EP1218555A1 - Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ herstellung eines verschleissbeständigen verbundwerkstoffes - Google Patents

Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ herstellung eines verschleissbeständigen verbundwerkstoffes

Info

Publication number
EP1218555A1
EP1218555A1 EP00964181A EP00964181A EP1218555A1 EP 1218555 A1 EP1218555 A1 EP 1218555A1 EP 00964181 A EP00964181 A EP 00964181A EP 00964181 A EP00964181 A EP 00964181A EP 1218555 A1 EP1218555 A1 EP 1218555A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
powder
particles
carbon
ferrotitanium
metal matrix
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.)
Granted
Application number
EP00964181A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1218555B1 (de
Inventor
Hans Berns
Birgit Wewers
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.)
Maschinenfabrik Koeppern GmbH and Co KG
Original Assignee
Maschinenfabrik Koeppern GmbH and Co KG
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 Maschinenfabrik Koeppern GmbH and Co KG filed Critical Maschinenfabrik Koeppern GmbH and Co KG
Publication of EP1218555A1 publication Critical patent/EP1218555A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1218555B1 publication Critical patent/EP1218555B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy

Definitions

  • HT hard particles
  • AT abrasive particles
  • the effectiveness of HT is optimal if it (a) is harder than the attacking ones AT, (b) larger than the furrow cross section, (c) dispersed in the metal matrix (MM) and (d) firmly connected to the MM IM
  • a dispersion of the HT means that they are arranged at a medium distance from each other in the MM and consequently do not touch each other. This leads to the shortest average grooving length in the matrix and to the greatest fracture toughness of the composite material. Setting a dispersion is not trivial and depends on the volume and diameter ratio of the HT and MM powders IM
  • the bond between HT and MM is formed by interdiffusion during hot compacting. It is generally stronger for HT made of metal / metalloid compounds than eg for metal oxides. B, C and N are used as metalloids, some are used as metals the subgroups of the 4 to 6 period, with titanium being of particular interest because of its availability and because of the high stability and hardness of its metalloid compounds.
  • the requirements (a) to (d) can only be met together with a metal matrix-particle composite.
  • Ferro alloys are used to alloy steel. In order to reduce the refining costs, an iron content remains in the ferro alloys, which is why they are not only inexpensive, but also brittle after solidification and can be comminuted to a desired powder grain size.
  • carbide particles TiC, NbC, VC
  • the external shape and size as well as the distribution of the carbide particles in the MM corresponds to that of the ferroalloy particles. Local melting can occur in the core of the carbide particles formed in situ tongues occur
  • the carbon required for carbide formation is not mixed in, but is added to the matrix powder, ( ⁇ ) the carbon required for carbide formation is added to the powder mixture by carburizing in a gas phase, ( ⁇ ) instead of carburizing, an embroidery in a gas phase carried out to convert the ferroalloy particles into nitrides (TiN, NbN, VN)
  • the process according to the invention is distinguished from known processes by the following advantages (1)
  • the HT formed in-situ reach a high hardness of 2000 to 3000 HV (2) They are produced in-situ from inexpensive ferroalloy particles and in a size that is known as carbide or Nitrides are only available as agglomerated powder, but agglomerated HT do not have sufficient internal strength to withstand furring abrasive particles (3)
  • the high wear resistance of the composite material according to the invention, formed in situ, is explained in comparison to known composite materials using an exemplary embodiment.
  • the hardenable steel 56NiCrMoV7 with an average powder grain size of 55 ⁇ m was used as the matrix powder.
  • the hot isostatic pressing of the evacuated powder capsules to full density took place at 1100 ° C for 3 hours an all-round pressure of 140 MPa instead of Subsequent hardening and tempering, a matrix hardness of around 700 HV was set
  • Chromium diboride is in Comparably coarse grit available, but tends to dissolve in the matrix and achieves a lower wear resistance (B) Titanium diboride is even harder than titanium carbide, but does not offer increased wear resistance (C) due to the too small particle size.
  • FIG. 1 shows the same in-situ formation of TiC particles as for A.
  • c, d schematic representation and description of the phase components, the fields labeled Fe, Ti (appearing bright in (a) and (b)) contain more iron , and less carbon than TiC and are partly eutectically solidified. At lower temperatures there are no liquid components.

