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Die Erfindung bezieht sich auf eine Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit 0, 15 bis 5, 5 Gew.-% Kohlenstoff und einer zumindest teilweise die Legierung bedeckende weitere Legierungsschichte sowie auf ein Verfahren zur Herstellung derselben.
Bei Werkstoffen, die einer starken Beanspruchung unterliegen, werden In der Regel zwei einander widersprechende Eigenschaften erforderlich. Einerseits muss die Oberfläche, also die Arbeitsfläche, besonders hart und damit zwangsläufig spröde sein, um eine vorzeitige Abnützung zu vermeiden. Das heisst bei metallischen Werkstoffen, dass an der Oberflächenschichte bevorzugt Karbide, Nitride, Bonde u. dgl. vorliegen sollen. Das gesamte Werkstück soll jedoch nicht spröde sein, sondern die Fähigkeit besitzen, ohne mechanische Zerstörung Arbeit aufnehmen zu können.
Diese einander widersprechenden Aufgabenstellungen hat man vielfach versucht dadurch zu lösen, dass entweder in die äussere Schichte durch Eindiffundieren von Kohlenstoff ein höherer Gehalt, z. B. an Karbiden, erreicht wurde, bzw. dass ein Mehrschichtenwerkstoff aufgebaut wurde. Diese Mehrschichtenwerkstoffe können keramische Schichten, wie Titannitnd, Titankarbid, aufweisen, wobei dann diese Schichten nicht nur die Aufgabe haben, eine höhere Härte zu erreichen, sondern beispielsweise den Reibungswiderstand zwischen dem zu verarbeitenden, insbesondere zerspanenden, Material und dem Schneideinsatz zu verringern. Auch ist es bekannt, metallische Schichten auf ein Trägermaterial aufzuschmelzen.
Aus der EP-A 1 0 173 654 wird ein Verfahren zum Verbinden von metallischen Werkstoffen bzw. zum Beschichten von Ventilhebeln bekannt, wobei das Trägermaterial mit einem Laser an der Oberfläche aufgeschmolzen wird, und auf dieses entweder bereits geschmolzenes oder zu schmelzendes Beschichtungsmatenal aufgebracht wird. Zur Glättung der Beschichtung bzw Schweissnaht ist eine Wärmenachbehandlung mit dem Laser vorgesehen.
Aus der EP-A1-0 303 419 wird ein anderes Verfahren zur Beschichtung eines Werkzeuges mittels Laserstrahlen bekannt. Eine Bohrkrone, die mit Hartmetalleinsätzen versehen ist, wird an ihrer Oberfläche, mit Ausnahme der Hartmetalleinsätze, mit einer pulverförmigen Legierung, und zwar Stellitpulver mit organischem Binder, beschichtet Diese Beschichtung wird sodann mittels Laser erschmolzen, sodass die Oberfläche eine Stellitschichte aufweist.
Der erfindungsgemässe Schichtkörper mit einer Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit 0, 10 bis 5, 5 Gew.- %, insbesondere 0, 8 bis 1,2 Gew-%, Kohlenstoff, mit zumindest einer die Eisen- oder Kobaltbasislegierung zumindest teilweise, vorzugsweise an den Arbeitsflächen, bedeckender metallischen Legierungsschichte mit einer Dicke von etwa 0, 1 mm bis etwa 6, 0 mm, insbesondere etwa 0, 5 mm bis 3, 0 mm, welche neben den Legierungselementen der Basislegierung zumindest einen höheren Gehalt an einem Element, insbesondere Kohlenstoff, aufweist, besteht Im wesentlichen darin, dass die Legierungsschichte 0, 5 bis 20, 0 Gew.-%, insbesondere 0, 8 bis 8, 5 Gew.-%, Kohlenstoff und zumindest eines der folgenden Elemente aufweist :
0, 5
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de mit einer mittleren Korngrösse von 0, 2 um bis 10, 0 um im Resteutektikum und/oder als Primärkarbide in eutektischen Zellen mit einer mittleren Korngrösse zwischen 1, 0 um bis 30, 0 um und/oder als isolierte Primärkarbide mit einer mittleren Korngrösse von 0,8 um bis 0, 5 mm vorliegen und dass gegebenenfalls der Kohlenstoff in der Legierungsschichte zumindest teilweise durch Bor ersetzt ist und diese 0, 1 bis 25, 0 Gew.-%, insbesondere 1, 0 bis 15, 0 Gew.-%, Bor aufweist, wobei das Bor in Form von Boriden, Karboboriden, Bornitriden und/oder Karbobornitriden vorliegt und dass gegebenenfalls der Kohlenstoff in der Legierungsschichte zumindest teilweise durch Stickstoff ersetzt ist, und diese 0, 1 bis 15, 0 Gew.-%,
insbesondere
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und/oder Karbobornitriden vorliegt.
Bei den niedrigen Gehalten von Kohlenstoff kann durch Zulegieren weiterer metallischer Komponenten, wie beispielsweise Kobalt, Nickel, Chrom od. dgl. die Korrosionsbeständigkeit besonders einfach erhöht werden. Liegt ein hoher Kohlenstoffgehalt vor, so kann dadurch eine Legierungsschichte erhalten werden, die eine besonders hohe Verschleissbeständigkeit aufweisen kann. Bei einer Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit einem relativ hohen Kohlenstoffgehalt, wie beispielsweise bis zu 5, 5 Gew.-%, kann diese Legierung als pulvermetallurgisch gewonnener Körper vorliegen, wobei gleichzeitig eine Verdichtung durch nachgeschaltetes Hippen durchgeführt sein kann.
Bei einem Vanadiumgehalt zwischen 0, 5 und 70, 0 Gew.-%, insbesondere zwischen 5, 0 und 35, 0 Gew.- %, wird neben einer hohen Verschleissbeständigkeit auch eine besonders hohe Anlassbeständigkeit erhalten. Bei den Grenzen zwischen 5, 0 und 35, 0 Gew.-% kann eine weitere Eigenschaftsvariation durch die anderen Legierungselemente besonders einfach erreicht werden.
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Bei einem Molybdängehalt zwischen 0, 5 und 85, 0 Gew.-% bzw. insbesondere 10, 0 bis 40. 0 Gew.-% ist eine besonders gute Temperatur- und Verschleissbeständigkeit gegeben, wobei eine besonders gute Hitzeund Anlassbeständigkeit erreicht werden kann.
Mit einem Gehalt von 0, 5 bis 85, 0 Gew.-%, insbesondere 10, 0 bis 40, 0 Gew.-%, Wolfram ist eine besonders gute Verschleissbeständigkeit erreichbar.
Mit einem Gehalt von Chrom zwischen 0, 5 und 80. 0 Gew.-% kann, wenn der Chromgehalt über 10, 0 Gew.-% liegt, eine besonders gute Korrosionsbeständigkeit und bei einem Gehalt über 20, 0 Gew.-% zusätzlich eine besonders gute Oxidationsbeständigkeit erhalten werden. Liegt der Gehalt an Titan zwischen 0, 5 und 70, 0 Gew.-%, so kann, wenn der Chromgehalt über 10, 0 Gew. -% liegt, eine besonders gute Korrosionsbeständigkeit und bei einem Gehalt über 20, 0 Gew. -% zusätzlich eine besonders gute Oxidationsbeständigkeit erhalten werden.
Liegt der Gehalt an Titan zwischen 0, 5 bis 70, 0 Gew.-%, insbesondere 3, 0 bis 25, 0 Gew.-%, so erhöht sich die Verschleissbeständigkeit, sodass eine Legierung gegeben ist, die besonders gute Eigenschaften gegen abrasive Beanspruchung aufweist.
Mit einem Gehalt zwischen 0, 5 bis 80, 0 Gew. -%, insbesondere 3, 0 bis 30, 0 Gew.-%, eines oder einer Mischung von Niob, Hafnium, Tantal und Zirkon, kann erneut eine besonders verschleissfeste Legierung, wie sie beispielsweise bei Schneidwerkzeugen, wie Schneidplatten, Bohrer od. dgl., benötigt werden, erhalten werden.
Diese Karbide liegen überwiegend In der Form von MC, M2C, M23C, MeC und/oder M7C3 als Primärkarbide mit einer mittleren Korngrösse von 0, 2 bis 10 um im Resteutektikum und/oder als Pnmärkar-
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Primärkarbide mit einer mittleren Korngrösse von 0, 8 um bis 0, 5 mm vor.
