FE-BASISWERKSTOFF UND VERFAHREN ZU SEINER HERSTELLUNG

Abstract

 Die Erfindung betrifft einen Fe-Basiswerkstoff, der aus einer Matrix auf Eisenbasis und aus in dieser Matrix eingelagerten Hartstoffpartikein besteht, wobei der Fe-Basiswerkstoff aus (in Masse-%) ≤ 1,0 % C, 2,0 - 25,0 % Cr, 0,5 - 7 % Mo, einem zum Anbinden der Hartstoffpartikel an die Matrix zugegebenen Anbindungselement, welches den Übergangselementen der 4. - 6. Nebengruppe des Periodensystems angehört, in Gehalten von jeweils 0,5 - 5,0 %, ≤ 12 % Co, ≤ 18 % Ni, sowie 20 - 40 % TiC-Hartstoffpartikel und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und wobei in den Hartstoffpartikeln Ti-Atome durch Atome des einen in der Matrix vorhandenen Anbindungselements substituiert sind. Ein solcher Fe-Basiswerkstoffs lässt sich erfindungsgemäß herstellen, indem eine Pulvermischung, die aus einem Pulver, das aus ≤ 0,8 % C, 0,5 - 25 % Cr, 0,5 - 7 % Mo, einem zum Anbinden der Hartstoffpartikel an die Matrix des Fe-Basiswerkstoffs zugegebenen Anbindungselement, das den Übergangselementen der 4. - 6. Nebengruppe des Periodensystems angehört, in Gehalten von 0,5 - 5,0 %, ≤ 12 % Co, ≤ 18 % Ni und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und einem Hartstoffpulver gemischt ist, das aus TiC-Hartstoffpartikeln besteht, wobei der Anteil der TiC-Hartstoffpartikel an der Pulvermischung 20 - 40 Masse-% beträgt, zu einem festen Fe-Basiswerkstoffblock kompaktiert wird, der dann wärmebehandelt wird, wobei die Wärmebehandlung ein Lösungsglühen über eine Dauer von 1 - 4 h bei einer 800 - 1100 °C umfasst.

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft einen Fe-Basiswerkstoff, der aus einer Stahlmatrix und aus in der Stahlmatrix eingelagerten Hartstoffpartikeln besteht.

[0002] Darüber hinaus betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Fe-Basiswerkstoffs.

[0003] Wenn nachfolgend Angaben zu Gehalten an Legierungen und desgleichen gemacht werden, beziehen diese sich immer auf die Masse, soweit nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.

[0004] Bei dem erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoff handelt es sich um einen so genannten "Hartverbundwerkstoff", bei dem die in der Stahlmatrix eingelagerten Hartstoffpartikel die geforderte Härte und die Stahlmatrix einerseits einen sicheren Halt der Hartstoffpartikel und andererseits die geforderte Zähigkeit des Fe-Basiswerkstoffs gewährleisten soll.

[0005] Unter der Bezeichnung "Fe-Basiswerkstoff" sind dabei auf Eisen basierende Werkstoffe zusammengefasst, wozu hier neben den Stählen mit C-Gehalten von bis zu 1 Masse-% insbesondere auch im technischen Sinne kohlenstofffreie Werkstoffe gehören.

[0006] Ein in der Praxis unter der Marke "Ferro-Titanit" erfolgreich eingesetzter, pulvermetallurgisch in Form einer Metall-Matrix Komposite ("MMC") hergestellter Werkstoff enthält bis zu 50 Volumen-% (entsprechend bis zu etwa 35 Masse-%) Titankarbid (TiC) mit einer Härte von 2800 - 3500 HV0.05. Das Titankarbid ist bei diesem Werkstoff eingebunden in eine Matrix aus Stahl, dessen Eigenschaften dem jeweiligen Verwendungszweck angepasst sind. So stehen, wie in der Datenblattsammlung "Ferro-Titanit®" 08/2003 im Einzelnen angegeben, Ferro-Titanit-Werkstoffe zur Verfügung, bei denen die Stahlmatrix aus einem martensitischen, hoch anlassbeständigen Stahl, aus einem hoch korrosionsbeständigen Stahl, aus einem aushärtbaren, hoch zähen Nickelmartensit-Stahl oder aus einem nicht-magnetisierbaren, hoch korrosions- und anlassbeständigen Stahl hergestellt ist. Die Gehalte der betreffenden Werkstoffe an den partikelförmigen TiC-Hartstoffkörnern liegen in der Praxis typischerweise im Bereich von 30 - 35 Masse-%.

[0007] Hartverbundwerkstoffe finden vorzugsweise in Bereichen Anwendung, in denen technische Oberflächen gegen grob abrasiven Verschleiß geschützt werden müssen.

[0008] Das Gefüge von Hartverbundwerkstoffen besteht üblicherweise aus einer metallischen Matrix mit eingelagerten und feindispers verteilten Hartstoffen und besitzt im Vergleich zu schmelzmetallurgisch urgeformten Hartlegierungen den Vorteil, dass Werkstoffgefüge entgegen thermodynamischer Randbedingungen durch das Mischen und Verdichten beliebiger Hartstoff-Metallmatrix-Kombinationen hergestellt werden können. Bei der Metallmatrix handelt es sich vorzugsweise um Fe- (weiße Gusseisen, Werkzeugstähle), Ni- (NiBSi, NiCrBSi) oder Co-Basis (Stellite) Hartlegierungen. Bei den Hartstoffen wird meist wegen der metallurgischen Verträglichkeit und der Materialeigenschaften auf metallische Hartstoffe oder metall-kovalent gebundene Hartstoffe, wie z.B. auf Wolframkarbide vom Typ WC oder WC-W₂C, zurückgegriffen.

[0009] Die Herstellung der Hartverbundwerkstoffe erfolgt üblicherweise durch Sintern oder Auftragschweißen mit den nachfolgend vorgestellten, an sich dem Fachmann hinlänglich bekannten Verfahren.

[0010] Beim Sintern können gegebenenfalls unter Druckbeaufschlagung und Temperaturzufuhr in an sich bekannter Weise Volumenkörper hergestellt oder durch das so genannte Sintercladding Hartverbundwerkstoffe auf Funktionsoberflächen durch "Diffusionsschweißen" aufgebracht werden (siehe http://www.ise.rub.de/forschung/projekte/sintercladding.html.de).

[0011] Im Falle des Auftragschweißens wird auf einen pulver-, band- oder stabförmigen Schweißzusatzwerkstoff zurückgegriffen, der durch geeignete Schmelzschweißverfahren (Plasma-Pulver-Auftragschweißen, Autogenschweißen, Metall-Inertgasschweißen) auf ein Substrat aufgebracht wird. Die mittels Auftragschweißen aufgebrachte Funktionsschicht schützt das Substrat gegen äußere Belastungen durch Verschleiß und/oder Korrosion. Als Schweißzusatzwerkstoffe haben sich teils zähe Ni-Basishartlegierungen mit je 50 Vol.-% WC oder Wolframschmelzkarbid ("WSC") etablieren können.