Landscapes

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

Description

Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ Herstellung eines verschleißbeständigen
Verbundwerkstoffes
Ein bekannter Weg zur Erhöhung des Widerstandes metallischer Werkstoffe gegen furchenden Verschleiß ist die Einlagerung von harten Teilchen (HT), die sich der Furchung durch abrasive Teilchen (AT) entgegenstellen Die Wirksamkeit der HT ist dann optimal, wenn sie (a) harter als die angreifenden AT, (b) großer als der Furchenquerschnitt, (c) in der Metallmatrix (MM) dispergiert und (d) fest mit der MM verbunden sind IM
Zu (a): Als AT treten z B naturliche Minerale auf, von denen die meisten eine Harte von < 1000 HV besitzen, Quarz mit ~ 1200 HV und Korund mit ~ 2000 HV, aber deutlich harter sind Die Harte synthetischer Abrasive liegt zum Teil noch darüber Um gerade von härteren AT nicht gefurcht zu werden, sollten die HT eine Harte von 2000 bis 3000 HV aufweisen
Zu (b): Nach Erosion findet man Furchenbreiten von meist wenigen μm, nach Korngleit- und Furchungsverschleiß jedoch häufig solche von einigen 10 μm Es besteht daher Bedarf an HT mit einer mittleren Große zwischen 30 und 130 μm, die als mittlerer Durchmesser oder als Siebgroße zu verstehen ist
Zu (c): Eine Dispersion der HT bedeutet, dass sie in einem mittleren Abstand voneinander in der MM angeordnet sind und sich folglich nicht berühren Das führt zur kürzesten mittleren Furchungslange in der Matrix und zur größten Bruchzahigkeit des Verbundwerkstoffes Die Einstellung einer Dispersion ist nicht trivial und hangt vom Volumen- und vom Durchmesserverhaltnis der HT- und MM-Pulver ab IM
Zu (d): Die Bindung zwischen HT und MM wird durch Interdiffusion beim Heißkompaktieren geknüpft Sie ist in der Regel für HT aus Metall/Metalloid- Verbindungen fester als z B für Metalloxide Als Metalloide werden B, C und N verwendet, als Metalle einige aus den Nebengruppen der 4 bis 6 Periode, wobei Titan wegen seiner Verfügbarkeit sowie wegen der hohen Stabilität und Harte seiner Metalloidverbindungen besonderes Interesse gilt Die Forderungen (a) bis (d) sind gemeinsam nur mit einem Metallmatrix- Teilchenverbundwerkstoff zu erfüllen IM Bekannt ist das Mischen von Karbid-, Borid- oder Nitridpulver mit Metallmatrixpulver 12-41 und anschließendes Heißkompaktieren Die Bildung von Titanborid, -karbid und -kabonitrid aus Titanpulver und Bor oder Ruß ggf unter Stickstoff verlauft exotherm bis zum Schmelzen 15-11 Diese Reaktion wurde bereits genutzt, um in-situ aus Titanteilchen vermischt mit Metalloid und MM-Pulver durch Hochtemperatursynthese einen Verbundwerkstoff zu fertigen /SV Anstelle von Titan- wurde auch Ferrotitanpulver verwendet III, wobei das lokale Aufschmelzen durch die in-situ Bildung von TiC zu feinen μm großen Ausscheidungen führte
