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Hartstofflegierung.
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Gesinterte Hartstofflegierungen aus Metallkarbid und metallischem
Binder, insbesondere Stahl, eins chließlicher nickelmartens itischer Stähle sind
auch bei härtbaren Hartstoffen bekannt, z. B. DE-PS 12 98 293, DE-PS 12 57 440,
DE-PS 15 58 477, DE-PS 26 30 266.
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Nickelmartensitische Stahlbinder werden eingesetzt, um hohe Festigkeit
durch eine einfache Warmauslagerung zu erreichen.
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Wenn der Verschleißwiderstand dieser bearbeitbaren und härtbaren Hartstofflegierungen
mit nickelmartensitischem Binder nicht aus -reicht, wird üblicherweise der Karbidgehalt
erhöht, z. B. auf 60 Gew. -% gegenüber 30 % bei den bearbeitbaren Legierungen. Damit
werden nach dem Auslagern Härtewerte von 74/78 HRC erreicht.
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Eine Bearbeitung durch Drehen, Fräsen ist aufgrund des hohen Karbidgehaltes
und der damit verbundenen hohen Härte von 60 bis 65 HRC im lösungsgeglühten Zustand
unmöglich.
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Ein Nachteil dieser bekannten Legierungen ist die hohe Sintertemperatur
von über 14300C, die etwa 2000C höher liegt als die anderer Hartstofflegierungen.
Damit ist auch die Möglichkeit der Verbundsinterung mit Stählen nicht gegeben, die
bei diesen Temperaturen bereits flüssig oder so grobkristallin würden, daß sie für
eine weitere Verwendung untauglich sind.
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Bei Kombinationen zwischen normalen hochkarbidhaltigen Hartstoffen
mit ferritischer Stahlmatrix und Stählen durch Hochtemperaturlötung ist die Wärmebehandlung,
das heißt, Härtung von Temperaturen über 10000C
in Öl oder in Inertgas
ein großes Wagnis, da es aufgrund dieser bekannten Härtemethoden immer zu hohen
Spannungen kommt die oft zum Abreißen der Lötschicht führen.
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Aufgabe der Erfindung ist es, eine Hartstofflegierung zu schaffen,
die höchste Härte nicht nur aufgrund eines hohen Karbidanteils sondern ei auch hoher
Festigkeit der Matrix erreicht und einer Temperatur gesintert werden kann, die so
niedrig liegt, daß bei einer Verbundsinterung mit Stahl dieser nicht wegschmilzt
oder grobkristallin und spröde wird. Dies ist für großflächige Verschleißplatten
wie sie in Formen für Bausteine, z. B. aus Bimsbeton, für feuerfeste Steinplatten,
für Prallplatten in Geblasen, zur Auskleidung von Rutschen, zum Belegen großer Flächen
die auf Verschleiß beansprucht werden, besonders wichtig. Zum Erreichen eines günstigen
Preis/Leistungsverhältnisses ist auch eine einfache verzugsfreie Härtung erforderlich.
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Ein besonderes Kennzeichen der nickelmartensitischen Stähle ist der
außergewöhnlich niedrige Kohlenstoff, für den ein Gehalt von weniger als 0> 1
% gefordert wird0 da durch größere Kohlenstoffmengen die nickelmartensitischen Legierungen
große Neigung zum Umklappen in den austenitischen, also weichen Zustand, zeigen.
Eine Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes zur Erniedrigung der Sintertemperatur scheidet
daher aus. Es mußte eine andere Lösung gefunden werden, um diese überaus interessanten
nickelm artens itischen Stahllegierungen als Binder für Hartstofflegierungen wirtschaftlich
nutzen zu können.
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Als Lösung wird nun erfindungsgemäß eine Hartstofflegierung mit der
im Anspruch gekennzeichneten Zusammensetzung vorgeschlagen.
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Versuche ergaben, daß sich eine Erniedrigung der Sintertemperatur
auf Gebrauchstemperatur und Idealtemperatur zur Vermeidung von Kristallwachstum
bei den zu verwendenden Stählen durch Zugabe von Kupfer und Aluminium erzielen läßt.
Überraschend dabei ist, daß beide Elemente neben einer Erniedrigung der Sintertemperatur
auf ca. 13000C einen zusätzlichen Aushärteeffekt bewirken, so daß eine Härte steigerung
der Matrix erreicht wird und damit ein höherer Verschleißwiderstand des an sich
nicht so idealen plättchenförmigen Nickelmartensits gegenüber dem üblichen Kohlenstoffmartens
ft.
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Ein Ni-Gehalt unterhalb 4, 5 % verhindert die Entstehung von Nickelmartensit
schlechthin. Die niedrigen Ni-Gehalte sind bei Zugabe größerer Mengen an Chrom und/oder
Mangan erforderlich, um Austenitbildung zu verhindern. Bei höheren Ni-Gehalten besteht
ebenfalls die Gefahr der Austenitbildung, wodurch keine Härtungsmöglichkeit mehr
gegeben ist.
