind, die den Rest zu 100 bildet, und daß dann durch Nitrierung grafien (ungefähr 200fache Vergrößerung) eines erfindungsgemäßen gesinterten Verbundmetallgegenstandes, wobei Primärkarbidkörner in einer Stahl-

der die feuerfesten Körner umgebenden Stahlmatrix 20 grundmasse dispergiert sind und an und unter der

eine MikroStruktur mindestens an der Oberfläche des Gegenstandes geschaffen wird, die die primären Körner der feuerfesten Metallkarbide in einer nitrierten Schcht des Matrixmetalls dispergiert und verankert enthält.

Zwar sind Nitrierungen für Chromstahl, für Oberflächen aus gepreßtem Eisenpulver während der Sinterung bei etwa 982 bis 1149° C und für Werkzeugstahl mit hohem Chrom- und Kohlenstoffgehalt bekannt, um eine Oberflächenhärtung zu erzielen. Es gibt aber keine Anregung aus der Literatur, derartige Behandlungen bei Primärkarbide enthaltenden warmfesten Stahllegierungen vorzunehmen, die an sich schon sehr Oberfläche des Metalls eine diffuse Nitridzone zwischen und um die Karbidkörner erkennbar ist;

F i g. 3 zeigt eine Gewindelehre, auf welche die Erfindung anwendbar ist;

F i g. 4 zeigt eine Ziehmatrize, in welcher ein erfindungsgemäß hergestellter Ziehring oder Kalibrierring aus einer wärmebehandlungsfähigen Zusammensetzung mit feuerfestem Karbid mit Schrumpfsitz in einem Stützglied aus Stahl sitzt;

F i g. 5 ist eine Teilansicht der Matrize von F i g. 4, die in einem übertriebenen Querschnitt die gehärtete Oberfläche des Kalibrierringes zeigt.

Ein Ziehring gemäß F i g. 4 kann beispielsweise aus einem Verbundmetall, bei dem primäre Körner von

hart sind, zumal mit der Gefahr einer Versprödung zu
rechnen ist, wenn die Karbide Sekundärkarbide sind. 35 Titankarbid in einer Stahlmasse mit niedrigem Chrom Überraschenderweise werden erfindungsgemäße Ver- und niedrigem Molybdängehalt dispergiert sind und die

40 Gewichtsprozent TiC und 60 Gewichtsprozent Stahl enthält, wie folgt hergestellt werden:

1000 g TiC-Pulver mit ungefähr 5 bis 7 μΐη Teilchen-

und die Verschleißfestigkeit wesentlich verbessert wird. 40 größe werden mit 1500 g einer stahlbildenden Mischung An der freien Grundmassenmetalloberfläche wird gemischt, die so berechnet ist, daß eine Stahlgrundmasse gebildet wird, welche 1,25% Cr, 2,5% Mo, 0,4% C enthält, wobei der Rest Carbonyleisenpulver von ungefähr 20 μπι Teilengröße ist. Die gepulverten der nitrichaltigen Schicht des Grundmassenmetalls zu 45 Bestandteile enthalten 1 g Paraffinwachs pro 100 geinverteilen, gemischt. Das Mischen wird in einer Stahlmühle

bundmetallgegenstände durch Nitrierung derart an der Oberfläche vergütet, daß die Härte des Bindemetalls an die Härte der Primärkarbidkörner angeglichen wird

Nitrid gebildet, so daß die Räume zwischen den Primärkarbidkörnern an der Oberfläche gehärtet werden, um die Karbidkörner darin zu verankern und sie in

Eine Menge des angewendeten feuerfesten Karbides von 35 bis 70 Volumprozent ist für den erfindungsgemäßen Zweck besonders vorteilhaft.

