EP0149210B1 - Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen - Google Patents

Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen Download PDF

Info

Publication number
EP0149210B1
EP0149210B1 EP84116080A EP84116080A EP0149210B1 EP 0149210 B1 EP0149210 B1 EP 0149210B1 EP 84116080 A EP84116080 A EP 84116080A EP 84116080 A EP84116080 A EP 84116080A EP 0149210 B1 EP0149210 B1 EP 0149210B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
iron
carbon
powder
process step
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
EP84116080A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0149210A3 (en
EP0149210A2 (de
Inventor
Barry Leslie Prof. Dr. Mordike
Hans Wilhelm Dr.-Ing. Bergmann
Georg Prof. Dr. Frommeyer
Karl-Ulrich Dr. Kainer
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK GmbH and CO KG
Original Assignee
ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK GmbH and CO KG
Robert Zapp Werkstofftechnik & Co KG GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK GmbH and CO KG, Robert Zapp Werkstofftechnik & Co KG GmbH filed Critical ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK GmbH and CO KG
Publication of EP0149210A2 publication Critical patent/EP0149210A2/de
Publication of EP0149210A3 publication Critical patent/EP0149210A3/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0149210B1 publication Critical patent/EP0149210B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/10—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying using centrifugal force
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements

Definitions

  • the invention relates to a method for producing high-strength, ductile bodies from carbon-rich iron-based alloys, in which a molten iron-based alloy is quenched, atomized and thermomechanically compressed.
  • end products are desired that have a high strength on the one hand, on the other hand, they are also characterized by favorable ductility parameters.
  • the heat treatment of the steel or iron or the workpieces made from it i.e. the thermal treatment of the metal in the solid state.
  • a grain refinement is achieved by annealing at approx. 800 - 950 ° C and then quenching, which requires a significant increase in strength, but at the same time also increases the brittleness of the workpiece. Subsequent quenching and tempering (for example by so-called tempering) will then cause the workpiece to lose some strength again, but favorable ductility and homogeneity properties can be achieved.
  • thermomechanical treatment processes particularly for micro-alloyed structural steels, have recently come to the fore.
  • These metals dissolve and, on the other hand, they can be eliminated again specifically, allows the effects of very fine carbonitride particles on the structure and the mechanical properties of the rolled products to be exploited.
  • the carbonitrides When the carbonitrides are precipitated in austenite in a relatively fine form during the subsequent austenite transformation, they act as germs and act as a brake against the migration of the phase and grain boundaries.
  • thermomechanical technologies as described, for example, by Kaspar et. al. in “Stahl und Eisen” 101 (1981), 721 "Metallurgical processes during preheating and pre-rolling of microalloyed structural steels" all refer to weldable, i.e. low-carbon steels or iron alloys.
  • unalloyed and alloyed cast iron ie iron with a carbon content of more than 1.7% by weight
  • the plastic deformability of carbon-rich cast iron alloys is only 1 - 2%. The reason for this is in particular the relatively high volume fraction of carbides (V carbide ⁇ 33%) or the amount, shape and distribution of the carbon separated out as graphite.
  • a two-stage powder metallurgical process is also known from British Patent Application 2 116 207, in which a melt is atomized at a high cooling rate and the powder is then thermomechanically treated, that is to say hot consolidated.
  • a melt or powder comes with it for use, which contains 0.1 to 1.5% boron. Boron improves supercooling and promotes the formation of a homogeneous and metastable crystallized structure when the melt is atomized with a high cooling rate.
  • the melt or alloy contains in principle neither manganese, nor silicon and nickel, which can at best be considered impurities.
  • the invention has for its object to apply the aforementioned method to another alloy powder and to show a way of producing workpieces from carbon-rich iron-based alloys which have both a particularly high strength and particularly advantageous ductile properties.
  • This object is achieved by a method of the type mentioned in the introduction, in which, according to the invention, an alloy with over 1.7% carbon, over 3.0% nickel and / or manganese, up to 15% chromium and / or cobalt and individually or side by side to 1 % Boron, tellurium, bismuth, selenium, antimony, titanium, niobium, magnesium and phosphorus as well as optionally 2 to 4% silicon, the rest iron is atomized to an average particle diameter of less than 30 ⁇ m and then thermomechanically compressed.
  • thermomechanical compression either temperatures below 720 ° C., preferably 650 ° C., are to be regarded as particularly advantageous in the sense of the invention, or the thermomechanical treatment can also be carried out at normal annealing temperatures of 850 to 1000 ° C.
  • the first stage of the process the quenching and atomization of the molten metal in such a way that powder particles with a diameter of less than 30 ⁇ m are formed, has the effect that the structure structures obtained by normal solidification conditions, such as coarse dendrites and / or acicular carbides, are changed in favor of a fine crystalline structure.
  • This process section is preferably carried out according to the so-called "rapid solidification technology", a temperature gradient of, for example, 104 - 104 K / s being selected. With such a quenching rate, extremely high germination rates can be achieved, however, to keep the germ growth very low due to the short crystallization time until the solid phase is reached.
  • the quenching rate should be chosen depending on the alloy and the particular process so that particles with an average diameter that is smaller than 30 microns are available for the second process stage and the phases of the structure that forms in the particles unite Have a diameter that is less than 0.1 microns.
  • the quenching according to an exemplary embodiment of the invention is particularly advantageous if additives such as tellurium, bismuth, selenium or antimony, in amounts of up to 1% by weight, achieve a higher supercooling of the melt.
  • the rapid cooling from the homogeneous melting phase has the further consequence that the crystals formed do not precipitate out in the total weight composition, since the short diffusion times available are not sufficient to bring about complete segregation.
  • a preferred method for carrying out the first method step according to the teaching of the invention is the so-called “melt spinning” method known for low-carbon steels.
