DE1953481A1

DE1953481A1 - Gesinterte stahlgebundene Hartstofflegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE1953481A1
Application number: DE19691953481
Authority: DE
Inventors: Fritz Frehn
Original assignee: Deutsche Edelstahlwerke AG
Current assignee: Deutsche Edelstahlwerke AG
Priority date: 1969-10-24
Filing date: 1969-10-24
Publication date: 1972-02-10
Also published as: SE362444B; DE1953481B2; FR2066359A5; GB1316298A; JPS5031848B1; CH557882A; DE1953481C2; US3720504A

Description

Deutsche Edelstahlwerke

Aktiengesellschaft

415 Krefeld, Oberschlesienstraße 16

Gesinterte stahlgebundene Hartstofflegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung

Die Erfindung bezieht sich auf eine gesinterte stahlgebundene Hartstofflegierung mit Io bis 75 Gew.-% Hartstoff, vornehmlich Metallkarbid, insbesondere Titankarbid und 25 bis 9o Gew.-% Stahlgrundmasse sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben.

Hartstofflegierungen, bei denen eine Komponente aus einem Hartstoff, nämlich einem Metallkarbid, -borid, -nitrid oder -silizid, und die andere Komponente aus einem Stahl besteht, sind bekannt. Aufgrund des hohen Hartstoffanteils in der Legierung von Io bis 75 Gew.-% sind solche Hartstofflegierungen hochverschleißfest und werden daher z. B. als Werkstoffe für Werkzeuge für die spanlose Formgebung, z. B. Ziehmatri zen eingesetzt.

Für T_eile, die einem Reibungsverschleiß ausgesetzt sind, haben sich bekannte stahlgebundene Hartstofflegierungen bisher nicht als besonders geeignet erwiesen. Die Paarung zweier aufeinandergleitender Teile aus bekannten Hartstofflegierungen verursacht bei irgendeiner Reibbeanspruchung selbst bei kleinster Oberflächenrauhigkeit noch verhältnismäßig hohe Reibungsfaktoren, sobald der zwischen ihnen befindliche Schmierfilm abreißt oder nicht vorhanden ist. Laufen dagegen zwei Teile aufeinander, von denen das eine aus einer stahlgebundenen Hartstofflegierung besteht und das andere aus einem anderen Werkstoff, was aus konstruktiven

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Gründen häufig der Fall ist, z. B. eine Stahlwelle, die in Lagerschalen aus einer stahlgebundenen Hartstofflegierung umläuft, so zeigt sich, daß das nicht aus der stahlgebundenen Hartstofflegierung bestehende Teil einem außerordentlich hohen Verschleiß durch das andere Teil aus der stahlgebundenen Hartstofflegierung unterliegt.

Werkstoffe mit sogenannten Notlaufeigenschaften sind zwar bekannt, sie besitzen jedoch nur geringe oder gar keine Verschleißfestigkeit. So sind für porös gesinterte Lagerwerkstoffe, z. B. Eisen, Bronze, Kupfer, Neusilber, Kunststoffe, Kohle usw. bekannt. Ihre Schmiereigenschaften beruhen auf der Tränkung der Poren mit Ölen oder auf einer eigenen Schmierfähigkeit, wie z. B. bei Kupfer, Phosphorbronzen oder ähnlichen Werkstoffen. Ein weiterer Werkstoff mit Selbstschmierung ist Gußeisen, bei dem lamellarer oder kugeliger Graphit neben Phosphiden und Sulfiden den Selbstschmiereffekt hervorrufen. Es gibt auch einige Gußeisensorten mit Graphit, die einen geringen Anteil an Chromkarbiden und Molybdänkarbiden aufweisen und damit eine etwas höhere Abtriebfestigkeit besitzen. Auch diese Werkstoffe entsprechen jedoch in ihrem Verschleißverhalten nicht den gestellten Anforderungen.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung einer hochverschleißfesten harten Legierung mit Selbstschmiereigenschaften. Der Werkstoff soll für Teile eingesetzt werden, die einer starken Reibbeanspruchung ausgesetzt sind.

Zur Lösung dieser Aufgabe v/ird gemäß der Erfindung eine gesinterte stahlgebundene Hartstofflegierung mit Io bis 75 Gew.-?6 Hartstoff und 25 bis 9o Gew.-% Stahl vorgeschlagen, bei der die aus Stahl bestehende Grundmasse freien Graphit enthält. Der Graphit soll vorzugsweise in einer

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Menge von 0,8 bis 3,9 Gew.-% bezogen auf die Gesamtlegierung, in der Stahlgrundmasse vorhanden sein.

