DE2352620A1

DE2352620A1 - Werkzeugstahl sowie verfahren zur herstellung von werkstuecken aus demselben

Info

Publication number: DE2352620A1
Application number: DE19732352620
Authority: DE
Inventors: Gary Steven
Original assignee: Crucible Inc
Current assignee: Crucible Inc
Priority date: 1972-10-24
Filing date: 1973-10-19
Publication date: 1974-05-02
Also published as: JPS5427817B2; FR2203887A1; BR7308257D0; AT334937B; GB1394316A; SE395289C; FR2203887B1; ES419865A1; ATA898773A; US3809541A; IT994794B; DE2352620B2; CA981490A; SE395289B; JPS4994515A

Description

Werkzeugstahl sowie Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus demselben

Die Erfindung betrifft einen insbesondere Vanadium-haltigen Werkzeugstahl. Außerdem betrifft die Erfindung ein aus einer Pulvercharge dieses Werkzeugstahl hergestelltes Werkstück sowie ein Verfahren zur Herstellung dieses Werkstückes.

Bei der Verwendung von aus Werkzeugstahl hergestellten Werkstücken in mit hohen Bearbeitungsgeschwindigkeiten arbeitenden Schneid- und Trennvorrichtungen kommt es zum Erzielen einer guten Werkzeug-Lebensdauer darauf an, daß die hochbeanspruchten Werkstücke eine günstige Kombination von Abriebfestigkeit und Zähigkeit besitzen.-Die angestrebte Abi'iebfestigkeit erfordert eine große Härte, die insbesondere durch große Gehalte des Werkzeugstahls an MC-(Vanadium)-Karbiden er-

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- ί -ι

erzierbar ist. Andererseits trägt die gewöhnlich als Kerbschlagzähigkeit bestimmte Zähigkeit des Werkstoffes zur Lebensdauer des Werkzeuges bei, da insbesondere bei intermittierenden Schneidvorgängen bei Vorhandensein einer ausreichenden Zähigkeit das Werkzeug imstande ist, wiederholten Schlag- oder Stoßbeanspruchungen während des Schneidens ohne Bruch zu widerstehen. Es ist jedoch äußerst schwierig, eine hohe Abriebfestigkeit mit einer hohen Zähigkeit zu verbinden, da sich durch die Erhöhung des MC-Karbidanteils infolge notwendiger Änderungen der StahlzusammenSetzungen die Zähigkeit oder Stoßbeanspruchbarkeit des Werkstoffes verringert.

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, einen Werkzeugstahl zu schaffen, bei dem Härte und Zähigkeit günstig miteinander verbunden bziii. gut aufeinander abgestimmt sind.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch einen Werkzeugstahl mit gut abgestimmten Härte- und Zähigkeitseigenschaften, bestehend aus 1,5 bis 1,6 % Kohlenstoff, 3,5 "bis 4,5 % Chrom, 2,5 "bis 3,5 % Vanadium, 9 bis 11 % Wolfram, 4,5 bis 5,5 % Molybdän, 8,0 bis 12,5 % Kobalt, bis 1,0 % Mangan, bis 1,0 % Silizium, 0,02 bis 0,08 % Stickstoff, Rest Eisen.

Als Werkzeug für mit hoher Bearbeitungsgeschwindigkeit arbeitende Schneid-oder Trennvorrichtungen hat sich als besonders vorteilhaft ein vollständig verdichtetes aus vorlegiertem Werkzeugstahlpulver pulvermetallurgisch erzeugtes Werkstück erwiesen, welches aus 1,5 bis 1,6 % Kohlenstoff, 3*5 bis 4,5 % Chrom, 2,5 bis 3,5 % Vanadium, 9 "bis 11 % Wolfram, 4,5 bis 5,5 % Molybdän, 8,0 bis 12,5 % Kobalt, bis 1 % Mangan, bis Ί % Silizium, 0,02 bis 0,08 % Stickstoff, Rest-Eisen besteht.

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Dabei sind besonders günstige Lebensdauern dieses Werkstückes dann erzielt worden, wenn in dem "Werkstück eine im wesentlichen gleichförmige Karbid-Verteilung vorliegt, wobei die Karbidteilchengröße vorherrschend weniger als Jya beträgt.