  • the melt which is saturated with carbon due to its high solubility at high temperatures, is atomized and at the same time extremely quenched, which causes the small particles formed to freeze due to the short diffusion times.
  • the carbon dissolved in the melt cannot separate out in the form of graphite, but on the other hand, precipitation in carbide form is only fine-grained possible or even completely excluded if suitable additional alloying elements are added.
  • a preferred embodiment of the invention provides that after the completion of the first process stage and before the start of the thermomechanical treatment, the powders are pre-compacted in an intermediate stage to form a blank and / or are encased in a metal container. It can also be provided that the powders are sifted to a grain size of less than 30 microns after atomization. Furthermore, it can be provided that the powders are subjected to a reducing annealing before they are compacted, optionally with deoxidizing additives being added.
  • the invention teaches in a first embodiment to work in a temperature range below the A 1 temperature.
  • the metastable ⁇ phase and the martensite phase in finely disperse cementite with a grain size can be obtained by hot isostatic pressing, forging or extrusion at temperatures between 600 ° C and 720 ° C, preferably in the range around 650 ° C below 0.5 ⁇ m and fine-grained ferrite with a particle size below 2 ⁇ m can be converted.
  • the dendritic microstructure is simultaneously molded into a finely crystalline, equiaxial structure made of spherodized, dispersed carbides in the ferrite.
  • the volume fraction of the Carbide particles for example, is over 50% and thus forms the matrix of these high-carbon iron-based alloys.
  • this iron-based alloy is adjusted by adding up to 1% by weight of boron to the iron-based alloy in such a way that the powders produced therefrom by the first process step according to the invention also at temperatures between 850 ° C. - 1000 ° C, ie at "normal" processing temperatures, can be treated thermomechanically, since the addition of boron reduces the carbon solubility of the austenite. Materials of ferrite and carbide are then produced in such a process.
  • the alloy can also be adjusted by adding nickel and / or manganese, in an order of magnitude greater than 3% by weight, so that iron-based materials with a purely austenitic structure are formed. Also leave these iron base materials treat themselves thermomechanically at normal processing temperatures.
  • iron-based alloy is that silicon is added in an order of magnitude of 2-4% by weight to the melt, so that a material with a bainitic matrix and carbides is produced, which is also found in the previous examples mentioned temperatures can be treated.
  • superplasticity can be achieved in the temperature range between 600 ° C and 720 ° C with deformation values of up to 1,300% with high strength at the same time.
  • the structure, structure, hardness and ductility were tested in the strips obtained.
  • the samples were produced according to the so-called "melt spinning” process.
  • the fracture appearance of tempered samples is different from that of the as-quenched sample.
  • the samples with a content of 6% by weight of chromium and 3% by weight of carbon have different properties after an annealing treatment in that the fracture no longer runs along the former dendrite grain boundaries.
  • the samples were produced by the powder atomization method, which allows large quantities of rapidly quenched material to be produced, so that further processing by means of powder metallurgical techniques is possible.
  • Creep properties in the temperature range between 500 and 720 ° C were investigated on rapidly quenched strips of Fe-Cr-C alloys. This leads to changes during heating in the form of changes in length, which are due to the residual austenite transformation, precipitations, etc. (1st-3rd tempering stage). Such falsifying effects can be eliminated by heating once at 10 K / min.
  • the change in length depending on the temperature in the temperature range of 500 - 600 ° C indicates a normal dislocation creep. In the temperature range of 600 to 650 ° C, however, the creep speed drops. This is due on the coagulation of cementite. Above 650 ° C, up to around 720 ° C, effects are obtained which indicate superplasticity.
  • the compacting and compacting of the extremely rapidly quenched Fe-C-Cr powder by a combination of powder metallurgical and thermomechanical process techniques, namely hot isostatic pressing and rolling just below the A 1 transformation temperature, causes profound structural changes in the structure. These consist in the transformation of the metastable ⁇ phase and the martensite into finely disperse cementite with a grain size of less than 0.5 ⁇ m and fine-grained ferrite with a grain size of less than 2 ⁇ m.
  • the dendritic microstructure is molded into a finely crystalline, equiaxial structure made of spherodized, dispersed carbides in the ferrite.
  • FIG. 2 shows a scanning electron microscope micrograph of the equiaxial microstructure of the compacted and thermomechanically treated high-carbide iron alloys.
  • the volume fraction of the carbide particles is approximately 56 vol .-% and thus represents the matrix phase of this high-carbon iron-based alloy.
  • the yield stresses and compressive strengths of the two alloys produced according to the invention are different from one another.
  • the higher strength values of the chromium-rich alloy are due to the structurally more stable, fine-crystalline structure after the thermomechanical treatment.
  • the predominant content of chromium is dissolved in the cementite, stabilizes the carbides and prevents undesired carbide growth.
  • a strength-increasing contribution due to the solid solution hardening of the ferrite by the chromium dissolved in the ⁇ -iron can be assumed.
  • the optimal superplastic deformation temperature is about 650 ° C.
  • the diffusion-controlled accommodation mechanisms of grain boundary sliding are sufficiently thermally activated, and at this temperature the microstructure is stable against a stress or strain-induced grain growth of the cementite and ferrite phase. This applies in particular to the chromium-containing alloy.
  • Superplastic materials are generally characterized by high amounts of uniform expansion. In the fracture zone, however, local constrictions can often be found, which are caused by the plastomechanical instabilities due to local hardening processes.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus kohlenstoffreichen Eisenbasis-Legierungen, bei dem eine schmelzflüssige Eisenbasis-Legierung abgeschreckt, zerstäubt und thermomechanisch verdichtet wird.