Das Grundmassenmetall, welches den Test bis zu 100% bile et, kann irgendein Stahl oder eine Legierung sein, die Nitrid bildende Elemente enthält. Beispiele von Stählen sind:

1,25% Al, 1,5% Cr, 0,2% Mo, 0,3% C, Rest Eisen; ■

40 Stunden durchgeführt, wobei die Mühle halb mit Stahlkugeln gefüllt ist und Hexan als Träger verwendet wird.

Nach Beendigung des Mahlens wird die Mischung herausgenommen und im Vakuum getrocknet. Ein Anteil des gemischten Produktes wird in einer Form des gewünschten Ziehrings mit 2,11 t/cm² verpreßt. Der Ziehring wird dann in der flüssigen Phase bei einer

1,25% Cr, 0,45% V, 0,3 bis 0,4% C, Rest Eisen; 55 Temperatur von 1435⁰C 1 Stunde in einem Vakuum

von 20 μπι Hg oder höher gesintert. Nach Beendigung des Sinterns wird der Ziehring abgekühlt und dann 2 Stunden bei 900° C ausgeglüht und mit einer Geschwindigkeit von 15⁰C pro Stunde auf 100⁰C abge-

3,5% Cr, 1% V, 2,5% Mo, 0,5% Mn, 0,2% Si,

0,35% C, Rest Eisen; 60 kühlt, um eine geglühte MikroStruktur, die Sphäroidit

5 % Co, 18 % W, 4% Cr, 1 % V, 0,75 % C, Rest ^enthält> ^2U erzeugen. Der Ziehring wird spanabhebend

Eisen und

18 % W, 4% Cr, 1 % V, 0,7% C, Rest Eisen.

Stähle vom nicht wärmebehandlungsfähigen Typ können verwendet werden, wie Stähle mit 18% Cr, 8% Ni, Rest Eisen oder 18% Cr, 12% Ni, Rest fertiggestellt und auf 70 Rc gehärtet durch Austenitisierung bei 980° C, worauf Abschrecken in einem ölbad folgt. Der Ziehring wird dann gereinigt und nitriert. Ein Verfahren besteht darin, daß der wärmebehandelte Ziehring der Wirkung von Ammoniakgas bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 650⁰C, beispielsweise 500 bis 538° C, ausgesetzt wird. Da sich das