Zinn Herstellen von Merkstücken aus Werkzeugstahl mit gut abgestimmten Härte- und Zähigkeitseigenschaften hat es sich als besonders vorteilhaft erwiesen, daß eine vorlegierte Pulvercharge, bestehend aus 1,5 bis 1,6 ⁰A Kohlenstoff, 3,5 bis 4,5 Chrom, 2,5 bis 5,5 % Vanadium, 9 "bis H- % Wolfram» 4,5 bis 5,5 % Molybdän, 8,0 bis 12,5 % Kobalt, bis 1 % Mangan, bis 1 % Silizium, 0,02 bis 0,08 % Stickstoff, Best Eisen-verdichtet wird, wobei das. Verdichten im Anschluß an eine Erhitzung der Pulvercharge bei erhöhter Temperatur der Pulvercharge derart erfolgt, daß der erzeugt Preßling eine Dichte von mehr als 95 ^ $er theoretischen Dichte besitzt.

Bei der Durchführung des obengenannten Verfahrens sind besonders gute Ergebnisse dadurch erzielt worden, daß die Pulver— charge vor dem Verdichten in einen gasdichten Behälter eingebracht wird, der Behälter und die Pulvercharge auf eine oberhalb von 1093 °& liegende Temperatur erhitzt werden, daß der Behälter zum Abführen von während der Erhitzung gebildeten gasförmigen Reaktionsprodukten ausgepumpt und die Verdichtung vollendet wird, bevor sich die Pulvercharge auf eine unterhalb von 1038 ⁰C liegende Te^mperatur abgekühlt hat.

Die Erfindung wird anhand der Zeichnung erläutert. Es zeigen

Fig. 1' eine graphische Darstellung, in welcher der Gehalt an MO-(Vanadium)-Karbiden in dem Härtungsgefüge herkömmlicher Schnellarbeitsstähle der AISI-3Jypenreihen M1, M4- und T15 aufgetragen ist, . ■ ·

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3?ig. 2 eine äiinliciie graphische Darstellung, die den Einfluß des Gehaltes an MC-(Vanadium)-Karbiden auf die Zähigkeit der in. Fig.- 1 aufgeführten herkömmlichen Stähle zeigt:, nachdem den drei Stählen mit Hilfe- einer Wärmebehandlung eine Rockwell-Härte von 65 erteilt werden ist:,,

Eig. 3 eine graphische Darstellung:, die den Einfluß des Gehaltes an MC-(Vanadium)- Karbiden der drei herkömmliciien Stähle aiusf die Alriebf'estigkeit zeigt, nachdem diesen Strahlen· mit Hilfe einer Wärmsbehandlunig eine Rockwell-Härte "von 6·% erteilt worden ist,

Pig» 4- eine photographische Schliff-Auf nähme ■ · eines erfindungsgemäßen Stahlpreßlings, die die Karbid-Größe und -Verteilung bei 1OOQ-fächer Vergrößerung zeigt und

Fig. 5 eine photographische Schliff-Aufnahme, die die ursprüngliche Austenit-Korn-Größe des Preßlings nach Fig. 4 bei 1000-facher Vergrößerung zeigt.

Erfindungsgemäß wird der Stahl in Pulverform mit einer Teilchengröße von etwa -16 mesh (US^Standard) verwendet. Das Pulver wird in einen gasdichten Metallbehälter eingebracht. Der Behälter wird auf eine oberhalb von 1093 ⁰C liegende Temperatur erhitzt und zu Beginn der Erhitzung wird der Druck im Behälterinneren auf einen niedrigen Druck abgesenkt, wodurch die gasförmigen Reaktionsprodukte insbesondere solche Reaktionsprodukte, die