Dadurch, dass die Legierungsschichte auf der Trägerlegierung eine Legierungszusammensetzung aufweist, die sich von dieser nur durch einen zusätzlichen Gehalt an weiteren bzw. an bereits in der Trägerlegierung vorhandenen Legierungseiementen unterscheidet, liegt keine diskrete Legierungsschichte auf der Trägerlegierung vor, sondern es sind in der Grundmatrix der Trägerlegierung verschiedene zusätzliche Legierungselemente inkooperiert, wodurch eine hohe Identität der Eigenschaften der beiden Legierungen, wie beispielsweise Wärmedehnung u. dgl. gegeben sein kann, so dass eine Separierung der beiden Schichten voneinander besonders wirksam vermieden werden kann.
Ist der Kohlenstoff in der Legierungsschichte, zumindest teilweise, durch Bor ersetzt und weist diese 0, 1 bis 25, 0 Gew.-%, insbesondere 1, 0 bis 15, 0 Gew.-%. Bor auf, so kann ein Werkstoff erhalten werden, der als Beschichtung vollkommen unbekannt war bzw. als selbständige Legierung derartige Eigenschaften aufwies, dass keine Arbeitswerkzeuge daraus geformt werden konnten, aufgrund der geringen Warmverformbarkeit. Das Bor liegt hiebei in Form von Boriden, Karboboriden, Bornitriden und/oder Karbobornitriden vor.
Ist der Kohlenstoff in der Legierungsschichte zumindest teilweise durch Stickstoff ersetzt und weist diese
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in Form von Nitriden, Karbonitriden, Bornitriden und/oder Karbobornitriden vorliegt, so liegt eine Legierungschichte mit besonders hoher Härte, besonders hoher Verschleissfestigkeit und besonders hoher Warmfestigkeit vor. Der Stickstoff kann beispielsweise durch Gettermaterialien, aber auch durch Arbeiten in Stickstoffatmosphäre, insbesondere unter Druck, in die obere Legierungsschichte eingebracht werden.
Wenn in die oberste Legierungsschichte Gettermetalle, wie beispielsweise Titan, Vanadium, Niob, Zirkon od. dgl., eingebracht werden, wird der Stickstoff innerhalb der Schmelze chemisch gebunden, so dass der Stickstoffgehalt nicht von der Löslichkeit des selben in der Schmelze abhängig ist.
Weist die Eisenbasislegierung in ihrer Legierungsschichte einen Gehalt von 3, 0 bis 90, 0 Gew.-%, insbesondere 5, 0 bis 15, 0 Gew. -%, Kobalt auf, so kann die Warmfestigkeit auf besonders einfache Weise erhöht werden, wodurch die Schneidleistung und auch die Schneidgeschwindigkeiten besonders leicht gesteigert werden können.
Das erfindungsgemässe Verfahren zur Herstellung eines Schichtkörpers mit einer Eisen- oder Kobaltba- sisiegierung, wobei eine Schichte einer Trägerlegierung aus einer Eisen- oder Kobaltbasislegierung aufge- schmolzen wird, und in diese zusätzliche und/oder weitere Legierungselemente inkooperiert werden, besteht im wesentlichen darin, dass die Legierungskomponenten, z. B.
Vorlegierungen, Pulvermischungen u. dgl., insbesondere Legierungselemente, auf die in einer Schichtdicke von zumindest 0, 1 mm, vorzugsweise 0, 5 mm, aufgeschmolzene Legierungsoberflächenschicht aufgebracht werden, die auf zumindest 1800'C, insbesondere 2000 bis 3000'C, erhitzt wird, und dass die Schmelze 102 bis 105 K/sec, insbesondere 103 bis 104 K/sec, abgekühlt wird und die erstarrte Schmelze auf etwa 400'C mit 10 bis 104 K/sec abgekühlt und dass gegebenenfalls die Legierungsschicht gemeinsam mit der Eisen- und/oder Kobaltbasislegierung plastisch verformt und/oder wärmebehandelt wird.
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Mit einem derartigen Verfahren wird erreicht, dass einerseits Legierungskomponenten in bislang unbekannt hoher Konzentration in die Oberflächenschichte aufgenommen werden können, wobei gleichzeitig durch die gezielte, verzögerte Abkühlgeschwindigkeit der Schmelze, die beispielsweise durch eine extrem langsame Geschwindigkeit des Laserstrahles über der Legierung beim Aufschmelzen od. dgl. erreicht werden kann, und die nachfolgende ebenfalls relativ langsame Abkühlgeschwindigkeit der erstarrenden Schmelze eine Ausscheidung der Karbide, Nitride, Boride u.
dgl., ermöglicht wird, wobei aufgrund dieser Abkühlgeschwindigkeit auch die vorgegebenen Korngrössen eingehalten werden können, und durch die hohe Kühlrate der erstarrten Schmelze werden weitere Ausscheidungen aus dem festen Zustand bzw. diffusionsbedingte Umwandlungen weltgehendst vermieden. Die angegebenen Korngrössen der Primärkarbi- de, Nitride und Boride erlauben bel höheren Konzentrationen eine fast geometrisch Idente Aneinanderlage- rung derselben mit dünnen Legierungsschichten dazwischen, sodass hohe Bruchfestgkeiten, Warmhärteund Verschleissfestigkeiten erreicht werden können.
Bei niedrigeren Gehalten werden einerseits die Kerbwirkungen geringer gehalten und andererseits durch die Kristallgrössen. wie sie bei der Pulvermetallurgie nicht gegeben sind. da Pulver relativ rasch abgekühlt werden, hohe Verschlelssfestigkeiten erreicht.
Weiters kann darauf hingewiesen werden, dass über dem Schmelzbad bei einigen Verfahren (Laser mit laserinduziertem Plasma, Plasmastrahlen, WIG-Llchtbogen etc,) oft deutlich höhere Temperaturen herrschen als im Schmelzbad selbst. Das ist Insbesondere dann von Vorteil, wenn Zusatzstoffe im Bad gelöst werden sollen. Diese werden beim Passieren dieser Zone hoch erhitzt, teilweise oder vollständig geschmolzen oder sogar verdampft, wodurch deren Lösen in der Schmelze begünstigt wird.
Um sicherzustellen, dass bei der Erstarrung ein feines gleichmässiges Erstarrungsgefüge entsteht, kommen zwei Verfahrensvarianten besonders in Betracht : a) Weitgehende Auflösung der Zusatzstoffe im Schmelzbad : Die hohe Schmelztemperatur begünstigt das Aufschmelzen der Zusatzstoffe und erlaubt auch das in Lösung halten selbst chemisch stabiler
Verbindungen, wie z. B. bestimmte Karbide, Nitride, Boride etc., deren Löslichkeitsprodukt mit zunehmen- der Temperatur häufig stark ansteigt.
Die Auflösung wird wesentlich von der Konvektion im Schmelzbad gefördert, die vielfach von Temperaturgradienten In der Schmelze abhängt und somit über die Prozesspa- rameter beeinflusst werden kann Bei elektrischen Verfahren wird die Konvektion zusätzlich über elektro- dynamische Kräfte beeinflusst. b) Gleichmässige feine Erstarrungsgefüge können auch dann auftreten, wenn die Zusatzstoffe nicht oder nur teilweise aufgelöst sind. Das gilt allerdings nur, wenn die Zusatzstoffe sehr feinkörnig und in einem engen Grössenbereich vorliegen. Bei der Zufuhr sehr feiner Teilchen treten unter Umständen Probleme auf, die durch Einbetten der kleinen Teilchen in einem Bindematerial (z. B.
Mahlen von Hartstoffen mit
Metallpulvern im Attritor) umgangen werden können, wodurch leicht förderbare grössere Teilchen entste- hen, die sich in der Schmelze gut auflösen.
Nach dem Vorbeiwandern der Energiequelle, die sich mit einer bestimmten Geschwindigkeit v relativ zum Bauteil über dessen Oberfläche bewegt, wird dem geschmolzenen Bereich durch Wärmeleitung ins kältere Bauteilinnere rasch Wärme entzogen. Die dabei auftretenden Kühlraten, mit denen die Schmelze abkühlt bzw. mit denen die Schmelze erstarrt, sind abhängig von den thermischen Materialeigenschaften und den Prozessparametern. Damit lässt sich das Fenster zwischen den konventionellen schmelzmetallurgischen und den pulvermetallurgischen Verfahren weitgehend schliessen.
Die wesentlichsten Auswirkungen der definierten Erstarrung sind :
Gefügefeinung, Übersättigung der Mischkristalle, starke Beeinflussung von Grösse und
Morphologie intermetallischer Phasen.