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Ammoniakgas bis zu einem gewissen Grad zersetzt, die Herstellung dieses Gegenstandes angewendete Verwird im Augenblick der Zersetzung sehr aktiver atoma- fahren ähnelt dem Verfahren für die Herstellung des rer Stickstoff freigesetzt, welcher sich mit den Nitrid- Ziehringes. TiC wird mit gepulverten Bestandteilen gebildnera des Stahls, z. B. Cr, Mo usw., verbindet und mischt, die so berechnet sind, daß ein nichtrostender eine sehr harte Oberfläche an dem die primären Karbid- 5 Stahl des Typs mit 18 bis 20% Cr und 8 bis 12% Ni körner umgebenden Grundmassenmetall bildet, wobei erhalten wird. Es wird dann eine Stange hergestellt, inNitride in einem sehr feinen Dispersionszustand in der dem die 45 Gewichtsprozent TiC und 55 Gewichtspro-Grundmasse gebildet werden. Es ist wichtig, daß, wenn zent Stahl enthaltende Mischung gepreßt wird, und die Wärmebehandlung des Ziehringes vor der Bildung die Stange wird in flüssiger Phase im Vakuum bei einer der Nitride erfolgt, genügend von der Oberfläche ent- io Temperatur von 1435° C ungefähr V₂ Stunde gefernt wird, um alle Spuren der Entkohlung zu entfer- sintert. Nach dem Sintern wird die Stange im Ofen auf nen, damit die Bildung eines spröden Kernes mit Nitri- Zimmertemperatur abgekühlt. Sie hat eine Härte von den verhindert wird, welcher dazu neigt, abzusplittern. 47 Rc. Die Stange wird spanabhebend auf den ge-Hierzu ist es vorteilhaft, den Ziehring mit einem wünschten Durchmesser bearbeitet, und die Gewinde 15 leichten Übermaß herzustellen. Durch die Temperatur 15 (F i g. 3) werden mit Präzision längs eines Längenabbei der Nitridbildung fällt die Kernhärte der Verbund- schnittes der Stange eingeschnitten, während der gegenstahlzusammensetzung von 70 Rc auf eine Härte von überliegende Längenabschnitt 16 gerändelt wird. Da-55 bis 64Rc. Nach der Nitridbildung wird der Zieh- nach wird die Gewindelehre durch Nitridbildung auf ring mit Schrumpfsitz in ein ringförmiges Stützglied eine Härte von 58 Rc gebracht. Die Gewinde werden aus Stahl, das auf 425 ⁰C erhitzt wurde, eingefügt, ao danach gereinigt und auf die endgültige Größe geläppt. F i g. 4 zeigt den ringförmigen Ziehring 10 mit einer Das Mikrogefüge eines derartigen nitrierten Verbund-Bohrung 13, wobei der Ziehring in einer ringförmigen metalls ist in F i g. 2 der Zeichnung dargestellt, wel-Tasche 11 des Stahlstützgliedes 12 befestigt ist. Man ehe primäre Karbidkörner 20 von TiC in einer Zone 21 läßt den erhitzten Stahl auf Zimmertemperatur ab- der Metallgrundmasse mit Nitriden in der Nähe oder kühlen, wonach der Ziehring geläppt wird. 25 an der Oberfläche des Probestückes zeigt. Im Körper Ein Ziehring aus nicht nitriertem Verbundmetall des Gegenstandes über der Zone mit Nitriden sind die wird leichter selektiv abgerieben, da das Bindemetall primären Karbidkörner, dispergiert in einer zähen normalerweise wesentlich weicher ist als die primären Grundmasse aus nichtrostendem Stahl, die keine Titankarbidkörner, selbst dann, wenn der Ziehring ver- Nitride enthält, gezeigt. Das Metall zeigt nach der hältnismäßig steif ist und wegen seines relativ hohen 30 Nitridbildung einen Härteanstieg von über 10 Rock-Young-Moduls von ungefähr 3,08 · 10⁶ kg/cm² der well-C-Punkten. Dies ist jedoch ein Durchschnittswert. Deformation widersteht. Diese Schwierigkeiten werden Tatsächlich ist die Härte bei oder gerade unter der durch die erfindungsgemäße Schaffung einer gehärte- Oberfläche sehr hoch. Die Eigenhärte von TiC beträgt tin Oberfläche zwischen den und um die primären 93 bis 94 RA, und die Eigenhärte des Nitrides selbst an Karbidkörner vermieden. Die Härtung durch die 35 der Oberfläche des Grundmassenmetalls und in der Nitridbildung mit Gas kann bis zu einer Tiefe im Be- Umgebung der primären Karbidkörner liegt über der reich von 0,0125 bis 0,125 mm und manchmal sogar durchschnittlichen Härte von 58 Rc.