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Bei Molybdän und Kobalt bestehen die gleichen Gründe für die oberen
und unteren Gehalte. Auch hier ist eine Abstimmung untereinander, insbesondere bei
Zugabe von Chrom und Mangan, notwendig, um die A ustenitbildung zu verhindern, aber
Ausscheidungshärtung durch Bildung intermetallischer Verbindungen sicherzustellen.
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Titan ist bei diesen hochkarbidhaltigen Legierungen als Karbidbildner
oftmals ebensowenig notwendig wie Niob bzw. Niob/Tantal. Ein Zusatz kann dann zweckmäßig
werden, wenn mit anderen Elementen soviel freier Kohlenstoff eingeschleppt wird,
daß es verstärkt zu Austenitbildung kommen könnte, was durch Abbindung des Kohlenstoffs
durch Karbidbilder verhindert wird.
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Mangan dient zur Härtung der Stahlmatrix und Erniedrigung der Sintertemperatur.
Ein Zusatz ist nicht unbedingt erforderlich, über 4, 0 % besteht Gefahr der Austenitbildung.
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Bor dient zur Desoxydation und Erweiterung des Sinterbereichs, aber
auch zur Erniedrigung der Sintertemperatur. Gehalte über 1, 4 % führen zu Porosität,
je nach Zusammensetzung der Matrix, vor allem bei solcher ohne Cr-Gehalt. Chromboride
bringen zusätzlich höhere Härte.
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Chrom ist dann wichtig, wenn Korrosionsbeständigkeit verlangt wird.
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Bis 20, 0 % Cr ist eine ausreichende Passivität vorhanden, so daß
höhere Cr-Gehalte unwirtschaftlich würden. Auf eine Abstimmung der Gehalte an Chrom,
Nickel und Kohlenstoff ist besonders zu achten, um Austenitbildung zu vermeiden.
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Kupfer dient also als besonderes Merkmal der Erfindung zur Erniedrigung
der Sintertemperatur und zusätzlicher Ausscheidungshärtung.
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Unter 2, 0 % Cu sind keine Effekte, oberhalb 6, 0 % tritt keine Steigerung
ein.
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Ähnlich verhält sich Aluminium, das in Form von Vorlegierungen wie
Eisen-Aluminium, Nickel-Aluminium oder ähnliche zugegeben werden kann. Unter 2,
0 % sind die gewünschten Vorteile nicht ausgeprägt zu erkennen, oberhalb 6, 0 %
tritt keine Verbesserung der positiven Werte mehr ein.
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Anhand der folgenden Beispiele wird die Erfindung näher erläutert:
Beispiel
1 Eine Legierung aus 60 Gew. -% Titankarbid und 40 Gew. -% einer Stahlmatrix aus
(in Gew. -%) 2, 0 % Kupfer 2, 0 % Aluminium 13, 0 % Nickel 15, 0 % Molybdän 15>
0%Kobalt Rest Eisen ° ließ sich bei 1320 C zu einem dichten Körper sintern mit einer
Dichte von 5, 93 g/cm3. Die Härte nach dem Lösungsglühen von 840°C mit Luft- bzw.
Gasabkühlung ergab 66 HRC, nach dem Auslagern 6 h bei ° 480 C wurde eine Härte von
72/74 HRC erreicht.
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Beispiel 2 Die Legierung nach Beispiel 1, jedoch mit 4, 0 % Aluminium
und 4, 0 % Kupfer ließ sich bei 13000C sintern auf eine Dichte von 5, 88 g/cm3,
die Härte nach dem Auslagern 6 h bei 4800b stieg auf 74/76 HRC.
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Beispiel 3 Eine Legierung aus 60 Gew. -% Titankarbid, Rest Stahl folgender
Zusammensetzung (in Gew.-%) 14, 0 % Chrom 5, 0 % Molybdän 5, 5 % Nickel 9, 0 % Kobalt
4, 0 % Kupfer 4, 0 % Aluminium 0,01 oIOBor Rest Eisen
ließ sich
bei 1300°C zu einem dichten Körper mit 5, 50 g/cm³ Dichte sintern. Bei einer Härte
von 70 HRC im lösungsgeglühten Zustand ließ sich diese durch Auslagern 6 h bei 4900C
auf 76/78 HRC bringen.
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Beispiel 4 60 % TiC/Cr3C2, bestehend aus 70 % TiC und 30 % Cr3C2,
und einer Matrix aus 4, 0 % Kupfer 4,0 % Aluminium 13, 0 % Nickel 15, 0 So Molybdän
15, 0 % Kobalt 0, 01 % Bor 0, 1 % Kohlenstoff Rest Eisen können bei 1300°C zu Körpern
mit einer Dichte von 5, 85 g/cm³ gesintert werden. Danach liegt eine Härte von 69/70
HRC vor, die durch eine Auslagerung von 8 h bei 4800C auf 78/80 HRC ansteigt.
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Beispiel 5 Aufgrund der niedrigen Sintertemperatur ist eine Verbundsinterung
mit Stahlteilen möglich.