Die Gefügefeinung wirkt sich, insbesondere bei mechanisch und zyklisch thermisch beanspruchten Teilen, positiv durch Vermeidung zähigkeitsmindernder grober Phasen aus.
Die Übersättigung der Kristalle bewirkt Ungleichgewichtszustände, die bei niedrigen Kühlraten nicht möglich sind. Insbesondere bel Werkstoffen mit allotropen Umwandlungen verschieben sich die Umwandlungstemperaturen durch unterschiedliche Lösungszustände der Kristalle, beispielsweise kann damit auch die Martensitstarttemperatur deutlich verändert werden. Durch geeignete Wahl von Legierungszusammensetzung und Kühlrate lässt sich infolge dieser Effekte die Härte der Schmelzraupen in weiten Bereichen (von ca. 250 bis 950 HV) verändern.
Eine geeignete Wahl der chemischen Zusammensetzung und eine darauf abgestimmte Prozesstechnik erlaubt die Herstellung weicher Schmelzraupen, die sogar einer Kaltumformung unterzogen werden können. Durch nachträgliches Härten erzielt man eine Entsättigung der übersättigten Mischkristalle, verbunden mit der Bildung von intermetallischen Phasen und einem Anstieg der Martensitstarttemperatur.
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Wesentlich ist auch die rasche Abkühlung nach der Erstarrung, wodurch diffusionsgesteuerte Phasenumwandlungen weitgehend vermieden werden können.
Von besonderer Bedeutung für die Erstarrungsgefüge der Raupen ist, dass intermetallische Phasen in ihrer Grösse und Morphologie besonders stark von der chemischen Zusammensetzung und den Erstarrungsbedingungen abhängen. Bei Kühlraten über 106 bis 107 K/sec werden direkt aus der Schmelze ausgeschiedene intermetallische Phasen weitgehend unterdrückt, intermetallische Phasen in Eutektika treten dagegen häufig, wenn auch in reduzierter Menge, auf. Bei Kühlraten unter 10'bis 102 K/sec wachsen direkt aus der Schmelze ausgeschiedene intermetallische Phasen häufig zu grossen Teilchen an, die den Werkstoff für viele Anwendungsfälle unbrauchbar machen.
Im Kühlratenbereich von 102 bis 105 K/sec. den man insbesondere bei den angesprochenen Oberflächenverfahren überstreicht, erzielt man durch Abstimmung von Zusammensetzung und Erstarrungsparametern mittels definierter Erstarrung Gefüge, die von dendntischer Erstarrung in eutektischen Zellen bis hin zur Primärausscheidung intermetallischer Phasen aus der Schmelze reichen. In Verbindung mit den eingangs erwähnten hohen Schmelztemperaturen erlaubt somit das Verfahren die Herstellung feiner Gefüge mit chemischen Zusammensetzungen, die deutlich höhere Gehalte an intermetallischen Phasen und die diese Phasen bildenden Elemente erlauben.
Der interessante Kühlratenbereich von ca. 102 bis 105 K/sec lässt sich durch geeignete Prozessparameterwahl bei den angegebenen Verfahren überstreichen. Dadurch werden vollkommen neue Möglichkeiten des Gefügedesigns und der Eigenschaften eröffnet.
Ein weiteres Kennzeichen ist, dass die an der Oberfläche hergestellten Gefüge nahezu frei wählbaren Wärmebehandlungen unterzogen werden können. Beispielsweise kann Weichglühen oder Härten durchgeführt werden oder Glühen zur Entstättigung der übersättigten Kristalle oder Erwärmen zur Entspannung
Dabei können folgende Veränderungen erfolgen : Änderung der Morphologie intermetallischer Phasen, Änderung des Gehaltes intermetallischer Phasen,
Bildung von Ausscheidungen in den übersättigten Kristallen,
Verminderung der Übersättigung,
Veränderung von Umwandlungstemperaturen (z. B. Ms) und Verringerung von
Spannungen in und um die Schmelzraupe (n).
Wird mit einer Energiedichte zwischen 103 bis 5 x 106 Watt/cm aufgeschmolzen und die Schmelze beaufschlagt, so kann einerseits eine besonders rasche Aufschmelzung der Legierung erfolgen, sodass die Wärmeeinbringung auf die darunter liegenden Schichten besonders gering gehalten werden kann, wobei andererseits ein Verdampfen der Legierung oder auch einzelner Legierungselemente noch nicht verursacht wird. Derartige Energiedichten können beispielsweise durch Elektronenstrahlen, Laserstrahlen, Plasmastrahlen, Wolfram-lnertgasschweissen erreicht werden.
Wird die Eisen- oder Kobaltbasislegierung vor dem Schmelzen erwärmt, insbesondere bis ca. 700. C erhitzt, so kann auf besonders wirksame Art und Weise ein Spannungsaufbau zwischen der Basislegierung und der erfindungsgemäss aufgebrachten Legierungsschichte vermieden werden. Weiters kann durch ein gezieltes Aufwärmen der Legierung die Abkühlgeschwindigkeit der erstarrten Schmelze besonders einfach gesteuert werden.
Wird nach dem Erstarren der Schmelze die Eisen- oder Kobaltbasislegierung auf die Temperatur der erstarrten Schmelze erhitzt und werden diese sodann gemeinsam, gegebenenfalls sofort, abgekühlt oder auch auf gleicher Temperatur gehalten, so kann durch diese Wärmebehandlung ein besonders günstiger und beliebig lang steuerbarer Vorgang zum Spannungsausgleich bzw. für Phasenumwandlungen erreicht werden.
Das Gefüge dieser so erhaltenen Legierungen kann bei entsprechendem Gehalt an Legierungselementen auch durch Anlassen eine Ausscheidung von Sekundärhärtekarbiden, Boriden, Nitriden u. dgl. erreicht werden. Weiters kann erreicht werden, dass durch Ausscheiden von legierungselementreichen Phasen die Martensitstarttemperatur angehoben wird, wobei gleichzeitig eine Umwandlungshärtung bei der Abkühlung eintritt.
In Abhängigkeit von der Härtetemperatur kann beim Härten eine Änderung der Morphologie der Primärkristalle sowie was besonders bedeutsam ist, eine Entsättigung der übersättigten Mischkristalle erreicht werden, wodurch die Fähigkeit zur Sekundärhärtbarkeit und die Ansprunghärte erhöht werden können.
Durch ein Glühen der Eisen- oder Kobaltbasislegierung mit der Legierungsschichte kann die Legierung gemeinsam mit ihrer Schichte einer besseren plastischen Kaltverformbarkeit und Zerspanbarkeit zugeführt werden. Das so erhaltene Werkzeug od. dgl. wird sodann durch geeignete Wärmebehandlungen wieder in die erwünschten Eigenschaften, z. B. verschleissfest od. dgl., übergeführt.
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Da durch das Einbringen von weiteren Legterungselementen In die Schmelze eine Volumszunahme bedingt ist und gleichzeitig eine Abrundung von Kanten, beispielsweise künftigen Schneidkanten u. dgl., zwangsweise eintritt, kann durch eine nachfolgende plastische Verformung, insbesondere bei annähernder
Raumtemperatur, eine endgültige Formgebung erfolgen. Die plastische Verformbarkeit kann besonders einfach dadurch erhöht werden, dass Legierungselemente, wie beispielsweise Chrom und Kohlenstoff, die Martensitumwandlungstemperatur unter die Raumtemperatur absenken, womit ein Gefüge vorliegt, das die plastische Umwandlung bei Raumtemperatur erlaubt.
Eine gezielte Form der Wärmebehandlung der bereits erstarrten Schmelze kann dadurch erfolgen, dass neben der erstarrten Schmelze erneut der Laserstrahiod. dgl. geführt wird, wobei die Zulegierung ebenfalls erfolgen kann. Auch ist es denkbar, dass mehrere Schichten übereinander mit einem Gradienten an den Legierungselementen aufgebaut werden kann.
Um eine besonders hohe homogene Zusammensetzung innerhalb der erstarrten Schmelze zu erreichen, kann die Energiezufuhr regelmässig oder unregelmässig gepulst sein, wodurch eine besonders turbulente Konvention Im Schmelzbad und damit eine extreme Durchmischung erreichbar ist.