mehr je nach der Behandlungszeit reichen. In F i g. 1 ist die metallographische Struktur eines In F i g. 5 ist ein Teil des in F i g. 4 dargestellten erfindungsgemäßen Verbundmetallgegenstandeswieder-Ziehringes gezeigt, wobei die mit Nitriden versehene 40 gegeben, der durch Nitrieren einer Legierung gemäß Oberfläche mit der Bezugsziffer 14 versehen ist. der US-PS 3 053 706 erhalten wurde, in welcher die (Die Tiefe dieser Oberfläche ist zur besseren Verdeutli- primären Karbidkörner eine gesättigte feste Lösung chung übertrieben dargestellt.) eines Karbides der Wolframgruppe, ζ. B. WC in Titan-Gewindelehren von der in F i g. 3 dargestellten Art karbid, sind und wobei diese Körner in einem Legiekönnen ebenso behandelt werden. Um eine Verände- 45 rungsstahl, wie beispielsweise einem Schnellarbeitsrung des Volumens durch die Wärmebehandlung zu stahl, dispergiert sind. Die primären Körner des TiC in vermeiden, kann der Titankarbidwerkzeugstahl im fester Lösung sind vorzugsweise mit mindestens einem ausgeglühten Zustand gehärtet werden, indem die der Karbide von Wolfram, Chrom und Molybdän geNitride an den Gewinden bei ungefähr 538⁰C ent- sättigt. Außerdem soll die gesättigte feste Karbidlösung weder durch Gas oder im Salzbad gebildet werden. 50 im wesentlichen im Gleichgewicht mit der Metallgrund-Wenn die Nitridbildung im Salzbad angewendet wird, masse sein, und in der Grundmasse sollen ein Element so kann ein Verfahren wie das folgende verwendet der Gruppe W, Cr und Mo und genügend Kohlenstoff werden: gelöst sein, um eine sekundäre Härtungswirkung zu Es wird ein flüssiges Bad angewendet, das aus einer sichern, wenn die Grundmasse bei einer Temperatur Mischung von Natrium- und Kaliumsalzen besteht, in 55 von ungefähr 565⁰C vergütet wird. Um den sekundären welchem Natriumsalze 60 bis 70 Gewichtsprozent Härtungseffekt zu erzielen, wird ein sekundäres Karbid und Kaliumsalze 30 bis 40 % der Gesamtmischung aus- durch Umsetzung von beispielsweise gelöstem Wolfram machen. Die Zusammensetzung der Natriumsalze und Kohlenstoff gebildet. Gleichzeitig mit der sekunbesteht aus 96,5% NaCN, 2,5% Na₂CO₃ und 0,5% dären Härtungswirkung wird auch ein Zähmachen der KCl, während die Kaliumsalze aus 96 % KCN, 0,6 % 60 Grundmasse durch die Bildung von vergütetem Na₂CO₃, 0,75% KCNO und 0,5% KCl bestehen. Die Martensit bewirkt. In dem Falle einer Grundmasse Badtemperatur bei der Nitridbildung beträgt etwa aus Schnellarbeitsstahl können die Nitride an der Ober-565° C. fläche der Grundmasse an den und um die primiären Bei einer korrosionsfesten Gewindelehre kann der Karbidkörner herum gebildet werden, da die Grund-Verbundmetallkörper aus primären Karbidkörnern 65 masse Wolfram, Chrom und Vanadium im stöchiovon TiC bestehen, die durch Sintern in flüssiger Phase metrischen Überschuß gegenüber Kohlenstoff enthält. in einer im wesentlichen nicht wärmebehandlungsfähi- Bei der Herstellung einer Zusammensetzung der obigen gen Masse aus rostfreiem Stahl dispergiert sind. Das für Art für die Verwendung bei der Herstellung für Heiß-

