DE1521193B2

DE1521193B2 - Verfahren zur Verhinderung des Herausfallens feuerfester Körner aus der Oberfläche eines gesinterten Verbundmetallgegenstandes

Info

Publication number: DE1521193B2
Application number: DE1521193A
Authority: DE
Inventors: Beantragt Nichtnennung
Original assignee: Chromalloy Corp
Current assignee: Chromalloy Corp
Priority date: 1965-04-06
Filing date: 1965-12-23
Publication date: 1975-01-23
Also published as: DE1521193C3; US3368882A; GB1064619A; DE1521193A1; FR1463673A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren, um das Herausfallen von feuerfesten Körnern aus der Oberfläche eines gesinterten Verbundmetallgegenstandes während der Verwendung, z. B. als verschleißfeste Werkzeuge und Formstempel, zu verhindern.

Es ist aus der GB-PS 778 268 bekannt, Sintermetallgegenstände aus einer gepulverten Mischung von Körnern eines feuerfesten Metallprimärkarbides, wie Titankarbid, und einem Metallpulver, insbesondere Eisenpulver, herzustellen, indem die Pulvermischung in eine Form zu einem Preßling der gewünschten Gestalt gepreßt wird, welcher dann bei einer erhöhten Temperatur über der am niedrigsten schmelzenden Phase des Grundmetalls, aber unter dem Schmelzpunkt des feuerfesten Karbides in einer nicht oxydierenden Atmosphäre aus z. B. Stickstoff und Wasserstoff gesintert wird. Durch Sintern des Bindemetalls mit Primärkarbiden von Wolfram, Titan und/oder anderen feuerfesten Karbiden in flüssiger Phase hergestellte Verbundmetalle besitzen eine ziemlich hohe Härte. Als »Primärkarbidkörner« werden Körner oder Teilchen des feuerfesten Karbides bezeichnet, die der Mischung direkt als solche zugegeben werden und ihre Identität in der fertigen Mischung beibehalten, während durch Umsetzung während der Wärmebehandlung gebildete Karbide als Sekundärkarbide bezeichnet werden.

Ein gesinterter Verbundmetallgegenstand, der 50 Volumprozent TiC, Rest im wesentlichen Stahl, enthält, kann durch Ausglühen z. B. auf eine Rohhärte von 40 Rc erweicht werden. In dieser Form kann er zerspanend bearbeitet werden und dann durch Abschrecken von einer erhöhten Temperatur bis hinauf zu 72 Rc gehärtet werden, wie dies bei bestimmten Werkzeugstahllegierungen ebenfalls getan wird. Verbundmetalle dieser Art mit Primärkardidkörnern, die feste Lösungen von TiC und WC darstellen, sind aus der US-PS 3 053 706 bekannt.

Gesinterte Verbundmetallgegenstände mit wärmebehandlungsfähigen oder nicht wärmebehandlungsfähigen Stahlgrundmassen und Primärkarbidkörnern, wie Titankarbid, werden für viele Anwendungsformen

ίο verwendet, wie für Formstempel, Düseneinsätze, verschleißfeste Teile Meßhhren und Maschinenteile.

Bei der Verwendung dieser Verbundmetallgegenstände für Werkzeuge oder Maschinenteile ist es oft erwünscht, die metallurgischen Eigenschaften des Bindemetalls zu modifizieren. Eine Zusammensetzung, die 45 Volumprozent TiC in einer Grundmasse aus 55 Volumprozent nichtrostendem Stahl dispergiert enthält und als Pumpenteil angewendet werden soll, bei welchem bei höherer Temperatur Gleitreibung auftritt, verschleißt leicht, weil die durchschnittliche Härte der Legierung etwa 45 Rc beträgt, nichtrostender Stahl des Typs 18/8 aber nicht wärmebehandlungsfähig ist und eine unter der Eigenhärte des Primärkarbids liegende Eigenhärte aufweist, wodurch das weiche Grundmetall vornehmlich rund um die Karbidkörner abgerieben wird. Hierbei lockern sich die harten Primärkarbidkörner und fallen heraus. Dieser Verschleiß kann eine Oberflächenkerbwirkung ergeben, welche den Widerstand des Metalls gegen Schlag oder Stoß herabsetzt.

Es ist deshalb erwünscht, der Grundmasse eine hohe bleibende Härte an der Oberfläche des Maschinenteiles zu geben, um die obenerwähnten Schwierigkeiten zu vermeiden.

Zur Erhöhung der Zähigkeit eines wärmebehandlungsfähigen Verbundmetalls, das z. B. 50 Volumprozent TiC enthält, Rest 50 Volumprozent Stahl mit niedrigem Chrom- und Molybdängehalt, kann die Grundmasse auf wesentlich unterhalb der Wärmebehandlungshärte, ζ. B. von einer Härte von 70 Rc auf eine Härte von 50 bis 55 Rc, angelassen werden. Bei einem Ziehwerkzeug ist es jedoch ebenso wichtig, eine harte, verschleißfeste Oberfläche an der Formöffnung zu sichern, besonders zwischen den harten Primärkarbidkörnern, die in der Grundmasse eingebettet sind, um diese an ihrem Platz zu verankern, den Verschleiß der Grundmasse zu vermeiden und eine Verschiebung der Karbidkörnchen zu verhindern.