  • Bei der Herstellung von Werkstücken auf der Basis von Eisenlegierungen stehen stets zwei grundlegende Anforderungen im Vordergrund. Der Werkstoff muß in die gewünschte Form gebracht werden und das fertige Werkstück soll bestimmte Eigenschaften aufweisen. Dabei steht insbesondere die Festigkeit im Vordergrund, deren wichtige Kennwerte die Streckgrenze, Zähigkeit und Sprödigkeit nicht nur von der jeweiligen Legierung, sondern auch vom jeweiligen Herstellungsverfahren abhängig sind.
  • In den meisten Anwendungsfällen werden Endprodukte gewünscht, die einerseits eine hohe Festigket aufweisen, andererseits aber auch durch günstige Duktilitätsparameter gekennzeichnet sind.
  • Zur Festigkeitssteigerung kohlenstoffarmer Eisenbasis-Legierungen stehen verschiedene Möglichkeiten zur Verfügung. Die meisten Verfahren sind dabei darauf angelegt, das Ferritgefüge zu beeinflussen bzw. eine Erhöhung der Versetzungsdichte im Ferrit zu erreichen.
  • Im Vorderung der einzelnen Verfahrensvarianten steht die Warmbehandlung des Stahls oder Eisens bzw. der daraus hergestellten Werkstücke, d.h. die thermische Behandlung des Metalls im festen Zustand. Durch Glühen bei ca. 800 - 950°C und anschließendes Abschrecken wird eine Kornfeinung erzielt, die eine deutliche Festigkeitserhöhung bedingt, gleichzeitig aber auch eine Erhöhung der Sprödigkeit des Werkstückes nach sich zieht. Durch anschließendes Vergüten (beispielsweise durch sogenanntes Anlassen) verliert das Werkstück dann zwar wieder etwas an Festigkeit, es können jedoch günstige Duktilitäts- und Homogenitätseigenschaften erzielt werden.
  • Darüber hinaus sind in letzter Zeit verstärkt thermomechanische Behandlungsverfahren, insbesondere für mikrolegierte Baustähle in den Vordergrund gerückt. Dabei wird ausgenutzt, daß einige zur Karbonitrid-Bildung neigende Metalle die Eigenschaft haben, im Stahl im unteren Temperaturgebiet des Austenits und im Ferrit-Gebiet Karbonitrid-Ausscheidungen zu bilden, die sich bei einer Wärmebehandlung im oberen Temperaturbereich des Austenits auflösen. Dadurch, daß sich diese Metalle auflösen und sie andererseits wieder gezielt ausgeschieden werden können, können die Auswirkungen sehr feiner Karbonitrid-Teilchen auf die Struktur und die mechanischen Eigenschaften der Walzerzeugnisse ausgenutzt werden. Wenn sich die Karbonitride im Austenit in relativ feiner Form ausgeschieden haben, wirken sie bei der nachfolgenden Austenitumwandlung als Keime und als Bremsen gegen die Wanderung der Phasen- und Korngrenzen.
  • Die bisher bekannten thermomechanischen Technologien, wie sie beispielsweise von Kaspar et. al. in "Stahl und Eisen" 101 (1981), 721 "metallkundliche Vorgänge beim Vorwärmen und Vorwalzen von mikrolegierten Baustählen" beschrieben sind, beziehen sich sämtlich auf schweißbare, d.h. kohlenstoffarme Stähle bzw. Eisenlegierungen.
  • Unlegiertes und legiertes Gußeisen, d.h. Eisen mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 1,7 Gew.-%, ist im Gegensatz zu kohlenstoffarmen Eisenlegierungen, z.B. Knetlegierungen, insbesondere durch eine hohe Sprödigkeit gekennzeichnet. Die plastische Verformbarkeit kohlenstoffreicher Gußeisenlegierungen beträgt lediglich 1 - 2%. Ursächlich ist hierfür insbesondere der relativ hohe Volumenanteil an Karbiden (VKarbid ≳ 33%) bzw. Menge, Form und Verteilung des als Graphit ausgeschiedenen Kohlenstoffs.
  • Die für kohlenstoffarme Eisenbasis-Legierungen bekannten Verfahren zur Verbesserung der Festigkeits- bzw. Duktilitätseigenschaften der herzustellenden Werkstücke sind auf kohlenstoffreiche Eisenbasis-Legierungen bisher nicht angewandt worden. Die Ursache hierfür liegt wohl insbesondere darin, daß die unterschiedlichen Gefügeparameter und Phasenzusammensetzungen bei hochkohlenstoffartigen Eisenbasis-Legierungen völlig andere metallchemische Vorgänge bedingen als bei kohlenstoffarmen Eisenbasislegierungen.
  • Bei Gußeisenlegierungen ist man deshalb einen anderen Weg gegangen und hat versucht, die störende Graphitbildung derart zu beeinflußen, daß die Kristallisation des Graphites in bestimmter Weise gesteuert wird. Während der Graphit bei normaler Verfahrensführung in Form von Lamellen auskristallisiert, hat ein Werkstoff, bei dem der Hauptteil des Kohlenstoffes im Gußzustand in Form von Kugelgraphit ausgeschieden ist, den besonderen Vorzug, daß er eine höhere Zugestigkeit und eine bessere Duktilität besitzt. Die Bildung von Kugelgraphit ist jedoch nur in nahezu schwefelfreien Schmelzen möglich. Darüber hinaus erreichen auch so hergestellte Werkstücke nicht die Festigkeits- und Duktilitätswerte von Körpern aus kohlenstoffarmen Eisenlegierungen.
  • Aus der britischen Offenlegungsschrift 2 116 207 ist auch bereits ein zweistufiges pulvermetallurgisches Verfahren bekannt, bei dem eine Schmelze mit hoher Abkühlungsgeschwindigkeit zerstäubt und das Pulver alsdann thermomechanisch behandelt, d.h. heißkonsolidiert wird. Dabei kommt eine Schmelze bzw. ein Pulver mit
    Figure imgb0001
    zur Verwendung, das zwingend 0,1 bis 1,5% Bor enthält. Bor verbessert die Unterkühlung und fördert das Entstehen eines homogenen und metastabil kristallisierten Gefüges beim Zerstäuben der Schmelze mit hoher Abkühlungsgeschwindigkeit. Hingegen enthält die Schmelze bzw. Legierung prinzipiell weder Mangan noch Silizium und Nickel, die allenfalls als Verunreinigungen in Frage kommen.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, das vorerwähnte Verfahren bei einem anderen Legierungspulver anzuwenden und dabei einen Weg zur Herstellung von Werkstücken aus kohlenstoffreichen Eisenbasis-Legierungen aufzuzeigen, die sowohl eine besonders hohe Festigkeit als auch besonders vorteilhafte duktile Eigenschaften aufweisen.
  • Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Verfahren der eingangs erwähnten Art, bei dem erfindungsgemäß eine Legierung mit über 1,7% Kohlenstoff, über 3,0% Nickel und/oder Mangan, bis 15% Chrom und/oder Kobalt sowie einzeln oder nebeneinander bis 1% Bor, Tellur, Wismuth, Selen, Antimon, Titan, Niob, Magnesium und Phosphor sowie fakultativ 2 bis 4% Silizium, Rest Eisen auf einem mittleren Teilchendurchmesser unter 30 µm zerstäubt und anschließend thermomechanisch verdichtet wird.
  • Bevorzugte Lösungen sind im den abhängingen Ansprüchen 2 bis 17 im finden. Je nach Zusammensetzung der Legierung sind in der zweiten Verfahrensstufe (thermomechanisches Verdichten) entweder Temperaturen unterhalb 720°C, vorzugsweise 650°C, als besonders vorteilhaft im Sinne der Erfindung anzusehen, oder aber es kann die thermomechanische Behandlung auch bei den normalen Glühtemperaturen von 850 bis 1000°C erfolgen.
  • Die erste Verfahrensstufe, das Abschrecken und Zerstäuben der Metallschmelze derart, daß Pulverteilchen mit einem Durchmesser kleiner als 30 µm entstehen, bewirkt, daß die durch normale Erstarrungsbedingungen erhaltenen Gefügestrukturen, wie grobe Dendrite und/oder nadelförmige Karbide zugunsten eines feinkristallinen Gefüges verändert werden. Dieser Verfahrensabschnitt wird vorzugsweise nach der sogenannten "rapid solidification technology" durchgeführt, wobei ein Temperaturgefälle von beispielsweise 10⁴ - 10⁷ K/s gewählt wird. Bei einer solchen Abschreckgeschwindigkeit gelingt es, extrem hohe Keimraten zu erzielen, das Keimwachstum jedoch wegen der geringen Kristallisationszeit bis zum Erreichen der festen Phase sehr gering zu halten. Die Abschreckgeschwindigkeit soll dabei in Abhängigkeit von der jeweiligen Legierung und der speziellen Verfahrensführung so gewählt werden, daß für die zweite Verfahrensstufe Teilchen mit einem mittleren Durchmesser, der kleiner als 30 µm ist, zur Verfügung stehen und die Phasen des sich bildenden Gefüges in den Teilchen einen Durchmesser aufweisen, der kleiner als 0,1 µm ist.