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So wurde ein Preßling von 200 x 100 x 15 mm der Legierung nach Beispiel
3, also aus (Gew. -So) 60 % Titankarbid 40 % Stahl mit 4, 00 % Kupfer 4, 00 % Aluminium
aus Al/Fe 50: 50 5, 50 % Nickel 5» 00 % Molybdän 9, 00 % Kobalt 14, 00 % Chrom 0,
01 % Bor Rest Eisen
auf eine gehobelte Stahlplatte der Werkstoffnummer
6511 (0> 36 % C, 0, 60 % Mn, 1, 00 % Cr> 0, 20 % Mo, 1, 00 % Ni, Rest Fe)
gelegt und bei 13000C im Vakuum von 10 Torr gesintert. Es entstand ein Stahl-Hartstoff-Verbund
infolge Diffusion. Eine Auslagerung 6 h bei 480 OC ergab auf der Hartstoffseite
eine Härte von 78 HRC und auf der Stahlseite eine solche von 34 HRC. Von der Stahlseite
konnte der Verbund ohne Probleme nach bekannten Methoden wie Fräsen, Hobeln, Drehen
u. ä. bearbeitet werden auf einzuhaltende Toleranzen.
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Die Hartstoffseite wird wegen ihrer hohen Härte nur plangeschliffen,
um Kosten zu sparen. Der Verbund garantiert hohe Festigkeit gegen Bruch und besitzt
eine hohe maßliche Anpassungsfähigkeit.
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Beispiel 6 Eine Mischung nach Beispiel 2, also aus (Gew. -%) 60 %
Titankarbid 40 % Stahl mit 4, 00 % Aluminium aus Al/Fe 50 : 50 4, 00 % Kupfer 13>
00 % Nickel 15, 00 % Molybdän 15, 00 % Kobalt Rest Eisen wurde in eine rechteckige
Stahlpreßform der Größe 100 mm hoch x 150 mm breit x 300 mm lang eingefüllt, so
daß 1/3 der Form, also etwa 100 mm, damit ausgefüllt wurden. Ein Stück Pappe oder
ein geteilter separater Stempel verhindern das Ablaufen des Pulvers. Das zweite
mittlere Drittel wird dann mit einer Mischung des normalen Hartstoffes der gleichen
Matrix wie vorher angegeben, jedoch nur mit 33 % Titankarbid gefüllt. Ein Stück
Pappe oder ein zweimal geteilter hochgefahrener Unterstempel verhindern das Ablaufen
des Pulvers
in das restliche Drittel. Dieses wird dann mit einer
normalen Sinterstahlmischung ohne zusätzlichen Karbidanteil gefüllt. Zusammensetzung
etwa 0, 90 % Kohlenstoff 0, 80 % Mangan 0, 20 % Silizium 3, 00 % Chrom 0, 50 % Molybdän
0, 40 % Vanadium Rest Eisen.
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Das ganze wird dann mit ca. 1.000 kg pro cm2 verdichtet und der so
entstandene Preßling bei 1320 0C im Vakuum von ca. 10 2Torr gesintert.
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Da alle drei Legierungen gemäß der Erfindung auf eine Sintertemperatur
gebracht wurden und alle fast den gleichen Schwund beim Sintern erfahren, entsteht
ein Verbundkörper,der im oberen Drittel höchsten Verschleißwiderstand besitzt, also
da, wor der größte Abrieb entsteht, beispielsweise an einem Schlegel in Hammerschlagmühlen.
Das mittlere Drittel aus normalem Hartstoff ist im geglühten Zustand gut zu bearbeiten,
während das untere Drittel z. B. sehr gut zu bohren ist und höchste Zähigkeit besitzt.
Verschleiß tritt im unteren Drittel nicht auf.
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Nach dem Aus lagern 8 h bei 490°C hat das obere Drittel eine Härte
von 78/79 HRC, das mittlere Stück eine Härte von 68/69 HRC und das untere Befestigungsteil
eine solche von 35/40 HRC. Der Verbundkörper ist sehr stabil und widersteht höchster
Schlagbeanspruchung.
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Bei einem Schlegel ganz aus der Hartstofflegierung mit 60 TiC wäre
die Gefahr des Bruches gegeben. Die so hergestellten Verschleißteile für höchste
Schlagbeanspruchung bringen gegenüber solchen aus hochverschleißfestem Guß eine
10- bis 20-fach höhere Leistung.
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Die Vorteile der erfindungsgemäßen Hartstofflegierung gegenüber vergleichbaren
bekannten Werkstoffen sind: - höchste Härte auch der Stahlmatrix oberhalb 72 HRC,
verbunden mit hohem Verschleißwiderstand, - niedrigere Sintertemperatur von ca.
1300°C, einfachste Wärmebehandlung durch Auslagerung 4 - 8 h bei 460 - 5000C, dadurch
Anfertigung von Platten mit Stärken unter 5 mm, weil kein Verzug auftritt, und günstiges
Preis/ Leistungsverhältnis, Kombinationsmöglichkeit durchVerbundsinterung mit Stählen
ohne schädliches Kristallwachstum beim Stahl, - außergewöhnlich niedrige Dichte
unter 6, 0 g/cm3 also leichter als Stahl und halbes Gewicht von Hartmetall.