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aus der Reaktion von Kohlenstoff mit Sauerstoff stammen, aus dem Inneren, des Behälters entfernt werden. Dieser Vorgang wird im folgenden als "Entgasung" 'bezeichnet. Anschließend und nach der Entfernung der gasförmigen Reaktionsprodukte wird der Behälter auf oder über -die angestrebte Verdichtungstemperatur erhitzt., die oberhalb von etwa 1166 ⁰C liegt. Dabei wird der Behälter gegen die Atmosphäre abgedichtet in eine Yerdiehtungseinriehtung überführt.. Das Verdichten kann mit Hilfe einer mechanischen Einrichtung ausgeführt werden, wobei der abgedichtete Behälter in eine Preßmai;rize eingesetzt und ein Stößel in denselben eingeführt wird, um den Behälter und die Pulvercharge zu verdichten. Wahlweise kann der Behälter auch ■ in ein Druckgefäß überführt werden,, welches gewöhnlich als Autoklav bezeichnet -wird. In diesem DrucMbehälter kann ein Druckmittel, wie gasförmiger Stickstoff zum Verdichten verwendet werden. In federn !"all wird jedoch das Yerdichten bis auf eine Dichte ausgeführt, die mehr als 95 °/° &er theoretisch erreichbaren Dichte beträgt. Dabei ist zu beachten, daß ;das Verdichten beendet ist,.bevor sich die Pulvereharge auf eine unterhalb von 1038 ⁰C liegende Temperatur abgekühlt hat. Gegebenenfalls kann das Verdichten auf die genannte hohe Dichte mit Hilfe einer Vielzahl einzelner Verdichtungsschritte ausgeführt werden, wobei die Pulvereharge bereits auf eine niedrige Dichte von beispielsweise 60 % vor der Entgasung vorverdichtet worden sein kann. Nach dem Verdichten können die herkömmlichen Bearbeitungs- oder Formgebungsmaßnahmen ergriffen werden, die bei der Herstellung von Schneidwerkzeugen üblich sind.. "

Wie sich aus dem Studium der Fig. 1, 2 und 3 ergibt, wurde bis jetzt angenommen, daß bei Legierungen· der in Rede stehenden Art durch Steigerung des Vanadium-Gehalts und entsprechen-

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de Erhöhung des Kohlenstoffgehalts zur Erhöhung des Gehaltes an MG-(Vanadium) -Karbiden in der Legierung deren Abriebfestigkeit gesteigert wird, während sich ihre Zähigkeit als !funktion der Kerbzähigkeit bzw. des Kerbschlagmeßwertes verringert. Erfindungsgemäß wurde jedoch gefunden, daß sich durch Festlegung des Kohlenstoffgehaltes innerhalb eines Bereiches von 1,5 bis 1,6 % in Verbindung mit einem Vanadium-Gehalt von 2,5 Ibis 3>5 % hohe Abriebfestigkeiten erreichen lassen, ohne daß dafür verringerte Zähigkeiten in Kauf genommen werden müssen, wie im folgenden noch eingehend erläutert wird. ■

Bei der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung von Werkstücken werden'die Werkstücke bei einer Temperatur in der Größenordnung von 1188 ⁰C austenitisiert und anschließend während des Abkühlens gehärtet. Die Austenitisierungsstufe enthält die Erhitzung auf eine Temperatur, die hinreichend hoch ist, um in beträchtlichem Ausmaße die im Feingefüge des Stahl vorliegenden Karbidphasen zu lösen. ITach dem Abkühlen bzw. Abschrecken von der Austenitisierungstemperatur wird das Werkstück einer erneuten Erhitzung auf eine tiefere Temperatur unterzogen, bei welcher die Karbidbildner, wie Vanadium, Wolfram und Molybdän in Form feiner Karbide ausgeschieden werden. Dadurch wird die Sekundär-Härtung hervorgerufen, die erforderlich ist, um die Werkstücke in schnell laufenden Schneid- oder Trenneinrichtungen verwenden zu können. Während der Austenitisierung wird ein großer Teil des Kohlenstoffs in der Austenitphase gelöst, die sich nach dem Abkühlen in harten, kohlenstoffhaltigen Martensit umwandelt. Die Karbidbildner bleiben im Martensit in Lösung. Anschließend verbinden sich jedoch die Karbidbildnet während des Temperas mit dem Kohlenstoff in dem Stahl und bilden Karbide. Es ist diese Karbidausscheidung, welche die angestrebte Sekundär-Härtung dervorruft.