[0012] Neben der für Hartlegierungen vorliegenden hohen Bruchzähigkeit für Ni-Basishartlegierungen können diese Werkstoffe zusammen mit den Hartstoffzugaben bei geringeren Temperaturen verarbeitet werden, sodass unerwünschte Hartstoff-Metallmatrix-Wechselwirkungen, wie der Bildung spröder Phasen, vermieden werden können. Nachteilig stellen sich jedoch die Kosten dieser Ni-Basis/WSC Schweißzusatzwerkstoffe dar.

[0013] Eine Alternative zu W-haltigen Hartstoffen bietet der Hartstoff TiC, der im Vergleich zu W-haltigen Hartstoffen eine höhere Härte, jedoch eine geringere Bruchzähigkeit aufweist. Auch Hartverbundwerkstoffe mit dem Hartstoff TiC konnten mittels Sintern und thermischen Spritzen auf Substrate erzeugt werden.

[0014] Im Vergleich zu den extrem harten Hartmetall-Güten mit einem Hartstoffvolumengehalt von bis zu 96 Vol.-% wird im Bereich des Bergbaus und der Aufbereitung von Baustoffen, insbesondere von bei der Straßenaufbereitung anfallenden Materialien, auf zähere Güten zurückgegriffen.

[0015] Das Gefüge dieser Güten, auch als Bergbaugüten bezeichnet, weist einen geringeren Hartstoffvolumengehalt von 75 bis 85 Vol.-% bei gleichzeitig größerer WC-Karbidgröße von einigen Mikrometern auf. Durch einen höheren Co-Bindergehalt in der Stahlmatrix in Kombination mit einer geringeren spezifischen Karbidoberfläche liegt eine höhere Benetzungsfläche der Hartstoffe durch den Co-Binder vor, was die Biegebruchfestigkeit fördert.

[0016] Mengenmäßig werden am häufigsten Ni-Basishartverbundwerkstoffe mit WSC-Zugaben durch Auftragschweißen verarbeitet. Für den Hartstoff Wolframschmelzkarbid steht dabei keine praxisgerechte Alternative zur Verfügung. Dies ist darin begründet, dass Wolframschmelzkarbid als metallkeramischer Werkstoff eine gute Kombination aus hoher Härte und gleichzeitig hoher Bruchzähigkeit für keramische Werkstoffe aufweist. Es sind keine kommerziell erhältlichen metall-keramischen Werkstoffe bekannt, die diese Eigenschaftskombination aufweisen.

[0017] Zwar kann bereits auf viele Oxidkeramiken oder kovalente Hartstoffe zurückgegriffen werden. Deren Verarbeitung zu Hartverbundwerkstoffen ist jedoch durch die damit verbundene Bindungsstruktur der jeweiligen Hartstoffe nicht gewährleistet. Oxidkeramiken wirken beispielsweise chemisch inert und gehen mit der Metallmatrix keine metallurgischen Reaktionen ein, sodass diese bei einer Verarbeitung zu Hartverbundwerkstoffen lediglich kraftschlüssig in die Metallmatrix eingebunden werden. Im Vergleich dazu verhalten sich kovalent gebundene Hartstoffe in Kontakt mit Metallschmelzen metastabil bis instabil und führen zur Bildung stabilerer Phasen.

[0018] Das für Hartstoffe der hier erläuterten Art wesentliche Element Wolfram ist auf dem Markt allerdings nur zu hohen Kosten und im begrenzten Umfang erhältlich.

[0019] Um auch zukünftig den Bedarf an verschleißbeständigen Hartstoffen zu sichern, wird daher eine Unabhängigkeit von bestimmten Rohstoffquellen durch Erweiterung der Hartstoffe angestrebt, die bei für Hartstoffverbundwerkstoffe typischen Anwendungen zum Einsatz kommen können.

[0020] Vor diesem Hintergrund bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Fe-Basiswerkstoff zu schaffen, der bei gesicherter Rohstoffverfügbarkeit kostengünstig herstellbar ist und dabei optimierte Gebrauchseigenschaften besitzt.

[0021] Ebenso sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Fe-Basiswerkstoffs angegeben werden.

[0022] In Bezug auf den Werkstoff hat die Erfindung diese Aufgabe durch einen Fe-Basiswerkstoff gelöst, der mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist.

[0023] Das erfindungsgemäße, die voranstehend genannte Aufgabe lösende Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoffs umfasst mindestens die in Anspruch 7 angegebenen Arbeitsschritte.

[0024] Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.

[0025] Ein erfindungsgemäßer Fe-Basiswerkstoff besteht aus einer Matrix auf Eisenbasis und aus in dieser Matrix eingelagerten Hartstoffpartikeln,

• wobei der Fe-Basiswerkstoff aus (in Masse-%)
  bis zu 1,0 % C,
  2,0 - 25,0 % Cr,
  0,5 - 7 % Mo,
  mindestens einem zum Anbinden der Hartstoffpartikel an die Matrix des Fe-Basiswerkstoffs zugegebenen Anbindungselement, welches den Übergangselementen der 4. bis 6. Nebengruppe des Periodensystems der Elemente angehört, in Gehalten von 0,5 - 5,0 %,
  optional bis zu 12 % Co,
  optional bis zu 18 % Ni,
  sowie 20 - 40 % TiC-Hartstoffpartikel
  und
  als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und
• wobei in den Hartstoffpartikeln Ti-Atome durch Atome des jeweiligen mindestens einen in der Matrix vorhandenen Anbindungselements substituiert sind.

[0026] Die Erfindung geht von der Erkenntnis aus, dass durch eine Beeinflussung der Hartstoffmorphologie und der Hartstoffeigenschaften die Eigenschaften von Hartverbundwerkstoffen der hier in Rede stehenden Art gezielt verbessert werden können. Dazu werden die während der Erzeugung der Hartverbundwerkstoffe einsetzenden Interdiffusionsprozesse zwischen der Metallmatrix und dem Hartstoff genutzt, um die Hartstoffeigenschaften einzustellen.

[0027] Auch bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff handelt es sich somit um einen Metall-Matrix Komposite ("MMC"), bei dem erfindungsgemäß durch Zugabe mindestens eines Anbindungselement eine optimale Anbindung der jeweils vorgesehenen TiC-Hartstoffe an die Matrix des Werkstoffs gewährleistet ist.