Bevorzugte Hartstofflegierungen gemäß der Erfindung be-

stehen aus	bis	75	Gew.-%	vorzugsweise 15 bis 35 Gew.-%
Io				Titankarbid
	bis	3,9	Gew. -;ό	Kohlenstoff
0,8	bis	6,0	Gew.-%	Silizium
o,5	bis	7,o	Gew.-%	Aluminium
0	bis	7,o	Gew.-%	Mangan
0	bis	36,0	Gew.-%	Nickel
0	bis	8,0	Gew.-%	Kupfer
0	bis	o,l	Gew. -%	Magnesium
0	bis	o,l	Gew.-%	Cer
0	bis	o,l	Gew.-%	Bor
0	bis	2,o	Gew.-56	insgesamt an Chrom, Molybdän,
0				Vanadium, Titan
	Rest			Eisen.

Bis zu 5o Gew.-% des Titankarbids können dabei durch andere
Karbide ersetzt werden.

Aufgrund des in der Stahlgrundmasse der stahlgebundenen Hartstoff legierung vorhandenen Graphits ergibt sich ein gußartiges Gefüge mit der diesem eigenen Selbstschmierwirkung. Versuche
haben gezeigt, daß die bekanntlich hochverschleißfesten stahlgebundenen Hartstofflegierungen durch den Zusatz von Graphit
in die Stahlgrundmasse eine wesentliche Erhöhung der Standzeit aufwiesen, wenn die daraus hergestellten Teile einer Reibbeanspruchung unterworfen wurden. Eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit bei Reibbeanspruchung ergab sich auch dann, wenn
nur ein Teil aus der erfindungsgemäßen stahlgebundenen Hartstofflegierung bestand und das andere mit dem ersten in reibender Berührung stehende aus einem anderen Werkstoff hergestellt war.

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Aufgrund des verhältnismäßig hohen Hartstoffanteils in der erfindungsgemäßen Legierung kann diese in bekannter V/eise nur auf pulvermetallurgxschem Weg hergestellt werden. Dabei besteht noch eine besondere Schwierigkeit den freien. Graphit in die Stahlgrundmasse einzubringen. Der außergewöhnlich hohe Kohlenstoffgehalt in der Stahlmatrix bei der erfindungsgemäßen Hartstofflegierung und das dadurch auftretende niedrig schmelzende Eutektikum im stabilen System des Eisen-Kohlenstoff-Diagramms (4,3 Gew.-% C und 1153 C) verursachen erhebliche Schwierigkeiten beim Sintern, zumal der Zmteil dieser Phase über 5o Vol.-% liegt. Dabei muß noch berücksichtigt werden, daß absolut dichte, also porenfreie Sinterkörper erzielt werden sollen. Durch die Lösung des Kohlenstoffs beim Sintern und die Ziusscheidung desselben als freier Graphit bei der Abkühlung von der Sintertemperatur muß mit verwickelten Schwindungsverhältnissen gerechnet werden. Die geringe Dichte des Graphits gegenüber Eisen spielt dabei eine entscheidende Rolle.

Die Lösungsverhältnisse sind beim Sintern anders geartet als beim Erstarren aus der Schmelze, wo nur bei übereutektischen Legierungen (oberhalb 4,3 Gew.-?£ C) primär Kohlenstoff ausscheidet, an dem sich bei weiterer Erstarrung und Abkühlung Graphit anlagert. Beim Sintern, also in umgekehrter Richtung zum Erstarren aus der Schmelze, muß die Zementitbildung verhindert und die Lösung des Kohlenstoffs im Eisen gesichert werden. Daher kommt der gesamten Sinterbehandlung der erfindungsgemäßen -Hartstofflegierung entscheidende Bedeutung zu.

Gemäß der Erfindung ist ein Verfahren zum Sintern der erfindungsgemäßen Hartstofflegierung dadurch gekennzeichnet,

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daß die aus den zu Pulver gemahlenen Ausgangsstoffen (Hartstoffkomponente und die Stahlgrundmasse bildenden Einzelelementen) gepreßten Formkörper mit einer Geschwindigkeit von 8o° bis loo° C/Std. auf eine Sintertemperatur von looo° bis 12oo° C erhitzt, mindestens für etwa 4 bis 6 Stunden auf der Sintertemperatur gehalten, dann mit einer Geschwindigkeit von. 3o° bis 5o° C/Std. bis auf 75o bis 85o° C abgekühlt und von dieser Temperatur mit einer Geschwindigkeit von loo° bis. 2oo° C/Std. auf Raumtemperatur abgekühlt werden.

Entscheidend für das Gelingen ist zunächst die chemische Zusammensetzung, da beim Sintern naturgemäß die Verbindung

3 Fe +C = Pe₃C

abläuft und ein dem weißen Roheisen ähnlicher harter spröder Werkstoff entsteht, der genau die gegenteiligen Eigenschaften des zu findenden Werkstoffes hat.