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Wie "bereits erwähnt, -fahrt die mengenmäßig "begrenzte Kombi-, nation von Kohlenstoff und Vanadium in der Legierung zu Werkstücken mit der angestrebten günstigen Verbindung von Abriebfestigkeit und Zähigkeit*·Zusätzlich führt der in der Ledierung vorliegende Kohlenstoff zur Gewährleistung einer Hochtemperatur-Härte, die erforderlich ist, weil die Schneidwerkzeuge im Betrieb hohen Temperaturen unterworfen werden. Stickstoff ist notwendig, um die angestrebte feine Kohlen st off verteilung zu gewährleisten. Sowohl Molybdän als auch Wofram sind innerhalb der beanspruchten Gehaltsgrenzen erforderlich, um eine genügend hohe Warmfestigkeit zu gewährleisten, die bei schnell laufenden Werkzeugmaschinen vonnoten ist-

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Tafel 1

Zusammensetzung (Gew,-%)

	Probebe be zeichnung	C	Mn	S .	P	Si	Cr	8	V	V	Mo	2	Oo	8	N
409	A	1,42	0,26	0,031	0,013	0,34	3,	8 7	3,0	9,5	5,	2 2	11,	8 3	0,05
818/0	B C	1,56 1,65	0,26 0,33	0,031 0,010	0,013 0,010	0,34 0,30	3, 3,	7	3,0 3,1	9,5 10,0	5, 5,	2	H, 12,	1	Ot 05 0,03
(O	D	-1,15	0,33	0,013	0,010	0,36	3,	1,25	10,2	5,	12,	0,03

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Zur Erläuterung der Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen wurden Proben der mit A, B, C und D bezeichneten Stähle entnommen, deren Zusammensetzungen in Tafel 1 aufgeführt sind. Der Stahl B liegt zusammensetzungsmäßig innerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen, während die Stähle A und D Kohlenstoff gehalte besitzen., die unterhalb der erfindungsgemäß, einzuhaltenden Kohlenstoff grenz en liegen. Demgegenüber besitzt der Stahl C einen Kohlenstoffgehalt, der oberhalb der erfindungsgemäß einzuhaltenden Kohlenstoff grenzen liegt. Aus den Stahlen A, B, G und D aus Tafel Λ wurden mit Hilfe des herkömmlichen Gas-Zerstäubens Pulverchargen hergestellt, die entsprechend einer Teilchengröße von -16 mesh (US-Standard) ausgesiebt wurden. Jede der aus den Stählen A, B-, C und D gewonnenen Pulverchargen wurde in der foglenden Weise behandelt. Eine Teilchencharge aus Stahl A und Stahl B würde in einen Flußstahlzylinder von etwa 15» 24 ims Länge und einem Durchmesser von 13₅97 cm eingebracht. Die Pulvercharge aus Stahl C und Stahl D wurde in einen Zylinder gefüllt, der eine Länge von etwa 121,9 cm und einen Durchmesser von etwa 27,94 cm besaß. Die mit Pulver gefüllten Behälter wurden 5 Stunden lang auf eine Temperatur von 1149°C erhitzt und zu Beginn des Erhitzungsvorganges wurde das Innere des Behälters mit einer Vakuumpumpe verbunden, welche dazu diente, die gasförmigen Reaktionsprodukte aus dem Behälter zu entfernen. Der Behälter und die Charge wurden verdichtet, um eine Dichte von etwa 99% der theoretischen Dichte zu erzielen, wozu ein isostatischer Verdichtungsdruck von 10,55 kg/mm in einem Gäs-Druckgef aß unter' Verwendung von Stickstoff als Druckmittel angewandt-wurde.

Nach dem Verdichten wurden die verdichteten Werkstücke zu quadratischen Barren von 25,4 mm Kantenlänge ausgeschmiedet. Die Barren wurden sodann 2 Minuten lang bei 1182⁰C auste.nitisiert und dann in öl abgeschreckt. Die mikroskopische Unter-

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suchung dieser Barren zeigte eine gleichförmige Verteilung von Karbiden in einer eisenreichen Legierungsmatrix und zeigte ferner, daß die Teilchen der Karbidphase vorwiegend in einer Größe von weniger als 3 |i vorlagen.