Ferrolegierungen werden verwendet, um Stahle zu legieren Zur Senkung der Raffinationskosten verbleibt in den Ferrolegierungen ein Eisenanteil, weshalb sie nicht nur kostengünstig, sondern nach der Erstarrung auch spröde sind und sich auf eine gewünschte Pulverkorngroße zerkleinern lassen Beim erfindungsgemaßen Verfahren werden Teilchen aus handelsüblichem Ferrotitan, Ferroniob oder Ferrovanadin so mit MM-Pulver und Kohlenstoffstaub vermischt, dass sie in der Pulverschuttung dispergiert vorliegen Beim anschließende Heißkompaktieren der Pulvermischung wird die Temperatur so niedrig gehalten, dass durch die Diffusion von Kohlenstoff in die Ferrolegierungsteilchen nicht aufgeschmolzene Karbidteilchen (TiC, NbC, VC) entstehen, die im Kern mit dem Eisenanteil der Ferrolegierung angereichert sind Die äußere Form und Große sowie die Verteilung der Karbidteilchen in der MM entspricht der der Ferrolegierungsteilchen Im Kern der in-situ gebildeten Karbidteilchen können lokale Anschmelzungen auftreten
In weiteren Ausfuhrungsformen des erfindungsgemaßen Verfahrens wird (α) der zur Karbidbildung benotigte Kohlenstoff nicht zugemischt, sondern dem Matrixpulver zulegiert, (ß) der zur Karbidbildung benotigte Kohlenstoff durch Aufkohlen der Pulvermischung in einer Gasphase zugeführt, (γ) anstatt Aufkohlen ein Aufsticken in einer Gasphase durchgeführt, um die Ferrolegierungsteilchen in Nitride (TiN, NbN, VN) umzuwandeln
Das erfindungsgemaße Verfahren hebt sich durch folgende Vorzuge von bekannten Verfahren ab (1) Die in-situ gebildeten HT erreichen eine hohe Harte von 2000 bis 3000 HV (2) Sie entstehen in-situ aus kostengünstigen Ferrolegierungsteilchen und in einer Große, die als Karbide oder Nitride z T nur als agglomeriertes Pulver erhältlich sind Agglomerierte HT verfügen aber nicht über eine ausreichende innere Festigkeit, um furchenden Abrasivpartikeln stand zu halten (3) Die
HT sind in der metallischen Matrix dispergiert
Im Vergleich dazu scheiden sich nach der Hochtemperatursynthese sehr feinkornige Karbidteilchen aus, die weniger Furchungswiderstand bieten Die erfindungsgemaßen groben HT bieten dem Furchungsverschleiß dann den besten Widerstand, wenn sie von einer hochfesten Metallmatrix gestutzt werden Als MM-Pulver eignen sich daher besonders solche aus hartbaren Stahlen und für erhöhte Anwendungstemperaturen solche aus warmfesten Stahlen sowie Nickel- und Cobaltlegierungen
Der hohe Verschleißwiderstand des erfindungsgemaßen, in-situ gebildeten Verbundwerkstoffes wird im Vergleich zu bekannten Verbundwerkstoffen anhand eines Ausfuhrungsbeispieles erläutert Zur Herstellung der vorgestellten Werkstoffe kam als Matrixpulver der hartbare Stahl 56NiCrMoV7 mit einer mittleren Pulverkorngroße von 55 μm zur Anwendung Im erfindungsgemaßen Fall wurden 10 Vol% Ferrotitanteilchen mit rund 70 Masse% Titan hinzugemischt sowie Kohlenstoffstaub im Molverhaltnis Ti/C = 1/1 Für die Herstellung der bekannten Verbundwerkstoffe erfolgte eine Zumischung von 10 Vol% Boridteilchen Das heißisostatische Pressen der evakuierten Pulverkapseln auf volle Dichte fand bei 1100 °C, 3 h unter einem allseitigen Druck von 140 MPa statt Durch nachfolgendes Harten und Anlassen wurde eine Matrixharte von rund 700 HV eingestellt
So hergestellte Proben wurden unter einem Flachendruck von 1 32 MPa über 50 m gegen Korund-Schleifpapier 80er Komung bewegt und der dimensionslose Verschleißwiderstand w"1 bestimmt Dabei ergaben sich als Mittel dreier Messungen folgende Resultate erfindungsgemaß in-situ gebildet, ' Mittelwert