[0028] Erfindungsgemäß ist zu diesem Zweck die Zusammensetzung des Werkstoffs, der die Matrix des erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoffs bildet, so gewählt, dass es im Zuge der Herstellung des Fe-Basiswerkstoffs zu einem "Auflegieren" des erfindungsgemäß vorgesehenen Hartstoffes durch die in der metallischen Bindermatrix bzw. Metallmatrix gelösten Legierungselemente kommt.

[0029] Die Legierung des erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoffs ist hierbei so gewählt, dass eine ausreichende Triebkraft zu Stofftransportvorgängen an den jeweiligen Grenzflächen (Stahlmatrix-Hartstoff) eintritt. Auf diese Weise werden die anvisierten Interdiffusionen und die damit verbundenen Änderungen in den Hartstoffeigenschaften erreicht.

[0030] Die Erfindung geht dabei von einer Zusammensetzung des Fe-Basiswerkstoffs aus, die die aus dem Stand der Technik hinlänglich bekannten Mitglieder der FerroTitanit-Werkstoffe umfasst, erweitert diese Zusammensetzung jedoch um die hier der Einfachheit halber so bezeichneten "Anbindungselemente". Diese Elemente besitzen eine ausreichende Löslichkeit im TiC-Hartstoff und diffundieren während der Werkstoffherstellung aus der Metallmatrix in den in der Stahlmatrix gebundenen TiC-Hartstoff.

[0031] Als Anbindungselemente werden erfindungsgemäß solche Elemente eingesetzt, die wie TiC homologe Phasen ausbilden und somit eine hohe, teils vollständige Löslichkeit im kfz-Gitter des TiC aufweisen. Diese Elemente sind im Periodensystem der Elemente bei den Übergangselementen der 4. bis 6. Nebengruppe zu finden. Darunter befinden sich Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, wobei für die erfindungsgemäßen Zwecke insbesondere "Zr, Hf, Nb, Ta, V, W" geeignet sind. Speziell Wolfram ist hier als mögliches Anbindungselement einbezogen worden, da es ebenfalls eine gewisse Löslichkeit im kfz-Gitter des TiC besitzt und insoweit wie die anderen erfindungsgemäß ausgewählten Anbindungselemente Ti-Atome substituieren kann.

[0032] Mit der Substitution der Ti-Atome durch die Anbindungselemente verbunden ist eine Veränderung der Hartstoffeigenschaften durch die Veränderung der Bindungsstrukturen.

[0033] So führt in Folge einer Erhöhung der Valenzelektronenkonzentration die Zugabe von V im Hartstoff TiC zu einer stärkeren Hybridisierung zwischen sp-Orbitalen des Kohlenstoffs und d-Orbitalen der Ti/V-atome. Die Konsequenz des höheren kovalenten Bindungscharakters ist der Anstieg der Härte und des E-Moduls des TiC.

[0034] Mit der Erfindung steht somit ein Metall-Matrix Komposit ("MMC") zur Verfügung, der mit einer auf Eisen basierenden, in erfindungsgemäßer Weise legierten Matrix optimale Voraussetzungen für eine lange und effektiv nutzbare Einsatzdauer besitzt und dabei ebenso optimierte Gebrauchseigenschaften mitbringt.

[0035] Mo und Cr sind bevorzugt nicht unter den erfindungsgemäß zugegebenen Anbindungselementen, weil mit dem Eindiffundieren von Mo in die TiC-Hartstoffpartikel eine Abnahme des Mo-Gehaltes in der die Hartstoffpartikel umgebenden Metallmatrix und damit einhergehend ein Abfall der Korrosionsbeständigkeit verbunden wäre.

[0036] Durch die erfindungsgemäße Auswahl der Anbindungselemente ist es demgegenüber gelungen, die Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit des erfindungsgemäßen MMCs zu erhöhen. Hierzu sind als Anbindungselemente Legierungselemente ausgewählt worden, die im Vergleich zu Mo eine höhere Tendenz haben, sich während des Herstellungsprozesses in den TiC-Partikeln anzureichen.

[0037] Grundsätzlich eignet sich auch Wolfram für die erfindungsgemäßen Zwecke, weist jedoch eine eingeschränkte Löslichkeit im TiC auf und ist deshalb hier nur in eingeschränktem Maße wirksam. Um negative Einflüsse der Anwesenheit von W zu vermeiden, wird vorzugsweise auf die Anwesenheit von W im erfindungsgemäßen MMC-Werkstoff im technischen Sinne vollständig verzichtet. W ist dann allenfalls in den Verunreinigungen zuzurechnenden Mengen im erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoff vorhanden.

[0038] Der Gehalt der erfindungsgemäß als Legierungselemente dem Fe-Werkstoff der Matrix eines erfindungsgemäßen MMC's zugegebenen Anbindungselemente beträgt grundsätzlich pro zugegebenem Anbindungselement 0,5 - 5 Masse-%. Optimale Wirkungen zeigen die Anbindungselemente, wenn sie in Gehalten von mindestens 1 Masse-% in der Matrix vorhanden sind, wobei der Mindestgehalt an dem jeweiligen Anbindungselement auch 1,5 Masse-% oder 2 Masse-% betragen kann. Bei über der Obergrenze von 5 Masse-% liegenden Gehalten an dem jeweiligen Anbindungselement konnte keine Zunahme der Wirkung mehr beobachtet werden. Optimale Wirkungen ergaben sich bei Gehalten der Anbindungselemente von jeweils bis zu 4 Masse-%, wobei auch Gehalte von maximal 3,5 Masse-% oder maximal 3 Masse-% regelmäßig zu guten Eigenschaften des erfindungsgemäßen MMC-Fe-Basiswerkstoffs geführt haben. Im Hinblick auf dem mit der Zulegierung der Anbindungselemente verbundenen Aufwand kann es deshalb zweckmäßig sein, den Gehalt an dem jeweils vorgesehenen Anbindungselement entsprechend zu begrenzen.

[0039] Es ist möglich, zwei oder mehrere der erfindungsgemäß ausgewählten Anbindungselemente in Kombination miteinander dem erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoff zuzugeben. In diesem Fall hat es sich als günstig erwiesen, wenn die Summe der Gehalte an den zugegebenen Elementen 1 - 5 Masse-%, insbesondere mindestens 2 Masse-% oder maximal 4 Masse-% beträgt. Im Falle der Anwesenheit von zwei als Legierungselement dem Fe-basierten Werkstoff der Matrix zugegebenen Anbindungselementen wird die Diffusion gefördert oder erleichtert. Auf diese Weise stellen sich die erfindungsgemäßen Wirkungen der Zugabe der Anbindungselemente bereits dann ein, wenn nur ein Anbindungselement vorhanden ist. Es hatsich jedoch als besonders vorteilhaft herausgestellt, wenn mehr als ein Anbindungselement, insbesondere zwei Anbindungselemente, in Kombination vorhanden sind.