Bei der Herstellung von Gewindelehren aus gehärteten feuerfesten Verbundmetallen der obigen Art wird das Formschleifrad, welches bei der Herstellung der Gewinde verwendet wird, sehr schnell unbrauchbar. Wenn andererseits ein Verbundmetall, das 50 Volumprozent TiC und 50 Volumprozent eines wärmebehandlungsfähigen Stahls z. B. mit niedrigem Chrom- und Molybdängehalt enthält, ausgeglüht wird und die Gewinde dann eingeschliffen werden, worauf eine härtende Wärmebehandlung folgt, so verlieren die Gewinde ihre Genauigkeit durch Volumenänderungen des Werkstückes, wenn es die martensitische Umwandlung durchmacht. Es wäre deshalb erwünscht, wenn nach dem Einschleifen der Gewinde die mit Gewinde versehene Oberfläche gehärtet werden könnte, ohne daß ihre Dimensionsgenauigkeit beeinträchtigt wird.
Bei einem Verbundmetall gemäß der US-PS 3 053 706, das aus Primärkarbidkörnern einer gesättigten festen Lösung von Wolframkarbid in Titankarbid besteht, die in einer hochlegierten Werkzeugstahlmasse, wie einer Grundmasse aus Schnellarbeitsstahl,

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dispergiert sind, kann es erwünscht sein, das wärme- Eisen, und ähnliche nichtrostende Stähle. Da die behandelte Metall doppelt oder dreifach auf beispiels- meisten Nitrid bildenden Elemente im allgemeinen weise 535°C anzulassen, um seine Zähigkeit zu erhöhen, starke Karbidbildner sind, ist es wichtig, daß diese sofern gleichzeitig die Oberfläche des Stahls zwischen Elemente in der Grundmasse in stöchiometrischen den Karbidkörnern auf einem verhältnismäßig hohen 5 Überschuß zu dem in der Grundmasse vorhandenen Härtegrad gehalten werden kann, wie es für eine Zieh- Kohlenstoff gelöst sind. Beispiele von starken Karbidmatrize erwünscht ist. bildnern, die auch Nitride bilden, sind Ti, Zr, Hf, W, Es wurde gefunden, daß man das Herausfallen von Cr, Mo, Nb, Ta und V. Beispiele von Nitridbildnern, feuerfesten Körnern aus der Oberfläche eines gesinter- 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 allge-

durch gekennzeichnet ist, daß ein Verbundmetallge- meinen pulvermetallurgisch hergestellt,

genstand hergestellt wird, der im wesentlichen aus 25 Die Erfindung wird im folgenden an Hand der Zeichbis 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 Vana- grafien (ungefähr 200fache Vergrößerung) eines erdium besteht, die in einer Stahlmatrix verteilt sind, die findungsgemäßen gesinterten Verbundmetallgegenden Rest zu 100 bildet, und daß dann durch Nitrierung Standes, wobei Primärkarbidkörner in einer Stahlder die feuerfesten Körner umgebenden Stahlmatrix 20 grundmasse dispergiert sind und an und unter der eine MikroStruktur mindestens an der Oberfläche des Oberfläche des Metalls eine diffuse Nitridzone zwi-Gegenstandes geschaffen wird, die die primären Kör- sehen und um die Karbidkörner erkennbar ist; ner der feuerfesten Metallkarbide in einer nitrierten F i g. 3 zeigt eine Gewindelehre, auf welche die Er-Sch.cht des Matrixmetalls dispergiert und verankert findung anwendbar ist; enthält. 25 Fig.4 zeigt eine Ziehmatrize, in welcher ein

Zwar sind Nitrierungen für Chromstahl, für Ober- erfindungsgemäß hergestellter Ziehring oder Kalibrierflächen aus gepreßtem Eisenpulver während der Sinte- ring aus einer wärmebehandlungsfähigen Zusammenrung bei etwa 982 bis 1149°C und für Werkzeugstahl Setzung mit feuerfestem Karbid mit Schrumpfsitz in mit hohem Chrom- und Kohlenstoffgehalt bekannt, einem Stützglied aus Stahl sitzt; um eine Oberflächenhärtung zu erzielen. Es gibt aber 30 F i g. 5 ist eine Teilansicht der Matrize von F i g. 4, keine Anregung aus der Literatur, derartige Behänd- die in einem übertriebenen Querschnitt die gehärtete lungen bei Primärkarbide enthaltenden warmfesten Oberfläche des Kalibrierringes zeigt. Stahllegierungen vorzunehmen, die an sich schon sehr Ein Ziehring gemäß F i g. 4 kann beispielsweise aus hart sind, zumal mit der Gefahr einer Versprödung zu einem Verbundmetall, bei dem primäre Körner von 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 bundmetallgegenstände durch Nitrierung derart an der 40 Gewichtsprozent TiC und 60 Gewichtsprozent Stahl Oberfläche vergütet, daß die Härte des Bindemetalls enthält, wie folgt hergestellt werden: an die Härte der Primärkarbidkörner angeglichen wird 1000 g TiC-Pulver mit ungefähr 5 bis 7 μπι 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 Stahlgrund-Nitrid gebildet, so daß die Räume zwischen den Pri- masse gebildet wird, welche 1,25 % Cr, 2,5 % Mo, märkarbidkörnern an der Oberfläche gehärtet werden, 0,4 % C enthält, wobei der Rest Carbonyleisenpulver Um die Karbidkörner darin zu verankern und sie in von ungefähr 20 μηι Teilengröße ist. Die gepulverten der nitridhaltigen Schicht des Grundmassenmetalls zu 45 Bestandteile enthalten 1 g Paraffinwachs pro 100 g einverteilen, gemischt. Das Mischen wird in einer Stahlmühle