gesenkschmiedestempel werden die folgenden Bestandteile angewendet:

35% WC

15% TiC

9% W

2,5% Cr

0,5% V

0,4% C

37,6% Fe

im wesentlichen eine gesättigte
feste Lösung von TiC und WC

in der Grundmasse

Tatsächlich bilden die die Grundmasse bildenden Bestandteile ungefähr einen 18-4-1-Schnellarbeitswerkzeugstahl.

Bei der Herstellung der Mischung werden 1000 g einer im wesentlichen gesättigten festen Lösung von TiC und WC (30% TiC und 70%WC) mit ungefähr 3 μηι Durchschnittsgröße mit 1000 g stahlbildenden Bestandteilen gemischt, die 18% Wolfram, 4% Chrom, 1 % Vanadium, 0,8 % Kohlenstoff, wobei der Rest Carbonyleisen von ungefähr 20 μπι Durchschnittsgröße der Teilchen ist, enthalten. Das Mischen wird in einer Stahlmühle durchgeführt. Die gepulverten Bestandteile enthalten 1 g Paraffinwachs pro 100 g der Mischung. Das Mahlen wird 40 Stunden durchgeführt, wobei die Mühle zur Hälfte mit Kugeln aus nichtrostendem Stahl gefüllt ist. Hexan wird als Träger verwendet. Nach Beendigung des Mahlens wird das Material im Vakuum getrocknet. Das gemischte Produkt wird dann gepreßt, um einen Matrizenrohling mit den gewünschten Abmessungen herzustellen. Der Rohling wird in flüssiger Phase bei einerTemperaturvonl450°C V₂ Stunde in einem Vakuum von ungefähr 20 μΐη Hg oder höher gesintert. Nach Beendigung des Sinterns wird der Rohling abgekühlt und dann ausgeglüht, indem er 2 Stunden auf 915°C erhitzt wird. Dann wird er mit einer Geschwindigkeit von 15⁰C pro Stunde auf 700⁰C abgekühlt und danach im Ofen auf Zimmertemperatur abgekühlt, wodurch eine MikroStruktur erzeugt wird, die primäres Karbid von TiC und WC als feste Lösung, verteilt in einer Stahlgrundmasse, enthält, die durch eine Dispersion von sekundärem Karbid in Sphäroiditform gekennzeichnet ist. Der ausgeglühte Rohling wird dann spanabhebend zu der gewünschten Gestalt verarbeitet und gehärtet, indem er auf eine Temperatur von 1255° C ausreichend lange, z. B. 15 Minuten, erhitzt wird, um die Grundmasse zu austenitisieren und die sekundären Karbide zu lösen. Der Rohling wird in öl abgeschreckt. Er besitzt eine Härte von 72 Rc.

In dieser Eisenlegierung sind die 50 Gewichtsprozent der gesättigten festen Lösung von TiC und WC als primäres Karbid gleichmäßig in einer martensitischen Stahlmasse verteilt. Der wärmebehandelte Gegenstand wird dann zweimal bei einer Temperatur von 565⁰C in einem Nitride bildenden Ofen angelassen, wobei an der Oberfläche Nitride gebildet werden.

Gemäß F i g. 1 sind bei dem Produkt primäre Körner 22 der TiC-WC-Lösung in einer Grundmasse verankert und verteilt, die eine Zone 23 mit Nitriden in der Nähe der Oberfläche und eine Zone 24 von angelassenem Martensit unterhalb der Oberfläche aufweist. Kleinere Teilchen der sekundären Karbide 25 sind ebenfalls dargestellt.

Härtemessungen der mit Nitriden versehenen Oberfläche zeigen die Verbesserung der Oberflächeneigenschaften, die man bei Verbundmetaüen der obigen Art erhält.
Im Falle von WC-TiC-Verbundlegierungen, die 50 Gewichtsprozent WC-TiC als feste Lösung enthalten, wobei der Rest eine Grundmasse von Schnellarbeitsstahl mit 18 % W, 5 % Cr, 2 % V und 0,8 % C ist, ist die Härte vor der Nitridbildung 70,4 Rc und 87,1 RA. Im Zustand nach der Nitridbildung und nach dem Läppen der Oberfläche steigt die Härte auf 73,7 Rc oder 89,7 RA. Wie schon ausgeführt, ist die Oberfläche tatsächlich viel härter.

Im Falle eines Verbundmetallkarbides, das 45 Gewichtsprozent TIC, dispergiert in einer im wesentlichen nicht wärmebehandlungsfähigen Stahlmasse von nichtrostendem Stahl des Typs 18/8, enthält, war die Härte vor der Nitridbildung 47,9 Rc und nach der Nitridbildung 58,1 Rc. Das ergibt einen Anstieg von über 10 Härtepunkten. Wie festgestellt wurde, gibt die Erhöhung der Härte der Oberfläche des Grundmetalls zwischen den Karbidkörnern ein verbessertes Verankern der primären Körner im Grundmassenmetall, wodurch der Widerstand des Metalls gegen Verschleiß und Erosion für eine längere Zeit gesichert wird.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