  • Im Hinblick auf eine feine Endkorngröße verläuft die Abschreckung nach einem Ausführungseispiel der Erfindung besonders vorteilhaft, wenn durch Zusätze wie Tellur, Wismuth, Selen oder Antimon, und zwar in Gehalten von bis zu 1 Gew.-%, eine höhere Unterkühlung der Schmelze erreicht wird.
  • Die rasche Abkühlung aus der homogenen Schmelzphase hat weiter zur Folge, daß die entstehenden Kristalle nicht in der Gesamtgewichtszusammensetzung ausfallen, da die zur Verfügung stehenden kurzen Diffusionszeiten nicht ausreichen, eine vollständige Entmischung herbeizuführen.
  • Ein bevorzugtes Verfahren zur Durchführung der ersten Verfahrensstufe gemäß der Lehre der Erfindung ist das für kohlenstoffarme Stähle bekannte, sogenannte "melt-spinning"-Verfahren. Die an Kohlenstoff aufgrund der hohen Löslichkeit bei hohen Temperaturen gesättigte Schmelze wird dabei verdüst und gleichzeitig extrem abgeschreckt, wodurch es aufgrund der kurzen Diffusionszeiten zu einem Einfrieren der gebildeten Kleinstteilchen kommt. Auf diese Weise kann der in der Schmelze gelöste Kohlenstoff sich nicht in Form von Graphit ausscheiden, andererseits ist aber eine Ausscheidung in Karbidform nur feinkörnig möglich oder bei Zugabe geeigneter weiterer Legierungselemente sogar vollständig auszuschließen.
  • Die Herstellung eines pulverförmigen Materials gemäß der Verfahrensstufe 1 ermöglicht es dann in der zweiten Verfahrensstufe, pulvermetallurgische Techniken anzuwenden, um das Metallgefüge noch weiter zu kompaktieren und zu verdichten, wobei die verschiedenen Werkstücke unmittelbar oder als Halbzeuge hergestellt werden können
  • Eine bevorzugte Ausführungsform der Erfindung sieht vor, daß nach Abschluß der ersten Verfahrensstufe und vor Beginn der thermomechanischen Behandlung die Pulver in einer Zwischenstufe zu einem Rohling vorverdichtet und/oder in einen Metallbehälter eingemantelt werden. Dabei kann auch vorgesehen sein, daß nach der Verdüsung die Pulver auf eine Korngröße von kleiner 30 µm gesichtet werden. Weiterhin kann vorgesehen sein, daß die Pulver vor ihrer Verdichtung reduzierend geglüht werden, wobei gegebenenfalls desoxydierende Zusätze zugegeben werden.
  • Zur Erzielung optimaler Festigkeits- und Duktilitätswerte der Werkstücke aus hochkohlenstoffhaltigen Eisenlegierungen lehrt die Erfindung in einem ersten Ausführungsbeispiel, in einem Temperaturbereich unterhalb der A₁-Temperatur zu arbeiten. Auf diese Weise kann je nach dem herzustellenden Werkstück durch isostatisches Heißpressen, Schmieden oder Strangpressen bei Temperaturen zwischen 600°C und 720°C, vorzugsweise im Bereich um 650°C die metastabile γ-Phase und die Martensit-Phase in feindispersen Zementit mit einer Korngröße unter 0,5 µm und feinkörigen Ferrit mit einer Teilchengröße unter 2 µm umgewandelt werden. Zudem erfolgt gleichzeitig die Einformung der dendritischen Mikrostruktur in ein feinkristallines äquiaxiales Gefüge aus sphärodisierten, dispers verteilten Karbiden im Ferrit. Der Volumenanteil der Karbidteilchen beträgt beispielsweise über 50% und bildet somit die Matrix dieser hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasis-Legierungen.
  • Bei einer Durchführung der zweiten Verfahrensstufe im erfindungsgemäß vorgeschlagenen Temperaturintervall wird erreicht, daß der zuvor im Eisen gelöste Kohlenstoff sich als Eisenkarbid ausscheidet, wobei die Karbidausscheidungen einen Durchmesser von etwa 0,1 bis 0,01 µm aufweisen. Diese feinen, aber hochfesten Partikel sind dann aufgrund der erfindungsgemäßen Verfahrensführung in die Ferritmatrix eingebettet und bilden die Ursache für die ungewöhnlich hohe Festigkeit und Duktilität der so hergestellten Werkstücke. Im Gegensatz zu den üblichen Mechanismen der Festigkeitssteigerung im Eisen hat man es hier im wesentlichen mit einer Dispersionshärtung des Ferrits durch Zementitpartikel zu tun.
  • Gemäß einem zweiten Ausführungsbeispiel der Erfindung ist jedoch auch vorgesehen, durch Zugabe von bis zu 1 Gew.-% Bor zur Eisenbasis-Legierung diese Eisenbasis-Legierung so einzustellen, daß die daraus nach dem erfindungsgemäßen ersten Verfahrensschritt erzeugten Pulver auch bei Temperaturen zwischen 850°C - 1000°C, also bei "normalen" Verarbeitungstemperaturen, thermomechanisch behandelt werden können, da durch die Zugabe von Bor die Kohlenstofflöslichkeit des Austenits verringert wird. Bei einer derartigen Verfahrensführung entstehen dann Werkstoffe aus Ferrit und Karbid.
  • Anstelle der Bor-Zugabe kann die Legierung auch durch Zugabe von Nickel und/oder Mangan, und zwar in einer Größenordnung größer 3 Gew.-% so eingestellt werden, daß Eisenbasiswerkstoffe mit einem rein austenitischen Grundgefüge entstehen. Auch diese Eisenbasiswerkstoffe lassen sich bei den normalen Verarbeitungstemperaturen thermomechanisch behandeln.
  • Als ein weiteres Beispiel für eine derartige Einstellung der Eisenbasislegierung ist zu nennen, daß Silizium in einer Größenordnung on 2 - 4 Gew.-% zur Schmelze gegeben wird, so daß ein Werkstoff mit bainitischer Matrix und Karbiden erzeugt wird, welcher sich ebenfalls bei den zuvor genannten Temperaturen behandeln läßt.
  • Diese drei Beispiele für die Einstellung der Eisenbasis-Legierung im Hinblick auf höhe Verarbeitungstemperaturen der erfindungsgemäß hergestellten Pulver stehen jedes für sich, sie dürften nicht miteinander kombiniert werden.
  • Durch die erfindungsgemäße Lehre wird ein Verfahren vorgeschlagen, mit dem auch hochkohlenstoffhaltige Gußeisenlegierungen mit günstigen Duktilitätseigenschaften hergestellt werden können. Die in der Fachwelt bisher vorherrschende Meinung, daß kohlenstoffreiche Legierungen spröde sein müssen, kann insoweit nicht weiter aufrechterhalten werden. Vielmehr ist es mit der erfindungsgemäßen Lehre möglich, durch die feine Verteilung der Karbidphase hochfeste, sehr duktile Werkstoffe zu erhalten, die bei geringen Legierungsgehalten an Metallen Eigenschaften aufweisen, die den hochlegierten Eisenbasis-Legierungen entsprechen.
  • Erfindungsgemäß kann im Temperaturbereich zwischen 600°C und 720°C Superplastizität erreicht werden mit Verformungswerten bis 1.300% bei gleichzeitig hoher Festigkeit.
  • Die Erfindung ergibt sich einschließlich vorteilhafter Ausgestaltungen und Weiterbildungen aus den Merkmalen der Patentansprüche, welche dieser Beschreibung nachgestellt sind.
  • Anhand der Zeichnung und der nachfolgenden Ausführungsbeispiele wird die Erfindung näher erläutert. Es zeigen:
    • Fig. 1
    eine Gegenüberstellung einer unverformten und zweier superplastisch bis zum Bruch gedehnten Proben, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt worden sind,