Die Zugabe von wenigstens 1 Gew.-% Silizium, meist in Form von Ferrosilizium, verhindert weitgehend die Zementitbildung und fördert die Graphitbildung, ähnlich wirken Aluminium und Titan. Entscheidend aber ist eine spezielle Sinterung, d. h., eine Haltezeit von 4 bis 6 Stunden auf Sintertemperatur und eine mehrstündige Abkühlung, um das Gleichgewicht der Legierungskomponenten herzustellen, den Graphit gleichmäßig verteilt auszuscheiden und ihn in eine günstige lamellare Form zu bringen. Letztere ist für¹ Schmiervorgänge in diesem pulvermetallurgisch hergestellten Werkstoff am günstigsten. Solch ein ungerichteter Graphit steigert die Temperaturschock-Beständigkeit und die Wärmeleitfähigkeit. Die bewußt ungerichteten, aber fein und gleichmäßig verteilten Graphitlamellen führen zu einem sehr geringen Reibungskoeffizienten und

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hohem Widerstand gegen Brandrisse. Letztere können bei sehr starker und schneller Oberflächengleitung entstehen, also ähnlich wie beim unsachgemäßen Schleifen infolge wechselnder Temperatur und durch Erwärmen und Abkühlen.

In dem beigefügten Schiiffbild ist das Gefüge einer Hartstoff legierung mit 2o Gew.-% Titankarbid, 2,5 Gew.-% Kohlenstoff, 2,o Gew.-% Silizium, 1,5 Gew.-% Nickel und Rest Eisen dargestellt. Die Stahlmatrix ist rein ferritisch und der Graphit liegt in kugeliger und lamellarer Form vor. Das Titankarbid ist gleichmäßig verteilt in einer Korngröße von 1 bis 3 ,um. Die Härte dieser Legierung wurde mit 33 bis 36 HRC, entsprechend 321 bis 353 HB, gemessen. Der Volumenanteil Graphit liegt bei 35 bis 4o öew.-% und verleiht der Legierung neben hoher Verschleißfestigkeit den gewünschten Selbstschmiereffekt.. Dieses ferritische Gefüge mit lamellarem, blättrigem Graphit und einen Titankarbidgehalt ergibt hervorragende Dämpfungswerte, die mit steigendem Graphitgehalt noch zunehmen.Demgegenüber fallen die Dämpfungswerte bei höherem Kohlenstoffgehalt, also perlitischem Gefüge ab.

Zusätze von Silizium,die zur Graphitisierung notwendig sind, erhöhen in Mengen von o,5 bis 6,o Gew.-% die Korrosionsbeständigkeit.

Eine Erhöhung des Nickelgehalts bis zu 36,ο Gew.-% führt zu austenitischer Grundmasse, in die Titankarbide und Graphit eingelagert sind.' Auch hier ist die Höhe des Kohlenstoffs für die Menge des Graphits maßgebend. Diese austenitischen Legierungen sind korrosionsbeständigkaife, nicht magnetisierbar, zunderbeständig, sehr zäh und auch gut bearbeitbar. Der Ausdehnungskoeffizient dieser austenitischen Legierungen liegt fast doppelt so hoch wie der ferritischer bzw. perlitischer Legierungen mit Titankarbid und Graphit.

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Mangangehalte bewirken eine stärkere Äustinitbildung und können bis 7,ο Gew.-% betragen.

Aluminium in Mengen bis 7,ο Gew.-% bewirken eine Vergrößerung des Anteils an flüssiger Phase, was insbesondere bei höheren Hartstoffgehalten erwünscht ist.

Kupfer bis 8,o Gew.-% bringt einen Aushärteeffekt und verbessert die Selbstschmiereigenschaften der Legierung.

Zusätze von Magnesium und/oder Cer lassen ebenso wie beim normalen Gußeisen die kugelige Form des Graphits entstehen.

Bor bis o,l Gew.-% bewirkt eine Desoxydation im Innern der Legierung und führt zur Bindung des vorhandenen Sauerstoffs in der Legierung zu B₃O₃, das bei verhältnismäßig niedriger Temperatur im Vakuum leicht flüchtig ist.

Die Elemente Chrom, Molybdän, Vanadium und Titan werden bei den Hartstofflegierungen gemäß der Erfindung selten benötigt, da sie starke Karbidbildner sind und sofort mit dem Graphit reagieren würden. Bis zu einer Gesamtmenge von 2,ο Gew.-% können sie jedoch zur Härtung zugegeben werden.

