Soden ;
| a g 1 Con schieden wurden, sondern auch feine Dispersoide, die ein gro-
Zh Dei der 2 0 Beres Längen/Durchmesser- Verhältnis besitzen da sie aus der
el ane ; -20- eutektischen Erstarrung hervorgehen. Die Matrix der Legierung
} oe besteht aus einem B-Mischkristall, der durch das freiwerdende
g -50- Eisen aus der in situ-Reaktion bei hinreichend schneller Ab-
0 a) Ti-Referenz kithlung bis auf Raumtemperatur metastabil erhalten bleibt. Die
1. B-Phase, die bei cp-Ti nur als Hochtemperaturphase auftritt, ist,
ies dik : he im Gegensatz zur hexagonalen Niedertemperaturphase a, ku-
Ber fo ? 20- bischraumzentriert und besitzt somit andere Verhaltenseigen-
ts oe : schaften als die a-Phase, wie z. B. eine bessere Umformbar-
var. Der Werk. „50 a keit. Abb. 2 zeigt Schliffbilder unterschiedlicher Werkstoffe
ökel in der Ti “60 =" b) TiFe4.1B0.9 nach der Wärmebehandlung. Man erkennt die zusätzlichen Ti-
ergleichsweise Co — Fe-Ausscheidungen. I
ca. 25 Gew 5 0 | “on = Proben mit unterschiedlichem Legierungsgehalt wurden im Pin
rod he 2 20 - on Disc-Versuch mit einer Kugel aus 100Cr6 als Gegenkorper
ve Vinee 7 20 untersucht. Abb. 3 zeigt Querschnitte der Verschleiflspuren von
"x. sso. schmelzmetallurgisch hergestellten Legierungen des Systems
ie HDI “60 - ¢) TiFe16.3B3.7 Ti-Fe-B. Prinzipiell ist zu erkennen, daß mit steigendem FeB-
acht. Ds Ge ) i — Gehalt auch die Verschleißbeständigkeit zunimmt und die Le-
a Yabanıvoı ; 2 mene gierungen mit iiber 20 Gew.% FeB verschleißbeständig sind.
RES 10 Bei Gehalten an FeB von 5 Gew.%, die bei schmelzmetallurgi-
Sn 2.30 - scher Herstellung zu eutektisch erstarrten TiB-Partikeln fithren,
say 4 ve ; tritt im Vergleich zu cp-Titan sogar eine Verschlechterung der
Cedi is 2 gn d) TiFe24.4B5.6 Verschleißeigenschaften auf. Die Ursache hierfür ist, daß die
Pin on Disc we Ti-Matrix bei unlegierten Proben sich an der Oberfläche durch
E 0: die Reibung des Stahlgegenkérpes verformt und somit aufhér-
> a : tet und verschleißbeständiger wird. Eine plastische Verformung
3.30 - im Bereich der Verschleißspur konnte bei Werkstoffen mit
} Be niedrigen Gehalten an FeB nicht beobachtet werden, da die
mil < 60 4 ¢) Hartmetall-Referenz gesamte eingebrachte Energie in den Werkstoffabtrag umge-
ean Ti 70 = + 3 27 setzt wird. Die Verbundwerkstoffe verdndern nach einer Gli-
SE ve 0 tebstrecke mm] > hung bei 550°C ihr Verschleifiverhalten. Die Ausscheidung der
ı Gehalten an intermetallischen Phase TiFe, führt bei höheren FeB-Gehalten
gegeben. Man Abb. 3: Verschleißeigenschaften ver- (>10 Gew.%) zu einer Verbesserung der Verschleißeigen-
daß mit der schiedener Legierungen des Systems Ti- schaften. Bei geringeren Anteilen an FeB wird der Matrix das ß
«Bor aus FeB Fe-B mit Referenzwerkstoffen /2/ stabilisierende Element Fe entzogen und es entsteht bei der
yenmäßige Ar Umwandlung hauptséchlich o-Titan, das, im Vergleich zu der stabilisierten Fe-haltigen Hochtempe-
B-Partikeln ZU- raturphase ß, weniger verschleißbeständig ist.
ch die Größe In dem Schliffbild der Abb. 4 ist zu erkennen, daß bei einer pulvermetallurgischen Herstellung die
eite einzelner Verstärkungsphase nicht mehr platten- oder nadelförmig in der Matrix vorliegt, sondern eher einer
geigt mit dem globulitischen Form entspricht. Diese über Diffusion entstandenen „Core shells“ brechen nicht so
f Es befinden leicht, wie nadelige Verstärkungspartikel die dann zusätzlich die Probe schädigen. Durch die sphäri-
hin dem Ver- sche Form und die schalenartige Struktur können Belastungen besser in den Dispersoiden verteilt
oF nicht nur und an die Matrix weitergegeben werden. Ein weiterer Vorteil besteht in der lamellenartigen, durch
Cp die Umformung entstandenen, Phasenanordnung. Die TiB-Partikel sind in der Matrix fest gebun-
al die primär den. Durch die Herstellung über einen Sinterprozeß mit anschließender Umformung (60% bei
als HEE 1100°C) ist es möglich, eine der schmelzmetallurgisch hergestellte Proben mit einem hohen Anteil
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