    Fig. 2
    eine Raster-Elektronen-Mikroskop-Gefügeaufnahme einer nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Eisenlegierung.
  • Es wurden Eisenbasis-Legierungen des Typs Fe-C-X (X = Cr., Mn, Co, Ni) untersucht, wobei der Kohlenstoffgehalt zwischen 2 und 4 Gew.-% und der Anteil der metallischen Zusätze zwischen 0 und 15 Gew.-% variierte. In den erhaltenen Bändern wurden das Gefüge, die Struktur, die Härte und die Duktilität geprüft.
  • Mit Hilfe kalorimetrischer und dilatometrischer Verfahren wurde das Umwandlungsverhalten untersucht.
  • Darüber hinaus wurde mit einem thermomechanischen Prüfsystem das Kriechverhalten der Legierungen studiert.
  • Die Proben wurden nach dem sogenannten "melt-spinning"-Verfahren hergestellt.
  • Bei den schnellabgeschreckten Gefügen sind deutliche Unterschiede in Abhängigkeit vom Legierungsgehalt festzustellen. So bilden sich in Fe-,Cr-,C-Legierungen bei geringen Chromgehalten ausgehend von einer Schreckschicht Dendrite. Bei höheren Chromgehalten geht das Gefüge über in äquiaxiale Kristallite. Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt werden die ehemaligen Dendrite durch größere Karbidkörner ersetzt. Die Zugabe von Nickel, Silizium oder Mangan fördert die Ausbildung äquiaxialer Partikelchen, wobei auf den Korngrenzen Seigerungen von Karbid feststellbar sind.
  • Durch kurzzeitiges Glühen der Proben ist es möglich, feine Karbidausscheidungen in einer austenitischen oder ferritischen Matrix - je nach Zusammensetzung der Probe - zu erzielen. Die Korngröße liegt dann im Bereich von 0,1 µm und darunter.
  • Das Bruchaussehen bei angelassenen Proben ist unterschiedlich von dem der as-quenched Probe. Die Proben mit einem Gehalt von 6 Gew.-% Chrom und 3 Gew.-% Kohlenstoff weisen nach einer Glühbehandlung insofern andere Eigenschaften auf, als der Bruch nicht mehr entlang der ehemaligen Dendritenkorngrenzen verläuft.
  • Die Proben wurden nach dem Verfahren der Pulveratomisierung hergestellt, das es erlaubt, größere Mengen schnell abgeschreckten Materials zu erzeugen, so daß eine Weiterverarbeitung mittels pulvermetallurgischer Techniken möglich ist.
  • An schnell abgeschreckten Bändern von Fe-Cr-C-Legierungen wurden die Kriecheigenschaften im Temperaturbereich zwischen 500 und 720°C untersucht. Dabei kommt es zu Veränderungen während der Erwärmung in Form von Längenänderungen, die auf die Restaustenitumwandlung, Ausscheidungen usw. (1.-3. Anlaßstufe) zurückzuführen sind. Derartige meßverfälschende Effekte können durch einmaliges Aufheizen mit 10 K/min ausgeschaltet werden. Die Längenänderung in Abhängigkeit von der Temperatur im Temperaturbereich von 500 - 600°C deutet auf ein übliches Versetzungskriechen hin. Im Temperaturbereich von 600 bis 650°C sinkt jedoch die Kriechgeschwindigkeit. Dies ist zurückzuführen auf die Koagulation des Zementits. Oberhalb von 650°C, bis etwa in den Bereich von 720°C, erhält man Effekte, die auf Superplastizität hindeuten.
  • Die in geringen Volumenanteilen der rasch abgeschreckten Pulverpartikel auftretenden martensitischen Gefügebestandteile sind überwiegend auf verformungsinduzierte Ms-Umwandlungen während der Teilchenkollisionen beim Abschreckvorgang zurückzuführen. Es ist davon auszugehen, daß nicht alle Pulverpartikel mit einem mittleren Durchmesser unterhalb von 30 µm die aus der chemischen Analyse des Austenits berechneten Ms-Temperaturen der untersuchten Legierungen: Fe - 3,5 Gew.-% C, TMs = 85 K und für Fe 3,5 Gew.-% C + 1,5 Gew.-% Cr, TMs = 140 K, im kühlenden Heliumdampf erreichen. Offensichtlich ist jedoch, daß die chromreichen Pulverpartikel für die Ms-Transformation begünstigt sind.
  • Das Kompaktieren und Verdichten der extrem rasch abgeschreckten Fe-C-Cr-Pulver durch eine Kombination pulvermetallurgischer und thermomechanischer Prozeßtechniken, nämlich heißisostatisches Pressen und Walzen dicht unterhalb der A₁-Transformationstemperatur bewirkt tiefgreifende strukturelle Gefügeänderungen. Diese bestehen in der Umwandlung der metastabil vorliegenden γ-Phase und des Martensits in feindispersen Zementit mit einer Korngröße von unterhalb 0,5 um und feinkörnigen Ferrit mit einer Korngröße unterhalb von 2 µm. Zudem erfolgt die Einformung der dendritischen Mikrostruktur in ein feinkristallines, äquiaxiales Gefüge aus sphärodisierten, dispers verteilten Karbiden im Ferrit. In Fig. 2 ist eine Raster-Elektronen-Mikroskop-Gefügeaufnahme der äquiaxialen Mikrostruktur der kompaktierten und thermomechanisch behandelten hochkarbidhaltigen Eisenlegierungen dargestellt. Der Volumenanteil der Karbidteilchen beträgt etwa 56 Vol.-% und repräsentiert damit die Matrixphase dieser hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasis-Legierung.
  • Texturuntersuchungen vom walzverformten Zustand lassen keine bevorzugte kristallografische Orientierungsverteilung dieser zweiphasigen Legierungen erkennen. Dies wird mit der texturinhibierenden Wirkung der Karbidteilchen in großen Volumenbruchteilen erklärt.
  • Wie Fig. 1 zu entnehmen ist, sind die Fließspannungen und Druckfestigkeiten der beiden erfindungsgemäß hergestellten Legierungen voneinander verschieden. Die höheren Festigkeitswerte der chromreichen Legierung sind durch das nach der thermomechanischen Behandlung strukturstabilere, feinkristalline Gefüge bedingt. Der überwiegende Gehalt des Chroms ist im Zementit gelöst, stabilisiert die Karbide und verhindert ein unerwünschtes Karbidwachstum. Zudem ist ein festigkeitssteigender Beitrag infolge der Mischkristallhärtung des Ferrites durch das im γ-Eisen gelöste Chrom anzunehmen.
  • Mit zunehmender Testtemperatur treten beachtliche Änderungen der Verformungs- und Verfestigungseigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen auf. Bei Temperaturen oberhalb von etwa 600°C werden diese feinkristallinen, hoch karbidhaltigen Eisenwerkstoffe superplastisch. Die optimale superplastische Verformungstemperatur beträgt erfindungsgemäß etwa 650°C. Bei dieser, für Eisenlegierungen relativ niedrigen Verformungstemperatur, sind die die diffusionsgesteuerten Akkomodationsmechanismen des Korngrenzengleitens hinreichend thermisch aktiviert, zudem ist bei dieser Temperatur das Mikrogefüge gegenüber einem spannungs- bzw. dehnungsinduzierten Kornwachstum der Zementit- und Ferritphase stabil. Das gilt insbesondere für die chromhaltige Legierung.
  • Superplastische Werkstoffe zeichnen sich im allgemeinen durch hohe Beträge der Gleichmaßdehnung aus. In der Bruchzone sind aber vielfach lokale Einschnürungen vorzufinden, die aufgrund der plastomechanischen Instabilitäten infolge lokaler Verfestigungsvorgänge hervorgerufen werden.
  • Bei den vorliegenden Legierungen unter dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren treten diese Vorgänge offensichtlich nicht auf.
  • Nach der erfindungsgemäßen Lehre sind unterschiedliche Konsolidierungsverfahren möglich, solange sie mit einer ausreichend hohen Verformung verbunden sind, so daß das vorgepreßte Pulver zu einem Massivkörper mit geringer Porigkeit umgeformt wird und die Umformtemperatur im Bereich zwischen 600 und 720°C liegt.