	Tafel 2	mittlere Le bensdauer bei kontinui erlichem Einsatz (min)	mittlere Lebens dauer bei inter mittierendem Ein satz (Anzahl Lastspiele)
Probenwerkstoff	Rock well- härte (Rc)	39	3110
Stahl A (1,4-2%C)	68,5	4-0	5080
Stahl B (1,56%C)	69,5	65	2260
Stahl C (1,65%C)	70,0	30	2810
Stahl D (1,15%)	68,5
AlSI-Stahl T15

67,0

1700

Zur Überprüfung der Werkzeugeigenschaften wurden quadratische Werkzeugspitzen mit einer Kantenlänge von 12,7 mm aus den geschmiedeten Barren der Stähle A, B, C und D hergestellt. Die Geometrie der hergestellten Werkzeuge betrug 3°, 6°, 10°,

10 , 10 , 0,762 mm Spitzenradius. Diese Werkzeugspitzen

wurden einer 2 minütigen Austenitisierungs-Wärmebehandlung bei 1182°C unterzogen, in einem Salzbad von 593°C abgestreckt, 5 Minuten gehalten, an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt und 2+2+2 Stunden lang bei 551,5°C getempert. Die an den Proben ermittelten Härten sind in Tafel 2 zusammengestellt. Das Feingefüge des Stahls B ist in den Fig. 4 und 5 veranschaulicht.

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Ζμπι Vergleich wurden quadratische Werkzeugspitzen mit einer Kantenlänge von 12,7 mm. und der gleichen Geometrie wie bei denjenigen Werkzeugspitzen, die aus den Stählen A, B„ C und D gewonnen worden "waren, aus einem herkömmlichen Stahl der AISI-Typenreihe 215 hergestellt. Bei diesem AlSI-Stahl T15 handelt es sich um einen hochbeanspruchbaren Hochgeschwindigkeitsstahl. Die aus diesem Stahl gewonnen Proben wurden nach der im Stand der Technik bevorzugten Arbeitsweise geglüht, bis sie eine Rockwellhärte von 67 besaßen» Als erstes wurden alle Proben einem kontinuierlichen Beanspruchungstest unterzogen, wobei sie zur Bearbeitung eines AISI-H13-Werkstückes verwendet wurden, welches auf eine Brinell-Härte von 300 geglüht worden war. Die Bearbeitungsgeschwindigkeit betrug 5>O6 m (55 sfpm), der Vorschub betrug 0,254- mm Je Umdrehung, die Schneidtiefe betrug 1,58 m, wobei keinerlei Kühlung verwendet wurde«. Der Endpunkt des Versuches war bei 0,381 mm Elankenabrieb erreicht. Die in Tafel 2 zusammengestellten Ergebnisse zeigen wie erwartet, daß die Werkzeuglebensdauer durch erhöhte Vanadium-Karbidgehalte und erhöhte Härte gesteigert wurde. Die Stahle A, B und C zeigten sich als Gruppe deutlich dem Stahl D sowie dem AlSI-Stahl T15 überlegen, wobei dieses Ergebnis insbesondere im Hinblick auf den AlSI-Stahl T15 beachtenswert ist, da es sich bei dem zuletztgenannten Stahl um einen Hochleistungs-Schnellarbeitsstahl handelt. Innerhalb der aus den Stählen A, B und C gebildeten Gruppe wuchs die Lebensdauer vom Stahl A über den Stahl B zum Stahl C an, d.h., der Anstieg der Lebensdauer war eine Punktion der gesteigerten Kohlenstoff- oder Vanadium-Karbidgehalte.

Im Anschluß an den kontinuierlichen Bearbeitungstest auf einer Drehbank wurde ein intermittierender Bearbeitungstest auf der Drehbank ausgeführt. Dafür wurde ein mit vier