Im folgenden wird die Erfindung anhand der Beispiele näher erläutert Beispiel 1 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 mit einer Zusammensetzung von 0, 85 Gew. -% C, 4, 1 Gew. -% Cr, 5, 9 Gew.-% W, 5, 1 Gew. -% Mo, 1, 9 Gew. -% V, 0, 4 Gew. -% Si, 0, 2 Gew. -% Mn, Rest Fe und Verunreinigungen wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich laserlegiert. : Leistung P = 2500 W, Leistungsdichte 1 = 6x 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 mimin. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 Teiles wurde mit Hilfe eines Pulverförderers Kobaltpulver unter Zuhilfenahme eines Argongasstromes eingeblasen.
Das Kobaltpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur etwa 2200 C betrug, wollständig aufgelöst und durch die Badkonvektion so gut im Schmelzbad verteilt, dass die Unterschiede bei lokalen Kobaltgehaltmessungen im Bereich der Analysegenauigkeit des verwendeten Analysesystems lagen (Elektronenstrahlmikroanalyse mit EDS).
Durch Variation der Prozessparameter wurden Spuren mit Kobaltgehalten bis ca. 95 Gew.-% Co erzeugt.
Die Dicke der Spuren betrug ca. 1, 2 bis 1, 5 mm und die Einschme ! ztiefe nahm mit zunehmendem Kobaltgehalt von ca. 1, 2 mm bel geringen Kobaltgehalten auf unter 0, 1 mm bei den höchsten Kobaltgehalten ab. Die Spurbreite lag in allen Fällen bei ca. 2 bis 2, 2 mm.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe von mit Kobalt laserlegiertem Schnellarbeitsstahl wurden nur Kobaltgehalte von 5,10 und 15 Gew.-% zur Herstellung von Versuchswerkzeugen ausgewählt. Die Zugabe von Kobalt bewirkt eine Verdünnung der Legierungselemente in der Schmelzraupe. Beispielsweise wurde in einer mit ca. 15 Gew.-% Co laserlegierten Spur eine Zusammensetzung von 0, 61 Gew.-% C, 3, 6 Gew.-% Cr, 4, 8 Gew.-% W, 4, 3 Gew. -% Mo, 1, 5 Gew. -% V, 15, 7 Gew. -% Co, Rest Fe ermittelt.
Zunehmende Gehalte an rein metallischen Zusätzen führen durch den Verdünnungseffekt zu einer Verringerung des Hartstoffgehaltes.
Die Kühlrate der Schmelze betrug vor und bei der Erstarrung ca. 2. 103 bis 2. 104 K/sec, die Kühlrate nach der Erstarrung bewegte sich etwa zwischen 10 und 103 K/sec. Das Gefüge besteht aus Dendriten mit einer mittleren Dendritenarmgrösse von ca. 2 bis 4 um und einer geringen Menge dazwischen liegendem Eutektikum, das beim lediglich umgeschmolzenen S-6-5-2 (ohne Kobalt) oder bei niedrigen Co-Gehalten bevorzugt in Form von Platten zwischen Dendritenarmen liegt, Bild 1. 1. Die zumindest teilweise Belegung der Dendritenarmgrenzen mit Karbiden bewirkt eine gewisse Rissanfälligkeit.
Das zulegierte Kobalt führt zu einer Veränderung der Morphologie des Eutektikums von Karbidplatten ohne und bei wenig Kobalt zu isolierten kugelförmigen Karbiden bei den höheren Kobaltgehalten, Bild 1. 2, verbunden mit einer Zähigkeitssteigerung.
Die Härte der mit Kobalt laserlegierten Spuren betrug ca. 58 bis 63 HRC Im erstarrten Zustand.
Mehrmaliges Anlassen ermöglichte eine Härtesteigerung auf ca. 65 bis 67 HRC. Durch das Anlassen ändert sich jedoch die Morphologie des Eutektikums nicht, es ist damit lediglich eine Reduktion des Restaustenit- gehaltes und die Ausscheidung feinster Karbide in Austenit und Martensit verbunden.
Ein Härten nach dem Laserlegieren bewirkt einerseits eine Einformung allfällig vorhandener linien- oder plattenförmiger Karbide und eine Vergröberung, andererseits scheiden sich auch innerhalb der Dendriten kleine Karbide aus, verbunden mit der Entsättigung der infolge der raschen Erstarrung übersättigten Kristalle, Bild 1. 3.
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Die Karbide Im erstarrten Zustand lagen vorwiegend als MGC, M2C und MC und nach dem Härten vorwiegend als MeC und MC vor.
Beispiel 2 :
Unter Einschaltung der Verfahrensparameter gemäss Beispiel 1 wurde ein Fräser gefertigt.
Schritt 1 : Vordrehen eines Fräserrohlings aus einem weichgeglühten Rundmaterial aus S-6-5-2 gemäss
Beispiel 1 ;
Schritt 2 : Laserlegieren des Rohlings ohne Vor-oder Nachwärmung ;
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niedrigeren Temperaturen günstiger. Die Härte der 2 h geglühten Spuren lag unter 42 HRC, so dass eine brauchbare Zerspanbarkeit gegeben war ;
Schritt 4 : Fräsen der Konturen des Fräsers ;
Schritt 5 : Härten des laserlegierten Fräsers im Vakuumofen unter für S-6-5-2 üblichen Bedingungen ;
Schritt 6 : Zweimaliges Anlassen des laserlegierten und gehärteten Fräsers im Temperaturbereich von
520 bis 570. C ;
Schritt 7 : Nachschleifen der Schneidkanten (kann auch entfallen).
Das Gefüge der laserlegierten Spuren im Einsatzzustand bestand aus feinen kugelförmigen Karbiden von ca. 0, 3 bis 1 um Durchmesser zwischen den ehemaligen Dendritenarmen und noch feineren kugelförmigen Karbiden von zumeist weniger als 0. 5 um Durchmesser Innerhalb der Dendritenarme.
Während beim S-6-5-2 die Maximalhärte ca. 67 HRC beträgt, lassen sich beim mit Kobalt laserlegiertem Material Härten bis 68, 5 HRC erzielen.
Mit den laserlegierten Fräsern wurden auch Zerspanungsversuche durchgeführt, die eine Lebendauersteigerung bis 100 % ergaben.
Die Konturen wurden so gefräst, dass die Schneidkanten im Bereich der laserlegierten Spuren lagen.
Bild 1. 1 : V = 3000fach Bild 1. 2 : V = 10000fach Bild 1. 3 : V = 3000fach Beispiel 3 :
Unter Einhaltung der Verfahrensparameter gemäss Beispiel 1 wurde ein Fräser gefertigt.
Schritt 1 : Vordrehen des Fräserrohlings aus weichgeglühtem Rundmaterial aus S-6-5-2 ;
Schritt 2 : Laserlegieren ohne Vor- oder Nachwärmung ;
Schritt 3 : Härten des laserlegierten Fräsers im Vakuumofen unter für S-6-5-2 üblichen Bedingungen ;
Schritt 4 : Zweimaliges Anlassen des laserlegierten und gehärteten Fräsers im Temperaturbereich von
520 bis 570'C ;
Schritt 5 : Formschleifen des Fräsers.
Die Gefüge und Eigenschaften sind praktisch gleich wie bei Beipsiel 2, insgesamt ist der Herstellungweg bei Beispiel 3 einfacher und kürzer.
Beispiel 4 :
Unter Einhaltung der Verfahrensparameter gemäss Beispiel 1 wurde ein Fräser gefertigt.
Schritt 1 : Laserlegieren eines abgelängten gehärteten Rundmaterials aus S-6-5-2 mit ca. 0, 4 mm Übermass im Durchmesser gegenüber dem fertigen Fräser. Die Oberfläche des Rundmaterials lag im sandgestrahlten Zustand vor. Die Rohlinge wurden auf ca. 500 * C vorgewärmt und nach der Laserbe- handlung nachgewärmt und langsam auf Raumtemperatur abgekühlt ;
Schritt 2 : Zweimaliges Anlassen des laserlegierten Teiles bei 520 bis 570. C ;
Schritt 3 : Formschleifen des Fräsers.
Das Gefüge besteht aus ehemaligen Dendritenarmen und dazwischenliegendem Eutektikum, das mit zunehmenden Kobaltgehalt, wie eingangs beschrieben, von plattenförmigen Karbiden zu voneinander isolierten kugelförmigen Karbiden übergeht. Der Gehalt an primären Karbiden ist durch die Übersättigung der Kristalle geringer als bei herkömmlichen Herstellungsverfahren.
Durch Anlassen lässt sich die Härte von ca. 58 bis 63 HRC im erstarrten Zustand auf ca. 68 HRC steigern.
Die Leistungssteigerung im Fräsversuch betrug bis zu 100 % gegenüber dem konventionellen S-6-5-2.