Claims (17)

  1. Verfahren zum Herstellen hochfester-duktiler Körper aus kohlenstoffreichen Eisen-Basis-Legierungen, bei dem eine schmelzflüssige Eisen-Basis-Legierung abgeschreckt, zerstäubt und thermomechanisch verdichtet wird, dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung mit über 1,7% Kohlenstoff, über 3,0% Nickel und/oder Mangan, bis 15% Chrom und/oder Kobalt sowie einzeln oder nebeneinander bis 1% Bor, Tellur, Wismuth, Selen, Antimon, Titan, Niob, Magnesium und Phosphor sowie fakultativ 2 bis 4% Silizium, Rest Eisen auf einem mittleren Teilchendurchmesser unter 30 µm zerstäubt und anschließend thermomechanisch verdichtet wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenbasis-Legierung extrem niedrige Gehalte an Silizium und Mangan aufweist, vorzugsweise weniger als 0,02% Silizium oder 0,02% Mangan oder weniger als 0,02% an Silizium und Mangan.
  3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß in der ersten Verfahrensstufe die Abschreckgeschwindigkeit 10⁴ bis 10⁷ K/s beträgt.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Abschrecken in der ersten Verfahrensstufe mit einem solchen Temperaturgradienten erfolgt, daß die Phasen des sich bildenden Gefüges in den Teilchen einen Durchmesser kleiner als 0,1 µm aufweisen.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulverteilchen in der ersten Verfahrensstufe nach dem Verfahren der Pulveratomisierung gebildet werden.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß den Eisenbasis-Legierungen Additive zur Stabilisierung der Karbide zugegeben werden, um ein Kornwachstum der Karbide und/oder des Matrixgefüges zu verhindern.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß den Eisenbasis-Legierungen Elemente zugegeben werden, die den Restkohlenstoff im Ferrit binden.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß ein zweiphasiges Gefüge aus ausschließlich Karbid und Ferrit erzeugt wird.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische verdichtende Behandlung in der zweiten Verfahrensstufe zwischen 600 und 720°C durchgeführt wird.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische verdichtende Behandlung bei etwa 650°C durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische Behandlung bei einer mechanischen Belastung von 1.500 Mpa bis 2.000 Mpa erfolgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische Behandlung durch isostatisches Heißpressen erfolgt.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische Behandlung durch Strangpressen erfolgt.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische Behandlung durch Schmieden erfolgt.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß die in der ersten Verfahrensstufe erzeugten Pulver vor der zweiten Verfahrensstufe in einer Zwischenstufe zu einem Rohling vorverdichtet und/oder in einen Metallbehälter eingemantelt werden.
  16. Verfahren nach anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulver nach der Verdüsung auf eine Korngröße von kleiner als 30 µm gesichtet werden.
  17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulver vor ihrer Verdichtung reduzierend geglüht und/oder ihnen gegebenenfalls desoxydierende Zusatze zugegeben werden.
EP84116080A 1983-12-21 1984-12-21 Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen Expired - Lifetime EP0149210B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19833346089 DE3346089A1 (de) 1983-12-21 1983-12-21 Verfahren zum herstellen hochfester, duktiler koerper aus kohlenstoffreichen eisenbasislegierungen
DE3346089 1983-12-21