[0040] Als für die erfindungsgemäßen Zwecke besonders geeignete Anbindungselemente haben sich hierbei Nb und V herausgestellt. Umfangreiche Untersuchungen haben ergeben, dass sowohl Nb als auch V besonders effektiv zu einer deutlichen Verbesserung der Gebrauchseigenschaften eines Fe-Basiswerkstoffs der erfindungsgemäßen Art beitragen. Dabei erweist sich Nb insbesondere im Hinblick auf die Steigerung der Verschleißbeständigkeit unter den in der Praxis regelmäßig auftretenden Einsatzbedingungen als besonders effektiv.

[0041] Wenn Nb alleine als Anbindungselement vorgesehen wird, hat es sich als günstig erwiesen, wenn der Gehalt an Nb, sofern vorhanden, weniger als 5 Masse-%, insbesondere höchstens 4 Masse-%, beträgt, wobei sich Gehalte von mindestens 1 Masse-% oder mindestens 1,5 Masse-% als besonders vorteilhaft herausgestellt haben. Diese Vorgaben gelten bevorzugt insbesondere dann, wenn der Febasierte Werkstoff der Matrix höhere, d.h. oberhalb von 10 Masse-% liegende Cr-Gehalte oder oberhalb von 4,5 Masse-% liegende Mo-Gehalte aufweist. Versuche haben gezeigt, dass durch die Begrenzung der Nb-Gehalt auf Gehalte von weniger als 3 Masse-% auch bei derart hohen Mo- oder Cr-Gehalten die Entstehung von ungünstigen Sigma-Phasen verhindert wird.

[0042] Im Fall, dass V als Anbindungselement vorgesehen ist, hat es sich als günstig erwiesen, den V-Gehalt des erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoffs ebenfalls auf höchstens 5 Masse-%, insbesondere höchstens 4,0 Masse-% oder höchstens 3,0 Masse-%, zu beschränken, wobei sich hier ebenfalls Gehalte von mindestens 1 Masse-% oder 1,5 Masse-% als besonders vorteilhaft erwiesen haben.

[0043] Bei einem die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften besonders gut erfüllenden Fe-Basiswerkstoff liegt der C-Gehalt im Bereich der Verunreinigungen, ist also im technischen Sinne nicht vorhanden und damit wirkungslos, und beträgt (in Masse-%) sein Cr-Gehalt 12,5 - 14,5, insbesondere mindestens 13 % oder höchstens 14 %, sein Mo-Gehalt 4,5 - 5,5 %, sein Co-Gehalt 8,0 - 10,0 %, insbesondere mindestens 8,5 % oder 9,5 %, sein Ni-Gehalt 3,5 - 4,5 % und sein TiC-Gehalt 27 - 33 %, insbesondere mindestens 29 % oder höchstens 31 %.

[0044] Zur Ermittlung des abrasiven Verschleißwiderstandes kam ein Stift-Papier Verschleißversuch zum Einsatz. Bei diesem Versuch wird eine zylindrische Probe mit einer Normalkraft von 37 N und einer Rotationsgeschwindigkeit von 47,8 U/min mäanderförmig über gebundenes Abrasiv bewegt. Der dimensionslose Verschleißwiderstand W_ab^-1 lässt sich dann mit dem Massenverlust m, der Materialdichte p, der Verschleißfläche A, sowie dem Verschleißweg L nach folgender Formel berechnen:

[0045] Die erfindungsgemäß durch die Zugabe mindestens eines der Anbindungselemente bewirkte Auflegierung und die damit einhergehende Veränderung der Morphologie und Größe der TiC-Partikel führt zu einem verbesserten Verschleißwiderstand. So konnte in Vergleichstests, die in der voranstehend erläuterten Weise ausgeführt worden sind und bei denen Al₂O₃-Körner in feiner (220 Mesh) und grober Körnung (80 Mesh) als Abrasive eingesetzt wurden, gezeigt werden, dass ein erfindungsgemäß zusätzlich mit den Anbindungselementen Nb oder V legierter Fe-Basiswerkstoff gegenüber einem Werkstoff, dem bei ansonsten gleicher Zusammensetzung das jeweilige Anbindungselement fehlte, bei den feinen Abrasiven einen um den Faktor 3,5 und bei den groben Abrasiven einen um den Faktor 2 verbesserten Verschleißwiderstand zeigte.

[0046] Das von der Erfindung vorgeschlagene Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäß beschaffenen Fe-Basiswerkstoffs umfasst folgende Arbeitsschritte:

a) Bereitstellen einer Pulvermischung,

• die aus einem Pulver, das aus (in Masse-%) bis zu 0,8 % C, 0,5 - 25 % Cr, 0,5 - 7 % Mo, mindestens einem zum Anbinden der Hartstoffpartikel an die Matrix des herzustellenden Fe-Basiswerkstoffs zugegebenen Anbindungselement, welches den Übergangselementen der 4. bis 6. Nebengruppe des Periodensystems der Elemente angehört, in Gehalten von 0,5 - 5,0 %, optional bis zu 12 % Co, optional bis zu 18 % Ni und als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und
• einem Hartstoffpulver gemischt ist, das aus TiC-Hartstoffpartikeln besteht,
• wobei der Anteil der TiC-Hartstoffpartikel an der Pulvermischung 20 - 40 Masse-% beträgt;

b) Kompaktieren der Pulvermischung zu einem festen Fe-Basiswerkstoffblock;

c) Wärmebehandeln des Fe-Basiswerkstoffblocks, wobei die Wärmebehandlung ein Lösungsglühen über eine Dauer von 1 - 4 h bei einer 800 - 1100 °C betragenden Temperatur umfasst.

[0047] Die erfindungsgemäß bereitgestellte Pulvermischung kann in konventioneller Weise erzeugt werden. Die hierzu benötigten Verfahren sind bekannt und werden beispielsweise in der Broschüre "EINFÜHRUNG IN DIE PULVERMETALLURGIE - VERFAHREN UND PRODUKTE", die in der deutschen Fassung vom Fachverband Pulvermetallurgie 2010 herausgegeben worden ist und unter der URL www. Pulvermetallurgie.com zum Download bereitsteht, allgemein beschrieben. Ebenso findet sich eine Erläuterung der bei der Herstellung und Verarbeitung von Hartstoffen enthaltenden Metallpulvern in Foller, M.; Meyer, H.; Lammer, A.: Wear and Corrosion of Ferro-Titanit and Competing Materials. In: Tool steels in the next century: Proceedings of the 5th International Conference on Tooling, September 29th - October 1st, University of Leoben, Austria, 1999, S. 1-12.