Eine Menge des angewendeten feuerfesten Karbides 40 Stunden durchgeführt, wobei die Mühle halb mit

von 35 bis 70 Volumprozent ist für den erfindungsge- Stahlkugeln gefüllt ist und Hexan als Träger verwendet

mäßen Zweck besonders vorteilhaft. .... wird. - , : : ;

Das Grundmassenmetall, welches den Test bis zu 50 Nach Beendigung des Mahlens wird die Mischung 100 % bile et, kann irgendein Stahl oder eine Legierung herausgenommen und im Vakuum getrocknet. Ein Ansein, die Nitrid bildende Elemente enthält. Beispiele teil des gemischten Produktes wird in einer Form des

von Stählen sind: 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 1435°C 1 Stunde in einem Vakuum

19W Al 15VPr O9°/ Mn ην/Γ P^t ^{von 20} ^^m ^{Hg oder höher} g^esintert- ^Nach Beendigung VV₀ Al, 1,5/₀ Ur, V/oMo, 0,3/₀ C, Rest _{des sinterns wird} der Ziehring abgekühlt und dann

^fclsen; 2 Stunden bei 900⁰C ausgeglüht und mit einer Ge-

3,5% Cr, 1% V, 2,5% Mo, 0,5% Mn, 0,2% Si, schwindigkeit von 15°C pro Stunde auf 100⁰C abge-

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 f^ntl}^ält> zu erzeugen Der Ziehring wird spanabhebend

Eisen und fertiggestellt und auf 70 Rc gehärtet durch Austemti-

sierung bei 980° C, worauf Abschrecken in einem Ölbad

1R°/ w d°/ Cr 1 °/ V O7°/ r Pp«t Fkpn folgt. Der Ziehring wird dann gereinigt und nitriert.

18 /₀ W, 4/₀ Cr, 1 /_o ν, υ,//₀ C, Rest tisen. ^ ^ _{Verfahren besteht darm>
daßder}wärmebehandelte

Stähle vom nicht wärmebehandlungsfähigen Typ Ziehring der Wirkung von Ammoniakgas bei einer können verwendet werden, wie Stähle mit 18% Cr, Temperatur im Bereich von 500 bis 650⁰C, beispiels-8% Ni, Rest Eisen oder 18% Cr, 12% Ni, Rest weise 500 bis 538⁰C, 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 gebildnern 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- ίο Temperatur von 1435° C ungefähr ¹I₂ 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 64 Rc. 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° C erhitzt wurde, eingefügt. 20 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 · 10^e 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 t;n 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 Verbundmetallgegenstandes wieder-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 538 ⁰C 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 565° C 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 stöchioyon 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 ¹I₂ Stunde in einem Vakuum von ungefähr 20 μπι 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 15°C pro Stunde auf 700°C 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

ίο wird dann zweimal bei einer Temperatur von 565^PC 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 Verbundmetallen 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

Patentansprüche:

1. Verfahren, um das Herausfallen von feuerfesten Körnern aus der Oberfläche eines gesinterten Verbundmetallgegenstandes während der Verwendung, z. B. als verschleißfeste Werkzeuge und Formstempel, zu verhindern, dadurch gekennzeichnet, daß ein Verbundmetallgegenstand hergestellt wird, der im wesentlichen aus 25 bis 80 Volumprozent primärer Körner der harten feuerfesten Metallkarbide Chrom, Wolfram, Molybdän, 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 der die feuerfesten Körner umgebenden Stahlmatrix eine MikroStruktur mindestens an der Oberfläche des Gegenstandes geschaffen wird, die die primären Körner der feuerfesten Metallkarbide in einer nitrierten Schicht des Matrixmetalls dispergiert und verankert enthält.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Verbundmetallgegenstand, der 35 bis 70 Volumprozent, bezogen auf die Gesamtmischung, primäre Titankarbidkörner enthält, hergestellt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Verbundmetallgegenstand hergestellt wird, der 35 bis 70 Volumprozent, bezogen auf die Gesamtmischung, primärer Körner einer festen Lösung aus Wolframkarbid und Titankarbid enthält.