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EP0149210A2 EP0149210A2 (de) 1985-07-24
EP0149210A3 EP0149210A3 (en) 1987-07-29
EP0149210B1 true EP0149210B1 (de) 1992-04-29

Family

ID=6217490

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP84116080A Expired - Lifetime EP0149210B1 (de) 1983-12-21 1984-12-21 Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen

Country Status (2)

Country Link
EP (1) EP0149210B1 (de)
DE (2) DE3346089A1 (de)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6033343A (ja) * 1983-08-03 1985-02-20 Nippon Piston Ring Co Ltd 耐摩耗性焼結合金
JPH0610321B2 (ja) * 1985-06-17 1994-02-09 日本ピストンリング株式会社 耐摩耗性焼結合金
DE3544759A1 (de) * 1985-12-18 1987-06-19 Zapp Robert Werkstofftech Verfahren zum herstellen von werkzeugen
JP3077410B2 (ja) * 1992-07-29 2000-08-14 アイシン精機株式会社 ターボチャージャのタービンハウジング
WO1997014523A1 (fr) * 1995-10-18 1997-04-24 Kawasaki Steel Corporation Poudre de fer pour metallurgie des poudres, procede de production correspondant et melange de poudre a base de fer pour metallurgie des poudres
JP3694732B2 (ja) * 2000-05-16 2005-09-14 独立行政法人産業技術総合研究所 高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE317522B (de) * 1968-04-16 1969-11-17 Hoeganaes Ab
JPS599615B2 (ja) * 1974-09-25 1984-03-03 株式会社リケン 超塑性を有する強靭球状黒鉛鋳鉄及び熱処理方法
US3951697A (en) * 1975-02-24 1976-04-20 The Board Of Trustees Of Leland Stanford Junior University Superplastic ultra high carbon steel
SE7612279L (sv) * 1976-11-05 1978-05-05 British Steel Corp Finfordelat glodgat stalpulver, samt sett att framstella detta.
US4331478A (en) * 1979-02-09 1982-05-25 Scm Corporation Corrosion-resistant stainless steel powder and compacts made therefrom
BR8200106A (pt) * 1982-01-11 1983-09-13 Metal Leve Sa Processo para fabricacao de porta-aneis por metalurgia do po,a partir de ligas ferrosas austeniticas
GB2116207A (en) * 1982-03-02 1983-09-21 Marko Materials Inc Improved tool steels which contain boron and have been processed using a rapid solidification process and method