409584/303

Claims

1 2 gehärtet werden, wie dies bei bestimmten Werkzeug-Patentansprüche: Stahllegierungen ebenfalls getan wird. Verbundmetalle dieser Art mit Primärkardidkörnern, die feste Lösun-

1. Verfahren, um das Herausfallen von feuerfesten gen von TiC und WC darstellen, sind aus der US-PS Körnern aus der Oberfläche eines gesinterten Ver- 5 3 053 706 bekannt.

bundmetallgegenstandes während der Verwendung, Gesinterte Verbundmetallgegenstände mit wärme-

z. B. als verschleißfeste-Werkzeuge und Formstein- behandlungsfähigen oder nicht wärmebehandlungspel, zu verhindern/' dad u rch gekenn- fähigen Stahlgrundmassen und Primärkarbidkörnern, zeichnet, daß ein Verbundmetallgegenstand wie Titankarbid, werden für viele Anwendungsformen hergestellt wird, der im wesentlichen aus 25 bis io verwendet, wie für Formstempel, Düseneinsätze, ver-80 Volumprozent primärer Körner der harten feuer- schleißfeste Teile Meßlehren und Maschinenteile,
festen Metallkarbide Chrom, Wolfram, Molybdän, Bei der Verwendung dieser Verbundmetallgegen-

Titan, Zirkonium, Hafnium Niob, Tantal und stände für Werkzeuge oder Maschinenteile ist es oft Vanadium besteht, die in einer Stahlmatrix ver- erwünscht, die metallurgischen Eigenschaf ten des Bindeteilt sind, die den Rest zu 100 bildet, und daß dann 15 metalls zu modifizieren. Eine Zusammensetzung, die durch Nitrierung der die feuerfesten Körner umge- 45 Volumprozent TiC in einer Grundmasse aus 55 Vobenden Stahlmatrix eine MikroStruktur mindestens lumprozent nichtrostendem Stahl dispergiert enthält an der Oberfläche des Gegenstandes geschaffen und als Pumpenteil angewendet werden soll, bei welwird, die die primären Körner der feuerfesten Metall- chem bei höherer Temperatur Gleitreibung auftritt, verkarbide in einer nitrierten Schicht des Matrix- 20 schleißt leicht, weil die durchschnittliche Härte der metalls dispergiert und verankert enthält. Legierung etwa 45 Rc beträgt, nichtrostender Stahl des

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn- Typs 18/8 aber nicht wärmebehandlungsfähig ist und zeichnet, daß ein Verbundmetallgegenstand, der 35 eine unter der Eigenhärte des Primärkarbids liegende bis 70 Volumprozent, bezogen auf die Gesamt- Eigenhärte aufweist, wodurch das weiche Grundmetall mischung, primäre Titankarbidkörner enthält, her- as vornehmlich rund um die Karbidkörner abgerieben gestellt wird. wird. Hierbei lockern sich die harten Primärkarbid-

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn- körner und fallen heraus. Dieser Verschleiß kann eine zeichnet, daß ein Verbundmetallgegenstand herge- Oberfiächenkerbwirkung ergeben, welche den Widerstellt wird, der 35 bis 70 Volumprozent, bezogen auf stand des Metalls gegen Schlag oder Stoß herabsetzt, die Gesamtmischung, primärer Körner einer festen 30 Es ist deshalb erwünscht, der Grundmasse eine hohe Lösung aus Wolframkarbid und Titankarbid ent- bleibende Härte an der Oberfläche des Maschinenteiles hält. zu geben, um die obenerwähnten Schwierigkeiten zu

vermeiden.