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Schlitzen versehenes AJSI-H^-Werkstück verwendet, welches eine Brinell-Härte von 300 "besaß. Die Geschwindigkeit be— trug 4,5i (50 sfpm), der Vorschub betrug 0,254- Ma je Umdrehung, die Schnittiefe 1,58? mm, ohne daß ein Kühlmittel verwendet wurde« Der Endpunkt des bestes war bei 0,381 mm Flankenabrieb errreicht. Zuletzt wurden an jedem Werkzeugstahlmaterial 3 Teste ausgeführt. Die in. Tafel 2 zusammengestellten Ergebnisse zeigten eine Überraschung derart, daß die Lebensdauer des Stahls B (mit 1_t56^ Kohlenstoff) beim intermittierenden Bearbeitungstest deutlich besser war, als jene die mit den Stählen A (niedriger Kohlenstoffgehalt) lind C (hoher Kohlenstoffgehalt) sowohl als an dem Stahl D (niedriger Kohlenstoff- und niedriger Vanadiumgehalt) sowie an dem AISI-Stahl C 115 erzielt worden waren, bei dem es sich wie bereits erwähnt, um einen Hochleistungs-Schnellarbeitsstahl handelt. Dabei wurde ermittelt, daß der kritische Kohlenstoffgehalt des Stahles nach der Erfindung in dem Bereich von 1,50 bis 1,60% liegt. Dieses ist umsomehr überraschend, wenn man die höhere Härte des Stahls B (Rockwellhärte : 69,5) i*& Vergleich mit dem Stahl A (Eockweilhärte : 68,5) und dem Stahl D (Rockwellhärte : 68,5) in Betrachtung zieht. Wie bereits erwähnt, würde man bei dieser gesteigerten Härte erwarten, daß die Zähigkeit der Proben aus dem Stahl B, wie bei dem intermittierenden Bearbeitungsversuch gezeigt, abnehmen würde.

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Claims

1. Werkzeugstahl mit gutabgestimmten Härte-- und Zähigkeitseigenschaften beistehend aus 1,5 bis 1,6% Kohlenstoff, 3,5 bis 4,5% Shrom, 2,5 bis 3,5% Vanadium, 9 bis 11% Wolfram, 4,5 bis 5,3% Molybdän, 8,0 bis 12,5% Kobalt, bis 1, 0%
Mangan, bis 1,0% Silizium, 0,02 bis 0,08% Stickstoff, Rest Eisen.

2. Vollständig -verdichtetes aas vorlegiertem fexkz-eugstahl- ^uiwex pulTrermetallurgiseh erzeugtes We3?kstüek, b^estehend aus i_a5 bis 1,6% Kohlenstoff, 3,5 bis 4,5% Chrom, 2,5 bis 3,5% ITanadium, 9 bis 11% Wolfram, 4,5 bis 5»5^ Molybdän,
8,0 bis 12,5% Cobalt, bis 1,0% Mangan, bis -1,0% Silizium, 0,02 bis 0,08% Stickstoff, Best Eisen.

3- Werkstück nach Anspruch 2, ge.ke.nnzeichnet durch eine im wesentlichen gleichförmige Karbid-Verteilung, wobei die Karbid-Teilchengröße vorherrschend weniger als
3 ρ beträgt.

.4. Verfahren zum Herstellen von Werkstücken aus Werkzeugstahl mit gutabgestimmten Härte- und Zähigkeitseigenschaften, dadurch gekennzeichnet*, daß eine vorlegierte Pulvercharge, bestehend aus 1,5 bis 1,6% Kohlenstoff, 3,5 bis 4,5% Chrom, 2,5 bis 3,5% Vanadium, 9 bis 11% Wolfram, 4,5 bis 5,5% Molybdän, 8,0 bis 12,5% Kobalt, bis 1,0% Mangan, bis 1,0% Silizium, 0,02 bis 0,08 Stickstoff, Rest Eisen verdichtet wird, wobei das Verdichten im Anschluß an eine Erhitzung der Pulvercharge bei erhöhter Temperatur der Pulvercharge derart erfolgt, daß der erzeugte Pressling eine Dichte von mehr als 95% der theoretischen Dichte besitzt.

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5. Verfahren nach Anspruch 4-, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulvercharge vor dem Verdichten in einen gasdichten Behälter eingebracht wird, der Behälter und die Pulvercharge auf eine oberhalb von 1O93°C liegende Temperatur erhitzt werden, daß der Behälter zum Abführen von während der Erhitzung gebildeten gasformigen Reaktionsprodukten ausgepumpt und die Verdichtung vollendet wird, bevor sich die Palvercharge auf eine unterhalb von 1038⁰C liegende Temperatur abgekühlt hat.

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