Also Published As

Publication number Publication date
DE3346089A1 (de) 1985-07-18
EP0149210A3 (en) 1987-07-29
EP0149210A2 (de) 1985-07-24
DE3346089C2 (de) 1988-01-14
DE3485689D1 (de) 1992-06-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2937724C2 (de) Pulvermetallurgisch hergestelltes Stahlerzeugnis mit hohem Vanadiumcarbid- Anteil
DE69226946T2 (de) Austenitischer manganstahlblech mit hoher verformbarkeit, festichkeit und schweissbarkeit und verfahren
DE60002745T2 (de) Hochfester rostfreier automatenstahl
DE69604902T2 (de) Rostfreier stahlpuder und ihre verwendung zur herstellung formkörper durch pulvermetallurgie
DE3587572T2 (de) Verfahren zur Erhöhung der Duktilität von verstärkten Gegenständen, gefertigt aus einer rasch erstarrten Legierung.
DE60019141T2 (de) Verfahren zum Herstellen von Produkten aus ausscheidungsgehärtetem, martensitischem, nichtrostendem Stahl und Verwendung des Verfahrens
DE3043503A1 (de) Kristalline metallegierung
EP2374560A1 (de) Verschleißbeständiger Werkstoff
DE3043290A1 (de) Stahllegierung mit einem gehalt an bor
DE2606632C2 (de) Verwendung von Kohlenstoff-Stahl als superplastischer Wirkstoff und Verfahren zu dessen Wärmebehandlung
DE1533275B1 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Hartlegierungen
DE69814896T2 (de) Stahl und wärmebehandeltes werkzeug, hergestellt in einem integrierten pulvermetallurgischem prozess und die nutzung eines solchen stahles für werkzeuge
EP3591078A1 (de) Verwendung eines stahls für ein additives fertigungsverfahren, verfahren zur herstellung eines stahlbauteils und stahlbauteil
DE1298293B (de) Hochverschleissfeste, bearbeitbare und haertbare Sinterstahllegierung und Verfahren zu deren Herstellung
EP1274872B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stickstofflegierten, sprühkompaktierten stahls, verfahren zu seiner herstellung
EP3638820A1 (de) Monotektische aluminium-gleitlagerlegierung und verfahren zu seiner herstellung und damit hergestelltes gleitlager
WO2021084025A1 (de) Korrosionsbeständiger und ausscheidungshärtender stahl, verfahren zur herstellung eines stahlbauteils und stahlbauteil
DE69902767T2 (de) Stahlmaterial und verfahren zu dessen herstellung
DE69024582T2 (de) Stahllegierung zum Anwenden in spritzgegossenen pulvermetallurgisch hergestellten gesinterten Formkörpern
AT391324B (de) Pulvermetallurgisch hergestellter schnellarbeitsstahl, daraus hergestellter verschleissteil und verfahren zu seiner herstellung
DE69417003T2 (de) Titanfreier, nickelenthaltender, martensitanohärtbarer Stahl für Stempelblöcke und ein Verfahren zu dessen Herstellung
EP0149210B1 (de) Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen
EP4018006A1 (de) Werkzeugstahl für kaltarbeits- und schnellarbeitsanwendungen
DE69218109T2 (de) Verdichtete und verfestigte Wirkstoffe aus Aluminium-Legierung
DE69530129T2 (de) Hochfeste gesinterte legierung und verfahren zu deren herstellung

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A2

Designated state(s): BE CH DE FR GB IT LI LU NL SE

Designated state(s): BE CH DE FR GB IT LI LU NL SE

PUAL Search report despatched

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009013

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A3

Designated state(s): BE CH DE FR GB IT LI LU NL SE

17P Request for examination filed

Effective date: 19880129

17Q First examination report despatched

Effective date: 19890908

DIN1 Information on inventor provided before grant (deleted)
RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: KAINER, KARL-ULRICH

Owner name: FROMMEYER, GEORG, DR.

Owner name: BERGMANN, HANS WILHELM, DR.-ING.

Owner name: MORDIKE, BARRY LESLIE, PROF. DR.

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: KAINER, KARL-ULRICH

Inventor name: FROMMEYER, GEORG, DR.

Inventor name: BERGMANN, HANS WILHELM, DR.-ING.

Inventor name: MORDIKE, BARRY LESLIE, PROF. DR.

DIN1 Information on inventor provided before grant (deleted)
RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: FROMMEYER, GEORG, PROF. DR.-ING.

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: KAINER, KARL-ULRICH, DR.

Inventor name: FROMMEYER, GEORG, PROF. DR.

Inventor name: BERGMANN, HANS WILHELM, DR.-ING.

Inventor name: MORDIKE, BARRY LESLIE, PROF. DR.

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK GMBH & CO KG

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): BE CH DE FR GB IT LI LU NL SE

REF Corresponds to:

Ref document number: 3485689

Country of ref document: DE

Date of ref document: 19920604

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)
ITF It: translation for a ep patent filed
ET Fr: translation filed
PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed
PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 19931206

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Payment date: 19931216

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 19931217

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Payment date: 19931227

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Payment date: 19931231

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BE

Payment date: 19940104

Year of fee payment: 10

EPTA Lu: last paid annual fee
PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 19941221

Ref country code: GB

Effective date: 19941221

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Effective date: 19941222

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BE

Effective date: 19941231

EAL Se: european patent in force in sweden

Ref document number: 84116080.7

BERE Be: lapsed

Owner name: ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK G.M.B.H. & CO. K.G.

Effective date: 19941231

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Effective date: 19950701

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 19941221

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Effective date: 19950831

NLV4 Nl: lapsed or anulled due to non-payment of the annual fee

Effective date: 19950701

EUG Se: european patent has lapsed

Ref document number: 84116080.7

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CH

Payment date: 19981229

Year of fee payment: 15

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 19990224

Year of fee payment: 15

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 19991231

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 19991231

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20001003