Zur Erhöhung der Zähigkeit eines wärmebehand-

35 lungsfähigen Verbundmetalls, das z. B. 50 Volumprozent TiC enthält, Rest 50 Volumprozent Stahl mit

Die Erfindung betrifft ein Verfahren, um das Heraus- niedrigem Chrom- und Molybdängehalt, kann die fallen von feuerfesten Körnern aus der Oberfläche eines Grundmasse auf wesentlich unterhalb der Wärmebegesinterten Verbundmetallgegenstandes während der handlungshärte, z. B. von einer Härte von 70 Rc auf Verwendung, z. B. als verschleißfeste Werkzeuge und 40 eine Härte von 50 bis 55 Rc, angelassen werden. Bei Formstempel, zu verhindern. einem Ziehwerkzeug ist es jedoch ebenso wichtig, eine

Es ist aus der GB-PS 778 268 bekannt, Sintermetall- harte, verschleißfeste Oberfläche an der Formöffnung gegenstände aus einer gepulverten Mischung von Kör- zu sichern, besonders zwischen den harten Primärnern eines feuerfesten Metallprimärkarbides, wie Titan- karbidkörnern, die in der Grundmasse eingebettet sind, karbid, und einem Metallpulver, insbesondere Eisen- 45 um diese an ihrem Platz zu verankern, den Verschleiß pulver, herzustellen, indem die Pulvermischung in eine der Grundmasse zu vermeiden und eine Verschiebung Form zu einem Preßling der gewünschten Gestalt der Karbidkörnchen zu verhindern,
gepreßt wird, welcher dann bei einer erhöhten Tempe- Bei der Herstellung von Gewindelehren aus gehärte-

ratur über der am niedrigsten schmelzenden Phase des ten feuerfesten Verbundmetallen der obigen Art wird Grundmetalls, aber unter dem Schmelzpunkt des 5° das Formschleif rad, welches bei der Herstellung der Gefeuerfesten Karbides in einer nicht oxydierenden winde verwendet wird, sehr schnell unbrauchbar. Wenn Atmosphäre aus z. B. Stickstoff und Wasserstoff ge- andererseits ein Verbundmetall, das 50 Volumprosintert wird. Durch Sintern des Bindemetalls mit Pri- zent TiC und 50 Volumprozent eines wärmebehandmärkarbiden von Wolfram, Titan und/oder anderen lungsfähigen Stahls z. B. mit niedrigem Chrom- und feuerfesten Karbiden in flüssiger Phase hergestellteVer- 55 Molybdängehalt enthält, ausgeglüht wird und die Gebundmetalle besitzen eine ziemlich hohe Härte. Als winde dann eingeschliffen werden, worauf eine härtende »Primärkarbidkörner« werden Körner oder Teilchen Wärmebehandlung folgt, so verlieren die Gewinde ihre des feuerfesten Karbides bezeichnet, die der Mischung Genauigkeit durch Volumenänderungen des Werkdirekt als solche zugegeben werden und ihre Identität Stückes, wenn es die martensitische Umwandlung in der fertigen Mischung beibehalten, während durch 60 durchmacht. Es wäre deshalb erwünscht, wenn nach Umsetzung während der Wärmebehandlung gebildete dem Einschleifen der Gewinde die mit Gewinde verKarbide als Sekundärkarbide bezeichnet werden. sehene Oberfläche gehärtet werden könnte, ohne daß

Ein gesinterter Verbundmetallgegenstand, der 50Vo- ihre Dimensionsgenauigkeit beeinträchtigt wird,
lumprozent TiC, Rest im wesentlichen Stahl, enthält, Bei einem Verbundmetall gemäß der US-PS

kann durch Ausglühen z. B. auf eine Rohhärte von 65 3 053 706, das aus Primärkarbidkörnern einer gesättig-40 Rc erweicht werden. In dieser Form kann er zerspa- ten festen Lösung von Wolframkarbid in Titankarbid nend bearbeitet werden und dann durch Abschrecken besteht, die in einer hochlegierten Werkzeugstahlvon einer erhöhten Temperatur bis hinauf zu 72 Rc masse, wie einer Grundmasse aus Schnellarbeitsstahl,