Die Herstellung der erfindungsgemäßen Hartstofflegierung erfolgt aus den einzelnen Komponenten, Hartstoff einerseits und den Einzelelementen der Stahlgrundmasse andererseits. Die Hartstoffkomponente und die die Stahlgrundmasse bildenden Einzelelemente oder sie enthaltene Vorlegierungen, wie Karbonyleisen, Graphit, Silizium, z. B. in Form von Ferrosilizium, werden trocken gemischt, auf eine Korngröße von 1 bis 3 /um naß gemahlen, im Vakuum getrocknet, gepreßt

/ -2 ο

und im Vakuum von 2 χ Io Torr bei etwa lloo C gesintert.

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Die Sinterung erfolgt in der vorerwähnten Weise durch langsames Anheizen, mehrstündiges Halten auf Sintertemperatur und langsames, gestuftes Abkühlen nach erfolgter Sinterung. Daran kann sich eine Wärmebehandlung der gesinterten Hartstofflegierung anschließen. Diese kann bestehen aus Spannungsfreiglühen ohne Gefügeänderungen zwischen 55o und 65o C. Zum Einformen des streifigen Perlits zu körnigem Perlit kann ein Glühen zwischen 65o° und 8oo° C vorgenommen werden. Zur Bildung von ferritischer Grundmasse empfiehlt sich ein Weichglühen zwischen 8oo° und 925° C, wodurch ein restloser Zerfall von Fe^C mit Volumenvergrößerung eintritt. Für perlitxsches Grundgefüge kann außerdem ein Härten in Öl bei 87o bis 9oo C und Anlassen zwischen 2oo° und 24o° C vorgenommen werden.

Die erfindungsgemäße stahlgebundene Hartstofflegierung eignet sich vornehmlich für solche Verschleißteile, die einer Reibbeanspruchung ausgesetzt sind und daher Selbstschmiereigenschaften aufweisen sollten, um zu starken Verschleiß am Gegenstück zu vermeiden. Daraus ergeben sich verschiedene Anwendungsmöglichkeiten, z. B. für Lager und zwar bis zu hohen Temperaturen von 9oo C bei austenitischer Grundmasse. Außerdem kann die erfindu'gsgemäße Hartstofflegierung für Bremstrommeln, Bremsblöcke, Bremsbacken, Kupplungsdruckplatteη, Ventilstößel, Laufbüchsen, Dichtringe, Dichtleisten, Kolbenringe, Maschinenteile, Pumpenteile usw. eingesetzt werden. Durch eine Verbindung von Teilen aus der erfindungsgemäßen stahlgebundenen Hartstofflegierung mit Trägerkörpern aus Stahl oder Gußeisen durch Löten, Schweißen oder Verschrauben wird die Herstellung verbilligt.

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Claims

Patentansprüche

1. Gesinterte stah!gebundene Hartstofflegierung mit Io bis 75 Gew.-% Hartstoff, vornehmlich Metallkarbid, insbesondere Titankarbid, und 25 bis 9o Gew.-% Stahlgrundmasse, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl freien Graphit enthält.

2. Hartstofflegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlgrundmasse o,8 bis 3,9 Gew.-% Graphit, bezogen auf die Gesamtlegierung, enthält.

3. Hartstofflegierung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus Io bis 75 Gew.-%, vorzugsweise 15 bis 35 Gew.-50 Titankarbid,

o,8 bis 3,9 Gew.-% Kohlenstoff o,5 bis 6,ο Gew.-% Silizium O bis 7,ο Gew.-% Aluminium O bis 7,o Gew.-% Mangan O bis 36,ο Gew.-% Nickel O bis 8,ο Gew.-% Kupfer O bis o,l Gew.-% Magnesium O bis o,l Gew.-% Cer O bis o,l Gew.-% Bor O bis 2, ο Gew.-% insgesamt an Chrom, Molybdän, Vanadium, Titan Rest Eisen

enthält.

4. Hartstofflegierung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 5o% des Titankarbids durch andere Karbide ersetzt v>ird.

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Verfahren zum Sintern einer Hartstofflegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet,

daß die aus den zu Pulver gemahlenen Ausgangsstoffen (Hartstoffkomponente und die Stahlgrundmasse bildenden Einzelelementen) gepreßten Formkörper mit einer Geschwindigkeit von 8o bis loo C/Std. auf eine Sxntertemperatur von looo° bis 12oo° C erhitzt, mindestens für etwa 4 bis 6 Stunden auf der Sxntertemperatur gehalten, dann mit einer Geschwindigkeit von 3o bis 5o C/Std. bis auf 75o° bis 85o° C abgekühlt und von dieser Temperatur mit einer Geschwindigkeit von loo bis 2oo C/Std. auf Raumtemperatur abgekühlt werden.

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