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Beispiel 5 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit einem COs-Laser unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit VC laserlegiert :
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2500 W,In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Pulverförderers VC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen. Das Vanadiumkarbidpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2250. C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch die starke Badkonvektion gut Im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter konnten Spuren mit Vanadiumgehalten bis ca. 75 Gew.-% erzeugt werden. Zur Erzeugung der höchsten VC-Gehalte war teilweise ein mehrmaliges Laserlegieren der selben Stelle und alternativ mit einem hohen Überdeckungsgrad bei überlappenden nebeneinanderliegenden Spuren erforderlich.
Insbesondere bei den höchsten V-Gehalten Ist zur Vermeidung von Rissen eine Vorwärmung auf 500 bis 700 C notwendig.
Die Dicke der Spuren lag zwischen 1, 0 und 4, 5 mm, die Breite zwischen 2, 0 und 4, 5 mm. Die Einschmelzteife nahm mit zunehmendem VC-Gehalt auf ca. 0, 1 bis 1, 0 mm ab.
Das Erstarrungsgefüge hängt stark vom VC-Gehalt und der Kühlrate ab Bei einer Kühlrate von ca. 103 bis 104 K/sec ergeben sich folgende Gefüge : Bei niedrigem V-Gehalt unter 3 Gew-% V gesamt Ist ein ähnliches Gefüge wie beim S-6-5-2 zu beobachten, es besteht aus Dendriten und dazwischenliegendem Eutektikum. Mit steigendem VC-Gehalt tendiert das Eutektium zur Ausbildung in Form isolierter Teilchen anstelle von Karbidplatten, Bild 2. 1.
Ab einem Vanadiumgehalt von ca. 5 Gew.-% gesamt beginnt neben der dendrititschen Erstarrung eine eutektische Erstarrung MC + Austenit, die zur Bildung eutektischer Zellen führt, Bild 2. 2.
Noch höherer Vanadiumgehalt von ca. 7 Gew.-% V gesamt führt zur Ausbildung vanadiumreicher primärer MC in der Schmelze, an die In weiterer Folge das MC + Austenit-Eutektikum anschliesst, Bild 2. 3.
Ab etwa 10 Gew.-% V gesamt erfolgt die MC-Ausscheidung aus der Schmelze überwiegend pnmär und nur mehr 10 geringerem Umfang eutektisch, Bild 2. 4.
V-Gehalte über ca. 15 Gew.-% führen zu einem blütenähnlichen Aussehen der Vanadiumkarbide.
Bei noch höheren V-Gehalten über etwa 20 Gew.-% kommt es zur Ausbildung von vanadiumreichen MC-Dendriten, dazwischen erfolgen noch andere eutektische Umwandlungen, allerdings in geringerem Umfang.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe des S-6-5-2 mit VC wurden Legierungen mit 6, 9 und 12 Gew.-% Vanadium ausgewählt, um daraus Versuchsfräser herzustellen.
Mit zunehmendem Vanadiumgehalt steigt die Härte der laserlegierten Spuren an, wobei im erstarrten Zustand Härten bis ca. 68 HRC bei 12 Gew.-% V gesamt erreicht wurden.
Die ermittelte Zusammensetzung einer mit ca. 12 Gew.-% V legierten Spur ergibt beispielsweise : 3, 5 Gew. -% C, 3, 5 Gew. -% Cr, 5, 3 Gew -% W, 4, 4 Gew.-% Mo, 11, 2 Gew.-% V, Rest Fe.
Die Herstellung der Versuchsfräser erfolgte analog zu den Beispielen 3 und 4.
Bei dem Fräser gemäss Beispiel 3 mit erhöhtem V-Gehalt erfolgte nach dem Laserlegieren noch ein Härten und mehrmaliges Anlassen Dabei kommt es zu einer Einformung plattenförmiger Karbide und zur Ausscheidung von Karbiden aus den übersättigten Kristallen. Die Ausscheidungen können in Form kleiner Karbide oder durch Anlagerung an bereits bestehende gröbere Karbide gebildet werden. Bei niedrigen VGehalten unter ca. 5 Gew.-% treten Karbide mit ca. 0, 3 bis 1 j. Lm Im ehemals Interdendritischen Raum und Karbide unter ca. 0, 5 um innerhalb der Dendriten auf, Bild 2. 5.
Bei höheren Gehalten zwischen ca. 5 und 10 Gew.-% Vanadium tritt eine recht gleichmässige Karbidverteilung mit Karbidgrössen von ca. 0, 5 bis 2 um auf, Bild 2.6.
V-Gehalte über ca. 10 Gew.-% bewirken auch das Auftreten gröberer Karbide über ca. 3 um durch das Vorhandensein der primären Monokarbide (MC), Bild 2. 7.
Die maximal erreichten Härten betrugen ca. 69 bis 70 HRC.
Aufgrund der feinen und homogen verteilten Karbide weist das Material trotz des hohen V-Gehaltes eine ausgezeichnete Zähigkeit auf. Der hohe Karbidgehalt und der hohe V-Gehalt bewirken eine gute Verschleissbeständigkeit und Warmfestigkeit, die sich im Fräsversuch in Leistungssteigerungen um mehr als 200 % bei üblichen Schnittbedingungen niederschlagen.
Gemäss Beispiel 4 ändert sich durch mehrmaliges Anlassen die Morphologie der primären MC nicht.
Die Härte kann allerdings auf bis zu 70 HRC gesteigert werden. Dadurch, dass zum Teil noch plattenförmige Karbide vorhanden sind, ist die Zähigkeit nicht so hoch wie im nachträglich gehärteten Zustand. Trotzdem kann im Fräsversuch eine Leistungssteigerung von mehr als 100 % gegenüber dem konventionellen S-6-5-
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2 beobachtet werden.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Vanadiumgehalt: vorwiegend M6 C eutektisch + MC eutektisch - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MssC eutektisch ; Karbide nach dem Härten : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend MsC und MC - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC und MeC.
Bild 2. 1 : V = 5000 fach Bild 2. 2' V = 5000 fach Bild 2. 3 : V = 5000 fach
Bild 2. 4 : V = 5000 fach Bild 2. 5 : V = 5000 fach
Bild 2. 6 : V = 5000 fach
Bild 2. 7 : V = 5000 fach Beispiel 6 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit Hilfe eines COz-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit NbC laserlegiert.
Leistung P = 2500 W, Leistungsdichte ! =10" bis 10a W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 bis 1, 0 m/min. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Pulverförderers NbC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen. Das Niobkarbidpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2500. C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch die starke Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter konnten Spuren mit Niobgehalten bis ca. 85 Gew.-% Nb erzeugt werden.
Die Dicke der Spuren lag zwischen 1, 0 und 4, 5 mm, die Breite zwischen 2, 0 und 4, 5 mm. Die Einschmelztiefe nahm mit zunehmendem NbC-Gehalt auf ca. 0, 1 bis 1, 0 mm ab.
Das Gefüge des mit NbC laserlegierten S-6-5-2 ähnelt sehr stark jenem des mit VC laserlegierten Stahles.
Bei Niobgehalten unter 2 Gew.-% Nb tritt zwischen den Dendriten bevorzugt Eutektikum oder übersättigter Austenit auf. Eine Erhöhung des Niobgehaltes bewirkt die Ausbildung eutektischer Zellen aus NbC + li-Ferrit (Austenit). Über ca. 4 Gew.-% Nb treten zunehmend primäre niobreiche MC Kristalle auf, an die üblicherweise ein MC + a-Ferrit (Austenit)-Eutektikum ankristallisiert. Ab etwa 10 bis 12 Gew.-% Nb treten blütenähnliche Monokarbide auf, Bild 3. 1, die ab. ca. 18 Gew.-% Nb allmählich in dendritische MC übergehen, Bild 3. 2.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe des S-6-5-2 mit NbC wurde eine Versuchslegierung mit ca.
25 Gew.-% Nb ausgewählt, um daraus Proben für Abrasionstests zu fertigen. Mit Hilfe der Elektronenstrahlmikroanalyse wurde eine Spurzusammensetzung von 4, 1 Gew.-% C, 2, 9 Gew.-% Cr, 4, 4 Gew. -% W, 3, 5 Gew.-% Mo, 1, 6 Gew.-% V, 24, 5 Gew.-% Nb, Rest Fe ermittelt. Das Gefüge der Spur besteht aus knapp 30 Vol.-% niobreicher MC in dendritischer Form, zusätzlich treten geringe Mengen eutektischer Karbide auf.