[0048] Für das Kompaktieren des Pulvers sind sämtliche pulvermetallurgische Verfahren geeignet, bei denen ein zuvor bereitgestelltes Metallpulver durch Zufuhr von Wärme oder Druck zu einem kompakten, zusammenhängenden Block geformt wird. Die hierzu geeigneten Verfahren sind unter dem Oberbegriff "Sintern" bekannt und ebenfalls in der oben bereits zitierten Fachliteratur erläutert. Gerade bei diesen Verfahren laufen die erfindungsgemäß genutzten Diffusionsprozesse in Folge der in Form von Druck und/oder Wärme zugeführten Energie besonders sicher ab.

[0049] Die Parameter des Sinterns können im Kompaktierschritt in ebenfalls an sich bekannter Weise so gewählt werden, dass es zum partiellen Aufschmelzen der Pulverkörner kommt. Durch die dabei entstehende flüssige Phase ergibt sich bei praxisgerechter Verfahrensführung eine optimierte Bindung der Pulverkörner.

[0050] Um eine maximale Verdichtung zu erreichen, kann das Sintern in ebenso bekannter Weise unter Druck erfolgen. Eine für die erfindungsgemäßen Zwecke besonders geeignete Variante dieses Sinterverfahrens sind das so genannte heißisostatische Pressen, auch unter der Bezeichnung "HIP" bekannt.

[0051] Nach dem Kompaktieren (Arbeitsschritt b)) wird der erhaltene Fe-Basiswerkstoffblock erforderlichenfalls noch einer Wärmebehandlung unterzogen, bei der er über eine Dauer von 1 - 4 Stunden bei einer Lösungsglühtemperatur von 800 - 1100 °C lösungsgeglüht wird.

[0052] Durch die erfindungsgemäß durchgeführten Wärmebehandlungsschritte können im Werkstoff vorhandene Sigma-Phasen, welche Cr und Mo abbinden würden, aufgelöst und so eine optimierte Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäßen MMC-Fe-Basiswerkstoffs gewährleistet werden.

[0053] Um übermäßige Zunderbildung oder sonstige Reaktionen des erfindungsgemäß erzeugten MMC-Fe-Basiswerkstoffblocks mit der Umgebungsatmosphäre zu vermeiden, kann das Lösungsglühen unter Vakuum durchgeführt werden.

[0054] Nach dem Lösungsglühen kann der MMC-Fe-Basiswerkstoffblock ebenso abgeschreckt werden, um ein hinsichtlich seiner mechanischen Eigenschaften optimiertes Produkt zu erhalten. Das Abschrecken wird dabei vorzugsweise so durchgeführt, dass sich eine rein martensitische Struktur der Matrix eingestellt, in der geringe, technisch unvermeidbare Gehalte an sonstigen Gefügebestandteilen von bis zu 1 Vol.-% vorhanden sein können. Bei diesen sonstigen Gefügebestandteilen kann es sich insbesondere um Restaustenit handeln. Durch die Erzeugung eines in diesem Sinne rein martensitischen Gefüges der Matrix wird die geforderte Härte, Festigkeit und Verschleißbeständigkeit des erfindungsgemäßen MMC-Werkstoffs sicher erreicht.

[0055] Das Abschrecken kann beispielsweise durch Anblasen des Werkstoffblocks mit einem in Bezug auf den erfindungsgemäßen Werkstoff insbesondere inerten Gas erfolgen. Dazu kann der Gasstrom mit einem Druck von 1 - 4,5 bar in eine Kammer geleitet werden, in der sich der Fe-Basiswerkstoffblock befindet. Besonders geeignet ist für die Kühlung gasförmiger Stickstoff.

[0056] Die Kühlung kann in der Ofenkammer durchgeführt werden, in der zuvor die Glühbehandlung stattgefunden hat. Um das Kühlgas in die Ofenkammer zu leiten, sind in der Regel bei in der Praxis eingesetzten Wärmebehandlungsöfen öffenbare Klappen oder desgleichen vorgesehenüber die, beispielsweise mittels Ventilatoren, das Kühlgas, insbesondere der Stickstoff, in den Ofenraum geleitet, dort verteilt und umgewälzt werden kann. Der Kühlgasstrom wird dabei bevorzugt nicht als fokussierter Stickstoffstrahl auf das Kühlgut gerichtet, sondern diffus in die Offenkammer geleitet. Auf diese Weise findet eine Kühlung über die im Ofenraum aufrechterhaltene und erforderlichenfalls laufend ausgetauschte Kühlgasatmosphäre statt.

[0057] Das Kühlgas, insbesondere der Stickstoff, wird bevorzugt mit Raumtemperatur eingesetzt. Es ist festgestellt worden, dass sich dabei im Hinblick auf das Ziel der Abkühlung, nämlich die Ausbildung eines martensitischen Gefüges, optimierte Abkühlgeschwindigkeiten ergeben. Bei geringeren Kühlgastemperaturen würden die Abkühlgeschwindigkeiten zwar noch etwas erhöht. Jedoch hat dies erfahrungsgemäß keinen nennenswerten Einfluss auf das Abkühlergebnis, so dass der mit der zusätzlichen Abkühlung des Kühlgases verbundene Aufwand vermieden werden kann

[0058] Auf das optionale Lösungsglühen und das optionale Abschrecken kann zum Abschluss der Wärmebehandlung (optionaler Arbeitsschritt c)) ein Anlassglühen folgen, bei dem der Fe-Basiswerkstoffblock bei 100 - 550 °C für eine Dauer von 1 - 8 Stunden gehalten wird. Dabei entstehen in der martensitischen Matrix intermetallische Phasen, durch die die Härte und Festigkeit der Matrix weiter gesteigert wird.

[0059] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

[0060] Es wurden MMC-Pulver bereitgestellt, die aus einem eine Stahlmatrix bildenden Pulver und pulverförmig vorliegendem Titankarbid in einem Attritor durch mechanisches Legieren erzeugt worden sind, so dass ein sehr homogenes und feinkörniges Pulver entsteht. Ein typischer d50-Wert des Pulvers lag im Bereich von 10 - 15 µm. D.h., dass der Durchmesser von 50 % der Partikel kleiner ist als 10 - 15 µm.

[0061] Dabei wurden aus dem bekannten Fe-Basiswerkstoff Nikro128 bestehende Stahlpulver mit 1 Masse-%, 2 Masse-%, 3 Masse-% bzw. 4 Masse-% pulverförmig an vorliegendem Nb oder V als Anbindungselemente vermischt.

[0062] Dem Mischen folgte die Trocknung und das Pressen mit anschließendem Sintern im Vakuumofen im Temperaturbereich von 1200 - 1500 °C über eine Dauer von 3 Stunden bei einem Unterdruck von etwa 5*10^-2 mbar.