Zwischen den Dendriten liegt die Stahlmatrix. Im erstarrten Zustand weist das Gefüge 62 bis 66 HRC auf.
Ein nachträgliches Härten unter für S-6-5-2 üblichen Bedingungen bewirkt eine Einformung der eutektischen Karbide, an die MC-Dendriten kristallisieren weiteres NbC und Mischkarbide an, die dendritische Gestalt der Karbide ändert sich jedoch nicht. Nach dem Härten, gefolgt von einem mehrmaligen Anlassen, werden Härten bis ca. 70 HRC erreicht.
Im Abrasionstest wurde beispielsweise eine deutlich höhere Verschleissbeständigkeitgemessen als bei einem X210 Cr12.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Niobgehalt : vorwiegend M6 C eutektisch + MC eutektisch - hoher Niobgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MsC eutektisch
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Karbide nach dem Härten : - geringer Niobgehalt : vorwiegend MeC und MC - hoher Niobgehalt : vorwiegend MC und MG C.
Bild 3. 1 : V = 5000 fach Bild 3. 2 : V = 5000 fach Bild 3. 3 : V = 1000 fach Beispiel 7 :
Ein pulvermetallurgisch hergestellter Schnellarbeitsstahl vom Typ S-11-2-5-8 mit einer Zusammensetzung von 1, 5 Gew. -% C, 4 Gew.-% Cr. 11 Gew.-% W. 2 Gew.-% Mo, 5 Gew.-% V, 8 Gew.-% Co, 0, 4 Gew.- % Si, 0, 2 Gew.-% Mn, Rest Fe und Verunreinigungen wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Bedingungen oberflächlich laser legiert : Leistung P =2500 W, Leistungsdichte 1=6. 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v =0, 2 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des Schnellarbeitsstahles wurde mit Hilfe eines Pulverförderers VC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argongasstromes eingeblasen. Die Proben wurden zur Vermeidung von Rissen auf ca. 600 C vorgewärmt.
Das VC-Pulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur etwa 2200. C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Varation der Versuchsparameter wurden Spuren mit Vanadiumgehalten bis ca. 75 Gew.-% V erzeugt.
Die Dicke der Spuren betrug ca. 1, 2 mm und die Breite ca. 2 mm, die Emschmeiztiefe nahm mit zunehmendem V-Gehalt von ca. 1, 2 mm auf ca. 0, 1 mm ab. im Unterschied zum mit VC legierten S-6-5-2 treten beim vorliegenden PM-Stahl, selbst bei geringsten VC-Zusätzen, globulitische Mischkristalle mit einem deutlich höheren Gehalt an Eutektikum auf. Mit zunehmendem VC-Gehalt kommt es analog zum S-6-5-2 zu eutektischen Zellen und danach zur Bildung primärer vanadiumreicher Mischkarbide in dendritischer Form.
Aufgrund des hohen Kohlenstoff- und Legierungselementgehaltes können hohe und höchste Karbidgehalte mittels einfacherer Verfahrenstechnik realisiert werden. Während bel niedriglegiertem Ausgangsmaterial manchmal ein mehrmaliges Laserlegieren der gleichen Stelle notwendig ist, um die gewünschten Karbidgehalte zu erzeugen, kann dies beim vorliegenden Stahl unter Umständen vermieden werden.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend MeC eutektisch + MC eutektisch - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MeC.
Karbide nach dem Härten : - geringer Vanadiumgehalt : MG C + MC - hoher Vanadiumgehalt : MC + MG C.
Beispiel 8 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit TiB2 laserlegiert : Leistung P=2500 W, Leistungsdichte 1 = 104 bis 10. 6 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 bis 1, 5 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Pulverförderers TiB2-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen. Das Titanboridpulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2600 *C betrug, bei niedrigeren TiB2-Gehalten vollständig und bei hohen TiB2-Gehalten teilweise aufgelöst und durch die starke Badkonvektion gut Im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter wurden Spuren mit Titangehalten bis ca. 65 Gew.-% Ti erzeugt.
Die Dicke der erzeugten Spuren lag zwischen 1, 0 und 3, 0 mm, die Spurbreiten zwischen 2, 0 und 4, 5 mm, die Einschmelztiefe nahm mit zunehmendem TiBz-Gehalt auf ca. 0, 1 bis 1, 0 mm ab.
Das Erstarrungsgefüge hängt stark vom TiBs-Gehalt und der Kühlrate ab. Bei einer Kühlrate von ca. 103 bis 104 K/sec ergaben sich folgende Gefüge :
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Bereits bei einem niedrigen Titangehalt von ca. 1 Gew.-% Ti tntt ein Eutektikum zwischen den Dendritenarmen auf, Bild 5. 1. Die Menge des Eutektikums, in dem auch stark übersättigte Kristalle und amorphe Anteile vorkommen, nimmt mit zunehmendem Titangehalt rasch zu.
Neben dem Eutektikum entstehen teilweise primär aus der Schmelze vor einer Dendritenbildung isolierte nahezu kugelförmige Teilchen, die einen hohen Titangehalt aufweisen und überwiegend Titankarbide und Titankarbobonde sind.'
Bei einem Gehalt von ca. 5 bis 6 Gew.-% Ti besteht das Gefüge weitgehend aus primären Karboboriden und Eutektikum, Bild 5. 2.
Höhere Ti-Gehalte bewirken die Bildung primärer Titanboride und Titankarboboride aus der Schmelze.
Die Härte der mit TiB2 legierten Spuren nimmt im Erstarrungszustand mit zunehmendem Ti-Gehalt von ca. 60 HRC auf ca. 40 HRC ab und steigt dann wieder etwas an.
Zur Erzielung einer ausreichenden Arbeitshärte ist daher eine Wärmebehandlung vielfach notwendig.
Aus der nahezu beliebigen Legierungsreihe des S-6-5-2 mit TiB2 wurden Legierungen mit ca. 3 und 5
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Beim Härten erfolgt eine deutliche Gefügeänderung. Es bilden sich dabei isolierte Teilchen, die allerdings vielfach einen mehrphaseigen Aufbau aufweisen, Bild 5. 3.
Dabei kommt es zur Ausbildung von Boriden, Karbiden und Karboboriden mit unterschiedlichen Gehalten an den Legierungseiementen, die im S-6-5-2 enthalten sind. Auffallend ist, dass sich bei den Proben mit dem höheren Borgehalt insbesondere eisenreiche Boride bilden. Im nachträglich gehärteten Zustand lassen sich Härten von ca. 64 bis 66 HRC erzielen. Im Fräsversuch konnte eine Leistungssteigerung von mehr als 100 % gegenüber dem konventionellen S-6-5-2 beobachtet werden.
Erstarrungszustand : Ti (C, B) + (Fe, Ti, V, Cr)-Boride nach dem Härten : Ti (C, B) + (Fe, Ti, V, Cr, Mo, W)-Boride
Bild 5. 1 : V = 5000 fach Bild 5. 2 : V = 5000 fach
Bild 5. 3 : V = 5000 fach Beispiel 9 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Verfahrensbedingungen oberflächlich mit TiN laserlegiert : Leistung P=2500 W, Leistungsdichte I = 104 bis 106 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v=0, 2 bis 1, 0 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des S-6-5-2 wurde mit Hilfe eines Stickstoffstromes TiN-Pulver eingeblasen. Das Titannitridpulver hat sich in der Schmelze teilweise aufgelöst und durch die Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter wurde ein Titangehalt von über 70 Gew.-% Ti ohne nennenswerte Porosität realisiert.
Während der Erstarrung bilden sich ähnliche Gefüge aus, wie beim Legieren mit thermodynamisch stabilen Karbiden. Die entstehenden Ausscheidungen während des Erstarrungsvorganges reichen von eutektischen Karbonitriden bei geringem Ti-Gehalt im interdendritischen Raum über eutektische Zellen bis hin zu primären Karbonitriden und Nitriden in dendritischer Form bei hohem Ti-Gehalt. Die Härte beträgt im laserlegierten Zustand 55 bis 67 HRC.
In Abhängigkeit vom Titangehalt lassen sich Härtewerte von 63 HRC bis über 70 HRC im nachträglich gehärteten Zustand erreichen : Erstarrungszustand : - geringer Ti-Gehalt : vorwiegend M6 C + M (C. N) - hoher Ti-Gehalt : M (N, C) eutektisch oder primär aus der Schmelze ; nach dem Härten : M (C, N) + M6 C.
Beispiel 10 :
Ein Schnellarbeitsstahl vom Typ S-6-5-2 gemäss Beispiel 1 wurde gleichzeitig mit Co und VC unter folgenden Verfahrensparametern laserlegiert : Leistung P =2500 W, Leistungsdichte 1= (3 bis 6). 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 m/min. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit dem S-6-5-2
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wurde eine In einem Attntor gemahlene Pulvermischung aus Co (ca 20 um Korngrösse) und VC (ca. 2 um Korngrösse) eingeblasen.
Die Dicke der Spuren beträgt 0, 5 bis 1, 2 mm, die Spurbreite ca. 2 bis 3 mm, die Einschmeiztiefe nimmt mit zunehmendem Co- und VC-Gehalt auf unter 0, 1 mm ab.
Das Kobalt löst sich vollkommen in der Schmelze auf, beim VC löst sich insbesondere bel der niedrigen Leistungsdichte nur ein Teil des VC auf-die restlichen VC werden durch die Badkonvektion gleichmässig verteilt und liegen Infolge der genngen Ausgangskorngrösse nach der Erstarrung in feiner Form
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8 Gew.-%auflegiert, der Härtewerte bis ca 70 HRC erreichte.
Karbide im erstarrten Zustand : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend Ms C eutektisch + MC eutektisch - hoher Vanadiumgehalt : vorwiegend MC eutektisch oder primär aus der Schmelze + MgC eutektisch, Karbide nach dem Härten : - geringer Vanadiumgehalt : vorwiegend M6 C und MC . hoher Vandiumgehalt : vorwiegend MC und M6 C Beispiel 11 :
Zur Erhöhung der lokalen Verschleissbeständigkeit von Bauteilen wurde ein Einsatzstahl des Typs 16 MnCr5 mit einer Zusammensetzung von 0, 15 Gew.-% C, 0, 30 Gew.-% Si, 1,20 Gew.-% Mn, 0,95 Gew.-% Cr, Rest Fe und Verunreinigungen mit Hilfe eines C02-Lasers unter folgenden Bedingungen oberflächlich
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:m/min. In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des Einsatzstahles wurde mit Hilfe eines Pulverförderers Cr23C6-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argonstromes eingeblasen.
Das Cr23C6-Pulver hat sich In der Schmelze, deren Temperatur etwa 2300. C betrug, vollständig aufgelöst und durch die Badkonvektion in der Schmelze gleichmässig verteilt. Durch Variation der Prozessparameter konnten Spuren mit Chromgehalten bis ca. 90 Gew.-% erzeugt werden.
Die Dicke der Spuren lag bei ca. 0, 5 bis 1, 2 mm, die Spurbreite bei ca. 1, 5 bis 2, 0 mm. Die Einschmeiztiefe nahm mit zunehmendem Chromgehalt auf ca. 0, 1 mm ab.
Das Gefüge der Schmelzraupen hängt stark vom CrCe-Gehatt und der Kühlrate ab. Dem Schmelzbad zugeführtes Chrom und Kohlenstoff werden bis zu ca. 15 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 9 Gew.-% C) nahezu vollständig In den wachsenden Kristallen gelöst. Diese Zwangslösung bleibt während der weiteren raschen Abkühlung erhalten. Das führt dazu, dass zunächst mit zunehmendem Chromgehalt und dementsprechend zunehmendem Kohlenstoffgehalt die Härte in den Spuren deutlich ansteigt-es entsteht kohlenstoffreicherer Martensit.
Über etwa 10 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 6 Gew.-% C gesamt) wird die Martensitstarttemperatur unter Raumtemperatur abgesenkt, wodurch nach dem Laserlegieren ein mit Chrom und Kohlenstoff übersättigter Austenit vorliegt, dessen Härte ca. 35 bis 40 HRC beträgt, Bild 8. 1.
Über 15 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 9 Gew.-% C gesamt) beginnt im interdendritischen Raum die Bildung eines Eutektikums, dessen Menge mit zunehmendem Chromgehalt ansteigt. Bei ca. 50 Gew.-% Chrom beträgt der Gehalt an Eutektikum ca. 60 Gew. -%, Bild 8. 2. Erst bei höchsten Chromgehalten ist eine Erstarrung über primäres Cr23C6 direkt aus der Schmelze möglich.
Beim Laserlegieren kommt es bel Kanten immer zu einer, wenn auch oft geringen, Abrundung, sodass die endgültige geometrische Form meist erst nach der Laserbehandlung erzeugt wird. Das kann durch Zerspanungsoperationen aber auch durch spanlose Formgebung erfolgen.
Insbesondere das Gefüge aus übersättigtem Austenit und eventuell geringem Gehalt an Eutektikum mit ca. 10 bis 18 Gew.-% Cr (entsprechend ca. 0, 6 bis 1, 1 Gew.-% C) weist ausgezeichnetes Kaltumformverhalten auf und lässt sich beispielsweise gut prägen. Ist die Härte von ca. 40 HRC für die Kaltumformung zu hoch oder die Umformbarkelt zu genng, so kann durch Weichglühen der Spuren bei Temperaturen um 750 C die Umformbarkeit weiter erhöht werden, die Härte sinkt dabei auf 200 bis 250 HV ab.
Durch Härten im Temperaturbereich von 900 bis 1050 C nach dem Laserlegieren und einem allfälligen Kaltumformprozess kommt es zur Ausscheidung von chrom reichen Karbiden aus den übersättigten Kristallen, wodurch die Martensitstarttemperatur ansteigt, was eine martensitische Härtung ermöglicht.
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Erzielbare Härten liegen bei ca. 63 bis 65 HRC. Die Karbidgrösse und Verteilung lässt sich über die Härtetemperatur und-dauer beeinflussen, typische Karbdigrössen liegen zwischen 0, 3 und 2, 0 um, Bild 8. 3.
Eine Härtung kann auch durch Anlassen des Austenites erfolgen. Dabei kann einerseits die Ausscheidung von feinen Karbiden, verbunden mit einem Ansteigen der Martensitstarttemperatur, erfolgen, andererseits ist insbesondere bei höheren Anlasstemperaturen auch eine Phasenumwandlung in der Perlitstufe möglich. Die beiden miteinander konkurrierenden Prozesse führen zur Einengung des Temperaturbereiches, in dem eine effiziente Härtung nur bei etwa 620. C möglich ist.
Wesentlich für die Anwendung des Laserlegierens ist die Integrierbarkeit in den Fertigungsprozess.
Von den Möglichkeiten zur Integration erscheinen folgende Varianten als besonders günstig, die an Legierungen mit einem Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% untersucht wurden :
Bild 8. 1 : V = 3000 fach Bild 8. 2 : V = 3000fach
Bild 8. 3 : V = 3000fach
Karbide im erstarrten Zustand : M7 C3 eutektisch + M23C6 eutektisch
Karbide nach dem Härten : MzaCe. +MpCs Beispiel 12 : Verschleissbeanspruchte Kante einer Führungsbahn auf einer Welle :
Schritt 1 : Vordrehen der Welle aus weichgeglühtem 16MnCr5 gemäss Beispiel 11 ;
Schritt 2 : Laserlegieren jener Stellen, an denen später die verschleissbeanspruchten Kanten liegen, auf
Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% in Form auflegierter Spuren ;
Schritt 3 :
Fertigung der Führungsbahnen durch Zerspanung, beispielsweise durch Fräsen oder Schleifen ;
Schritt 4 : Härten der Welle bei ca. 950. C und Anlassen bei 400 bis 500. C.
Die Anlasshärte der laserlegierten und nachträglich gehärteten Spur liegt bei ca. 63 bis 65 HRC, verbunden mit einer Lebensdauersteigerung gegenüber der Welle im eingesetzten Zustand.
Beispiel 13 : Verschleissbeanspruchte Kante einer Führungsbahn auf einer Welle :
Schritt 1 : Vordrehen der Welle aus weichgeglühtem 16 MnCr5 gemäss Beispiel 11 ;
Schritt 2 : Laserlegieren jener Stellen, an denen später die verschleissbeanspruchten Kanten liegen, auf
Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% in Form auflegierter Spuren ;
Schritt 3 : Abschleifen des Aufwurtes infolge des Laserlegierens ;
Schritt 4 : Prägen der Führungsbahn ;
Schritt 5 : Härten der Welle bei ca. 950 C, eventuell Anlassen bei 400 bis 500. C.
Es lassen sich ähnliche Eigenschaften wie bei Beispiel 12 erzielen. Insbesondere bei grossen Losgrössen kann die Erzeugung der geometrischen Formen nach der Laserbehandlung durch Kalt- oder Warmumformung von Vorteil sein.