[0063] Die Proben sind anschließend in bei 850 °C über eine Dauer von zwei Stunden lösungsgeglüht, in Öl abgeschreckt und daraufhin für 6 Stunden bei 480 °C an Luft ausgelagert worden.

[0064] Die Zusammensetzungen der erhaltenen Probekörper sind in Tabelle 1 angegeben.

[0065] In Tabelle 2 sind für die Proben, denen V als Anbindungselement zugegeben worden ist, und die Vergleichsprobe Nikro 128 der mittlere
Hartpartikeldurchmesser, die mittlere Hartpartikelgröße, der Volumenanteil an Hartpartikeln und die Partikelanzahl für die einzelnen Proben angegeben.

[0066] In Tabelle 3 sind für die Proben, denen Nb oder V als Anbindungselement zugegeben worden ist, und die Vergleichsprobe Nikro 128 die chemischen Zusammensetzungen der in den Proben jeweils vorhandenen TiC-Partikel angegeben.

[0067] In Tabelle 4 sind für die mit Nb oder V als Anbindungselemente legierten Proben sowie die Vergleichsprobe Nikro 128 die gemäß DIN EN ISO 14577-2, Ausgabe Mai 2003, ermittelten Härte- und die E-Modul-Werte angegeben. Zur Ermittlung der betreffenden Werte wurde in den Versuchen eine maximale Last von 20 mN bei einer Eindringtiefe von 60 - 170 nm ermittelt..

[0068] Als Besonderheit wurde bei den Nb-legierten Proben eine Dichtezunahme mit steigendem Nb-Gehalt registriert, was auf die höhere Dichte von Nb im Vergleich zur Dichte des nicht mit Nb oder V legierten Nikro128-Werkstoffs zurückzuführen ist. Entsprechendes wurde bei den V-legierten Proben festgestellt, da auch V eine höhere Dichte aufweist als der nicht mit Nb oder V legierte Nikro128-Werkstoff.

[0069] Anschließend wurde das Gefüge metallkundlich bewertet und die mit der Zulegierung von Nb oder V verbundenen Eigenschaftsveränderungen über tribologische, mechanische und chemische Untersuchungen bestimmt.

[0070] Das Gefüge der mit Nb-Zugaben legierten Nikro128-Werkstoffe ist in den Figuren 1a - 1d anhand von Schliffbildern dargestellt (Fig. 1a: Nikro128+1Nb; Fig. 1 b: Nikro128+2Nb; Fig. 1 c: Nikro128+3Nb, Fig. 1d: Nikro128+4Nb).

[0071] Zum Vergleich ist in Fig. 2 in einem in entsprechender Weise aufbereiteten Schliffbild das Gefüge des Werkstoffs Nikro128 ohne Nb-Zugabe wiedergegeben.

[0072] Der Vergleich des nicht mit Nb-legierten Ausgangswerkstoffs Nikro128 mit den Nb-legierten Varianten macht deutlich, dass durch die Zugaben von Nb die Hartphasenmorphologie stark beeinflusst wird.

[0073] So nimmt einerseits mit zunehmendem Nb-Gehalt die Hartphasengröße der TiC-Einschlüsse zu und andererseits wird die freie Matrixweglänge zwischen den TiC-Inseln durch das Aufbrechen der netzförmigen Hartstoffe vergrößert.

[0074] Besonders die Vergrößerung der freien Matrixweglänge führt zu einer deutlichen Erhöhung der Biegebruchfestigkeit der Nb-legierten Hartverbundwerkstoffe gegenüber dem Ausgangswerkstoff Nikro128.

[0075] Die mit V als Anbindungselement legierten Proben zeigten entsprechendes Verhalten.

[0076] Zu erkennen ist, dass sowohl die Härte als auch der E-Modul der Hartstoffe durch das Zulegieren von Nb oder V gezielt gesteigert werden kann, wobei hier eine maximale Härte bei ca. 2 Masse-% V und ca. 2 Masse-% Nb erreicht wird. Oberhalb dieser Gehalte fällt sowohl die Härte als auch der E-Modul leicht ab, wobei die Härte und der E-Modul nicht unterhalb der Eigenschaften des stöchiometrischen reinen TiC's fallen.

[0077] Die Änderung der mikromechanischen Eigenschaften, der Hartstoffmorphologie und der chemischen Zusammensetzung der TiC-Einschlüsse haben zusätzlich einen positiven Einfluss auf die Korrosions- und Verschleißeigenschaften des Fe-Basiswerkstoffs.

[0078] In den als Figuren 3a, 3b beigefügten Bildern ist der Verschleißwiderstand der untersuchten Proben dargestellt (Fig. 3a: Nikro 128+xV; Fig. 3b: Nikro128+xNb), wobei auf Furchungsverschleiß getestet wurde. Die Tests wurden in der oben bereits beschriebenen Weise als Stift-Papier Verschleißversuch durchgeführt. Als Abrasiv fand Al₂O₃ mit zwei unterschiedlichen Körnungen (grob = 80 Mesh, fein = 220 Mesh) Anwendung.

[0079] Die Figuren 3a, 3b zeigen, dass gegenüber den groben Abrasiven durch die Zugabe von V nur eine geringe Steigerung des Verschleißwiderstands gegenüber der Nikro128 ohne Nb oder V eintritt.

[0080] Anders verhält sich dies bei den Nb-legierten Varianten. In diesem Fall nimmt der Verschleißwiderstand mit zunehmendem Nb-Gehalt zu, was auf eine Zunahme der Härte, des Volumengehaltes und des Durchmessers des Hartstoffs TiC mit zunehmendem Nb-Gehalt zurückzuführen ist.

[0081] Generell ist der Anstieg des Verschleißwiderstands gegenüber den groben Abrasiven jedoch vergleichbar gering. Dies erklärt sich daraus, dass die Hartstoffe gegenüber den angreifenden Abrasiven eine unzureichende Größe aufweisen und daher von den groben Abrasiven zusammen mit der Metallmatrix herausgespant werden.

[0082] Ein anderes Bild ergibt sich bei der Betrachtung der Verschleißwiderstände gegen das feine Abrasiv. In diesem Fall steigt der Verschleißwiderstand mit zunehmenden V- und Nb-Gehalt an. Dieses Verhalten ist primär auf die Änderung der Hartstoffmorphologie (Hartstoffvergrößerung) zurückzuführen. Hier besitzen die Hartstoffe, bedingt durch das Zulegieren von V und Nb, eine ausreichende Hartstoffgröße und werden nicht mehr aus dem Werkstoffverbund herausgespant. Somit wird die Bedingung

[0083] "Hartstoffdurchmesser ≥ Furchenbreite des angreifenden Abrasivs" erfüllt.

[0084] Wie schon erwähnt, nimmt durch die Vergröberung der Hartstoffe und die damit verbundene Zunahme der freien Matrixweglänge die spezifische innere Grenzflächenlänge zwischen den zugegebenen TiC-Partikeln und der Metallmatrix ab, was besonders Vorteile im Bereich des Korrosionsschutzes und der mechanischen Eigenschaften bietet.

[0085] Zur Bewertung des Korrosionsverhaltens sind Stromdichte-Potentialkurven erstellt worden. Dazu sind zunächst Korrosionsproben hergestellt worden. Hierzu wurde auf die Rückseite der vollständig wärmebehandelten Proben ein Draht angeschweißt, der für eine leitende Verbindung benötigt wird. Diese Proben wurden anschließend in nicht-leitendes Einbettmittel (z. B. Technovit 5071, Fa. Heraeus Kulzer GmbH) kalt eingebettet, wobei der freiliegende Teil des Drahts isoliert wurde. Die Probenoberfläche wurde mit SiC-Schleifpapier bis zu einer Körnung von 1000 Mesh geschliffen, um für einen gleichbleibenden Oberflächenzustand zu sorgen. Das Einbettmittel sowie der Spalt zwischen Probe und Einbettmittel wurden mit Lack versiegelt, um Spaltkorrosion und vom Einbettmittel ausgehende Effekte zu minimieren. Da für die Erstellung von SPK die Stromdichte benötigt wird, wurde die leitende Probenoberfläche mit Hilfe der Software a4i der Fa. Aquinto vermessen.

[0086] Die so präparierten Proben wurden als Arbeitselektrode in einen Versuchsstand eingebaut. Die Gegenelektrode bestand aus einem Platinplättchen, während die Bezugselektrode aus Quecksilberchlorid besteht und räumlich getrennt, aber elektrisch leitend über eine Salzbrücke verbunden in einem externen Gefäß platziert war. Diese Trennung wurde vorgenommen, um eine Verunreinigung der Elektrode und damit einer Verfälschung der Messergebnisse entgegen zu wirken. Es kamen entweder 0,5 mol H2SO4 (5 %) oder 0,6 mol NaCl (3 %) zum Einsatz. Alle Elektroden wurden mit einem Potentiostaten verbunden, der die Regelung der Spannung und die Messung des Stroms übernahm.

[0087] Vor einer Messung und nach dem Einbau der Probe in den Versuchsstand wurde die Schwefelsäure 30 min mit Stickstoff gespült (2 L/ min), um enthaltenen Sauerstoff auszuspülen und so eine Vergleichbarkeit der Ergebnisse herzustellen. Anschließend wurde die Probe für 60 s kathodisch bei -1744 mV kathodisiert. Dies dient der Entfernung von Verunreinigungen auf der Oberfläche sowie zumindest einer teilweisen Auflösung der natürlichen Oxidschicht. Bei der nachfolgenden Messung des Ruhepotentials für 30 min bildete sich die Passivschicht mit dem im Elektrolyten befindlichen Sauerstoff und somit stets unter vergleichbaren Bedingungen neu.

[0088] Direkt im Anschluss erfolgt die eigentliche Messung der Stromdichtepotenzialkurve ausgehend von knapp unterhalb des Ruhepotentials. Hier wurde eine Potentialänderungsgeschwindigkeit von 600 mV/h Probe angelegt und der sich zwischen Arbeits- und Gegenelektrode einstellende Strom unter Bezug auf die Referenzelektrode gemessen.

[0089] Das Loch-Korrosionsverhalten wurde in 0,6 molarer NaCl-Lösung bestimmt. Da in den meisten Fällen das eigentliche Lochkorrosionspotential Upit, also das den Beginn der Lochkorrosion anzeigende Potential am Beginn des Steilanstiegs der Potenzialkurve, nicht einwandfrei bestimmt werden konnte, wurde in Anlehnung an die aktuell gültigen Normen ASTM G-150-99 und DIN-50905-2 das Durchbruchpotenzial als Vergleichswert eingeführt. Dieser Wert wurde an der Stelle der Kurve abgelesen, ab der die Stromdichte konstant > 100 µA/cm² beträgt.

[0090] In Fig. 4 sind die für die V-haltigen Proben und die weder mit V noch Nb legierte Probe ermittelten Messkurven zur Bestimmung des Durchbruchpotentials (bei 100 µA/cm²) dargestellt. Zu erkennen ist, dass mit zunehmendem V-Gehalt das Durchbruchpotential in Richtung höherer Potentiale verschoben und daher die Korrosionsbeständigkeit (hier gegenüber NaCl) ansteigt.

[0091] Mit der Erfindung lässt sich somit der bei der Zulegierung eines Anbindungselements, insbesondere bei der Zulegierung von Nb und V, eintretende Interdiffusionsprozess zwischen Hartstoffen, wie z.B. TiC, und der Metallmatrix während der Verdichtung von hartstoffhaltigen Werkstoffen gezielt nutzen. Dazu wird die Metallmatrix gezielt mit ausreichenden Gehalten an Legierungselementen angereichert, die während der Werkstoffverdichtung chemisch mit den Hartstoffen wechselwirken und gegebenenfalls die Bildung neuer Phasen bewirken.

[0092] Durch die erfindungsgemäße Auflegierung von Hartstoffen durch Legierungselemente aus der Metallmatrix während der Erzeugung des erfindungsgemäßen Fe-Basiswerkstoffs lassen sich die Hartstoffeigenschaften somit gezielt beeinflussen. Das Resultat sind verbesserte Materialeigenschaften im Vergleich zu konventionell hergestellten Hartverbundwerkstoffen. Dabei konzentriert sich die Erfindung auf die Verwendung von TiC-Hartstoffen, die in ausreichenden Mengen und nachhaltig verfügbar sind.

[0093] Besonders kostengünstig lässt sich der erfindungsgemäße MMC-Fe-Basiswerkstoff herstellen, wenn das in ihm enthaltene TiC mindestens teilweise durch Recycling von TiC-haltigen Fe-Basiswerkstoffen gewonnen wird. Ein Verfahren zum Recycling von solchen Werkstoffen ist in der EP 2 678 455 B1 beschrieben.