Zur Verbesserung des Kaltumformverhaltens kann zwischen den Fertigungsschritten 3 und 4 eine Weichglühoperation bei ca. 750. C durchgeführt werden.
Beispiel 14 : Verschleissbeanspruchte Kanten an Vertiefungen, in denen Kugeln einrasten (für mechanische Schaltelemente) :
Verfahrensablauf analog zu Beispiel 13 mit dem Unterschied, dass keine Spuren erzeugt wurden, sondern dass die legierten Bereiche in Form von Punkten an jenen Stellen vorliegen, an denen im Einsatz die Kugeln in die Vertiefung einrasten.
Beispiel 15 :
Ein Einsatzstahl des Typs 16MnCr5 gemäss Beispiel 11 wurde mit Hilfe des WIG-Verfahrens oberflächlich legiert.
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Bei der Variante 1 wurde das Cr23C6-Pulver durch Plasmaspritzen auf die Oberfläche aufgebracht und anschliessend mit WIG umgeschmolzen. Bei Variante 2 wurde das Cr23C6 mittels einer Hilfsdüse, die seitlich angebracht wurde, und eines Argongasstromes in den Bogenbereich zugeführt.
Bei einer Leistung von 2 kW und einem Probenvorschub von 0, 2 m/min wurden ca. 1, 5 mm dicke und 3 mm breite Schmelzraupen erzeugt. Die Einschmelztiefe hat sich mit zunehmendem Cr23C6-Gehalt auf ca.
0, 3 mm reduziert.
Mit Hilfe dieses Verfahrens wurden Spuren mit Chromgehalten bis 50 Gew.-% realisiert.
Die Gefüge sind aufgrund der geringeren Kühlrate von ca. 102 bis 103 K/sec etwas gröber als bei den laserlegierten Spuren. Weiters besteht eine erhöhte Rissanfälligkeit bei den Spuren mit den höheren CrGehalten infolge des gröberen Eutektikums.
Karbide im erstarrten Zustand M7C3 eutektisch + M23C6 eutektisch
Karbide nach dem Härten M23C6 Beispiel 16 :
Bei erhöhter Anforderung an die Festigkeit des Grundmaterials Ist gegenüber Beispiel 11 die Wahl eines Vergütungsstahles mit höherem C-Gehalt notwendig. Aus diesem Grund wurde ein Vergütungsstahl vom Typ 30 CrMoV9 mit einer Zusammensetzung von 0. 31 Gew. -% C, 0, 35 Gew. -% Si, 0, 55 Gew. -% Mn, 2, 65 Gew. -% Cr, 0, 19 Gew. -% Mo und 0, 15 Gew.-% V oberflächlich mit Cr23C6 laserlegiert.
Die Einschmelztiefe, die erzeugten Chromgehalt und die Gefüge der laserlegierten Schmelzraupe sind vergleichbar dem Beispiel des Laserlegierens eines Einsatzstahles mit Cr23C6. Der Übergang zum weichen übersättigten Austenit erfolgt bel etwas geringeren Chromgehalten
An einer Versuchslegierung mit einem Chromgehalt von ca. 20 Gew.-% wurde Kaltumformbarkeit durch
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Karbide nach dem Härten :
mice Beispiel 17 :
Ein Warmarbeitsstahl vom Typ X40CrMoV51 mit einer Zusammensetzung von 0. 40 Gew. -% C, 0, 95 Gew. -% Si. 0, 42 Gew. -% Mn, 5, 02 Gew. -% Cr, 1, 25 Gew.-% Mo und 0. 95 Gew.-% V wurde mit Hilfe eines Elektronenstrahles oberflächlich legiert. VC, Cr23C6 und Mischungen der beiden Karbide wurden vor der
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spritzt.
Anschliessend wurde die beschichtete Oberfläche mit dem Elektronenstrahl mit einer Leistung von 1 kW und einem Probenvorschub von v = 0, 5 bis 2, 0 m/min umgeschmolzen und damit legiert. Der Elektronenstrahl wurde mit 10 kHz t 1 mm normal zum Probenvorschub gependelt.
Die Aufschmeiztiefen belaufen sich auf ca. 1 bis 4 mm. Erzeugt wurden nach dieser Methode Spuren mit einem Vanadiumgehalt bis 10 Gew.-% und einem Chromgehalt bis ca. 15 Gew.-%.
Beim Zulegieren von VC zum X40CrMoV51 bilden sich ab einem V-Gehalt von 1, 5 Gew.-% bis 2, 0 Gew.-% eutektische Bereiche im Interdendritischen Raum. Mit zunehmendem V-Gehalt steigt die Menge an Eutektikum bis bei ca. 10 Gew.-% V primäres MC aus der Schmelze gebildet wird. Aufgrund der hohen Härten und des Eutektikums sind die Spuren rissanfällig.
Beim Zulegieren von Cr23C6 bilden sich übersättigte Mischkristalle, erst bei den höheren Chromgehalten treten nennenswerte Mengen an Eutektikum und Karbiden auf. Durch Absenkung der Martensitstarttemperatur entstehen ab ca. 5 Gew.-% zusätzlichem Chromgehalt weiche Spuren mit Härten um 40 HRC, die die Rissanfälligkeit deutlich reduzieren. Durch gleichzeitiges Legieren mit VC und Cr23C6 lassen sich rissfreie Spuren erzeugen, die aufgrund des VC-Gehaltes nach einer Wärmebehandlung eine hohe Festigkeit und insbesondere Warmfestigkeit aufweisen.
Als typische Zusammensetzung einer weichen Schicht mit pnmären Karbiden wurde mittels EDX- Analyse ermittelt : 1, 8 Gew. -% C, 0,3 Gew.-% Si, 0,4 Gew.-% Mn, 6,4 Gew.-% Cr, 5,9 Gew.-% V, 0,2 Gew.- % Mo.
Eine günstige Wärmebehandlung ist ein Härten bei 1080. C und Abschrecken in Öl oder Warmbad,
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weise als Pressdorne bewährt.
Karbide im ertarrten Zustand : M6 C eutektisch + MpCs eutektisch + MC eutektisch oder primär aus der Schmelze
Karbide nach dem Härten : MC + M6C + M23C6.
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Beispiel 18 :
Ein Stellit mit 2,6 Gew.-% C, 33,5 Gew.-% Cr, 12, 5 Gew. -% Ni, Rest Co und Verunreinigungen wurde mit Hilfe eines C02 Lasers oberflächlich unter folgenden Verfahrensbedingungen laserlegiert.
Leistung P = 2500 W, Leistungsdichte 1 6. 104 W/cm2, Vorschubgeschwindigkeit v = 0, 2 m/min.
In den Wechselwirkungsbereich des Laserstrahles mit der Oberfläche des Stellites wurde mit Hilfe eines Pulverförderers VC-Pulver unter Zuhilfenahme eines Argongasstromes eingeblasen Das VC-Pulver hat sich in der Schmelze, deren Temperatur mehr als 2300 C betrug, nahezu vollständig aufgelöst und durch die Badkonvektion gut im Schmelzbad verteilt.
Durch Variation der Prozessparameter wurden Vanadiumgehalte bis ca. 70 Gew.-% in laserlegierten Spuren realisiert.
Die Dicke der Spuren betrug ca. 1, 4 mm und die Einschmelztiefe nahm mit zunehmendem VC-Gehalt auf unter 0, 1 mm ab. Die Spurbreite lag bei ca. 2, 2 mm.
Die Kühlrate der Schmelze betrug vor und bei der Erstarrung ca. 103 bis 5. 104 KIsec, die Kühlrate danach bewegte sich etwa zwischen 10 und 103 K/sec.
Bei niedrigen Vanadiumgehalten bis ca. 2 Gew.-% V ist das Gefüge des laserlegierten Stellits ähnlich jenem des lediglich umgeschmoizenen Ste) ! its-es besteht aus kobaltreichen Mischkristallen und Karbiden sowie Eutekikum im interdendritischen Raum. Die Karbide sind vorwiegend vom Typ M7C3 und M23C6.
Mit zunehmendem V-Gehalt nimmt zunächst der Gehalt an Eutektikum zu, bis ab ca. 10 Gew.-% V primäre MC-Kristalle direkt aus der Schmelze gebildet werden. Bei noch höheren V-Gehalten von mehr als ca. 15 Gew.-% V bilden sich MC in Form von Dendriten.
Die Härte des laseriegierten Stellits liegt bei ca. 40 bis 50 HRC bei niedrigen Vanadiumgehalten und steigt auf über 60 HRC bei den hohen Vanadiumgehalten.