Tabelle 1

Werkstoff	Cr	Co	Ni	Mo	Nb	V	TiC
Nikro128	13,5	9	4	5	0	0	30
Nikro128+1Nb	13,5	9	4	5	1	0	30
Nikro128+2Nb	13,5	9	4	5	2	0	30
Nikro128+3Nb	13,5	9	4	5	3	0	30
Nikro128+4Nb	13,5	9	4	5	4	0	30
Nikro128+1V	13,5	9	4	5	0	1	30
Nikro128+2V	13,5	9	4	5	0	2	30
Nikro128+3V	13,5	9	4	5	0	3	30
Nikro128+4V	13,5	9	4	5	0	4	30

Angaben in Masse-%, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen

Tabelle 2

Werkstoff	Hartpartikeldurchmesser [µm]	Hartpartikelgröße [µm2]	Volumenanteil [%]	Partikelzahl
Nikro128	2,993 ± 0,211	7,07 ± 1,00	44,54 ± 3,46	910
Nikro128+1V	6,152 ± 1,017	30,54 ±10,16	46,13 ± 3,64	235
Nikro128+2V	4,913 ± 0,629	19,27 ± 4,94	41,15 ± 4,36	318
Nikro128+3V	5,583 ± 0,720	24,89 ± 6,17	43,40 ± 3,04	262
Nikro128+4V	6,408 ± 0,742	32,69 ± 7,71	46,45 ± 3,34	210

Tabelle 3

Probe	Ti	Mo	Nb/V	C
Nikro128	48,53 ± 0,31	2,11 ± 0,19	0	48,64 ± 2,56
Nikro128+1Nb	49,01 ±1,41	2,34 ± 0,40	1,36 ± 0,65	47,25 ± 0,86
Nikro128+2Nb	47,68 ± 2,38	1,89 ± 0,58	2,09 ± 0,91	48,30 ± 1,10
Nikro128+3Nb	46,82 ± 1,20	1,70 ± 0,20	3,26 ± 0,67	48,25 ± 0,77
Nikro128+4Nb	46,69 ± 1,00	1,44 ± 0,13	4,16 ± 0,56	47,69 ± 0,73
Nikro128+1V	48,42 ± 0,38	2,18 ± 0,32	0,79 ± 0,11	48,07 ± 0,86
Nikro128+2V	48,17 ± 019	1,92 ± 0,2	1,3 ± 0,07	48,08 ± 1,1
Nikro128+3V	48,36 ± 1,01	1,99 ± 012	2,07 ± 0,29	46,86 ± 0,77
Nikro128+4V	47,71 ± 0,11	1,78 ± 0,17	2,32 ± 0,15	47,67 ± 0,73

Angaben in Masse-%

Tabelle 4

Werkstoff	Härte [GPa]	E-Modul [GPa]
Nikro128	33,63	518,61
Nirko128+1Nb	35,13	522,39
Nikro128+2Nb	37,46	539,96
Nikro128+3Nb	34,46	515,84
Nirko128+4Nb	34,92	523,91
Nirko128+1V	34,92	534,24
Nikro128+2V	35,44	514,72
Nikro128+3V	35,44	504,19
Nikro128+4V	34,79	520,53

Ansprüche

1. Fe-Basiswerkstoff, der aus einer Matrix auf Eisenbasis und aus in dieser Matrix eingelagerten Hartstoffpartikeln besteht,

- wobei der Fe-Basiswerkstoff aus (in Masse-%)
bis zu 1,0 % C,
2,0 - 25,0 % Cr,
0,5 - 7 % Mo,
mindestens einem zum Anbinden der Hartstoffpartikel an die Matrix zugegebenen Anbindungselement, welches den Übergangselementen der 4. bis 6. Nebengruppe des Periodensystems der Elemente angehört, in Gehalten von jeweils 0,5 - 5,0 %,
optional bis zu 12 % Co,
optional bis zu 18 % Ni,
sowie 20 - 40 % TiC-Hartstoffpartikel
und
als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht, und

- wobei in den Hartstoffpartikeln Ti-Atome durch Atome des jeweiligen mindestens einen in der Matrix vorhandenen Anbindungselements substituiert sind.

2. Fe-Basiswerkstoff nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet, dass das Anbindungselement der Gruppe "Zr, Hf, Nb, Ta, V, W" angehört.

3. Fe-Basiswerkstoff nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Anbindungselemente Nb oder V sind.

4. Fe-Basiswerkstoff nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Gehalte an Nb, sofern vorhanden, 1 - 4,0 Masse-% betragen.

5. Fe-Basiswerkstoff nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Gehalte an V, sofern vorhanden, 1 - 4,0 Masse-% betragen.

6. Fe-Basiswerkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass (in Masse-%) sein C-Gehalt im Bereich der Verunreinigungen liegt und sein Cr-Gehalt 12,5 - 14,5 %, sein Mo-Gehalt 4,5 - 5,5 %, sein Co-Gehalt 8,0 - 10,0 %, sein Ni-Gehalt 3,5 - 4,5 % und sein TiC-Gehalt 27 - 33 % beträgt.

7. Verfahren zum Herstellen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 ausgebildeten Fe-Basiswerkstoffs umfassend folgende Arbeitsschritte:

a) Bereitstellen einer Pulvermischung,

- die aus einem Pulver, das aus (in Masse-%) bis zu 0,8 % C, 0,5 - 25 % Cr, 0,5 - 7 % Mo, mindestens einem zum Anbinden der Hartstoffpartikel an die Matrix des Fe-Basiswerkstoffs zugegebenen Anbindungselement, welches den Übergangselementen der 4. bis 6. Nebengruppe des Periodensystems der Elemente angehört, in Gehalten von 0,5 - 5,0 %, optional bis zu 12 % Co, optional bis zu 18 % Ni und als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und

- einem Hartstoffpulver gemischt ist, das aus TiC-Hartstoffpartikeln besteht,

- wobei der Anteil der TiC-Hartstoffpartikel an der Pulvermischung 20 - 40 Masse-% beträgt;

b) Kompaktieren der Pulvermischung zu einem festen Fe-Basiswerkstoffblock;

c) Wärmebehandeln des Fe-Basiswerkstoffblocks, wobei die Wärmebehandlung ein Lösungsglühen über eine Dauer von 1 - 4 h bei einer 800 - 1100 °C betragenden Temperatur umfasst.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Kompaktieren (Arbeitsschritt b)) als ein Sinterverfahren durchgeführt wird.

9. VerfahrennachAnspruch8, dadurch gekennzeichnet, dass das Sintern unter Druck durchgeführt wird.

10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Sintern mit flüssiger Phase durchgeführt wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Sintern als heißisostatisches Pressen durchgeführt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das im Zuge der Wärmebehandlung (Arbeitsschritt c)) durchgeführte Lösungsglühen unter Vakuum durchgeführt wird.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Fe-Basiswerkstoffblock nach dem im Zuge der Wärmebehandlung (Arbeitsschritt c)) durchgeführten Lösungsglühen abgeschreckt wird.

14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass zum Abschrecken Stickstoff mit einem Druck von 1 - 4,5 bar auf den Fe-Basiswerkstoffblock geblasen wird.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 - 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Fe-Basiswerkstoffblock zum Abschluss der Wärmebehandlung (Arbeitsschritt c)) einem Anlassglühen bei 100 - 550 °C für eine Dauer von 1 - 8 Stunden unterzogen wird.

Zeichnung