Der Vergleich zeigt, dass bereits 10 Vol% an harten Teilchen eine deutliche Veränderung des Verschleißwiderstandes gegenüber der reinen Metallmatrix ohne harte Teilchen (D) bewirken und der erfindungsgemaße in-situ mit Ferrotitanteilchen und Kohlenstoff gebildete Verbundwerkstoff (A) den höchsten Verschleißwiderstand aufweist Chromdiborid ist in vergleichbar grober Körnung erhaltlich, neigt aber zur Auflosung in der Matrix und erreicht einen geringeren Verschleißwiderstand (B) Titandiborid ist zwar noch harter als Titankarbid, bietet aber aufgrund der zu geringen Teilchengroße keinen erhöhten Verschleißwiderstand (C) Da aufgrund des ungunstigen Korngroßenverhaltnisses zwischen MM- und HT-Pulver keine Dispersion der TiB2, sondern eine netzförmige Verteilung in der Matrix vorliegt, nimmt der Verschleißwiderstand wegen der damit einhergehenden Werkstoffversprodung im Vergleich zu D sogar ab Das ungunstige Verhalten von C ist auch für das Zumischen von handelsüblich feinem TiC-Pulver zu erwarten Die in-situ Bildung grober TiC-Teilchen aus groben Ferrotitanteilchen und Kohlenstoff in einem Verbundwerkstoff stellt einen neuen Weg dar, um die hervorragenden Eigenschaften des Hartstoffs TiC in Verbundwerkstoffen auch bei tiefergehender furchender Beanspruchung nutzen zu können
In einem weiteren Ausfuhrungsbeispiel wird gezeigt, dass anstelle einer Zumischung von Kohlenstoff, dieser auch aus einem kohlenstoffreichen Matrixpulver zur TiC-Bildung abgezogen werden kann Dazu wurde als Matrixpulver legiertes Gußeisen X 330 NiCr 4-2 mit Ferrotitanpulver ohne Kohlenstoffzugabe gemischt und durch heißisostatisches Pressen kompaktiert (E). In Bild 1 ist die gleiche in-situ Entstehung von TiC Teilchen zu erkennen wie für A.
Bild l
In-situ aus Ferrotitanteilchen gebildete TiC-Teilchen nach heißisostatischem Pressen bei 1100°C. (a) Matrixpulver X330CrNi4-2, (b) Mtrixpulver 56NiCrMoV7 mit Graphitzugabe, (c,d) schematische Darstellung und Bezeichnung der Phasenanteile, die mit Fe, Ti bezeichneten Felder (in (a) und (b) hell erscheinend) enthalten mehr Eisen, und weniger Kohlenstoff als TiC und liegen z.T. eutektisch erstarrt vor. Bei niedrigerer Temperatur treten keine Flüssiganteile auf.
Literatur
IM H Berns (Hgb ) Hartlegierungen und Hartverbundwerkstoffe Springer- Verlag, Berlin 1998 121 S Franco Wechselwirkung zwischen Matrix und Hartphasen beim Warmverschleiß
Fortschr -Ber VDI Reihe 5, Nr 437, VDI- Verlag, Dusseldorf, 1996 ßl Nguyen van Chuong Hartbare PM-Hartlegierungen mit gradierter Struktur Fortschr -Ber
VDI-Reihe 5, Nr 192, VDI- Verlag, Dusseldorf, 1990 141 G Wang Hartbare nichtrostende PM-Stahle und Stahlverbunde mit hohem Stickstoffgehalt
Fortschr -Ber VDI-Reihe 5, Nr 277, VDI- Verlag, Dusseldorf, 1992 151 P D Zavitsanos, J R Morris Jr Synthesis of Titanium Diboride by a Self-Propagating
Reaction Ceramic engin and science proc 4 (1983), pp 624-633 161 Q Fan, H Chai, Z Jin Microstructural evolution in the combustion synthesis of titanium carbide J Mat Science 31 (1996), pp. 2573-2577 III H Lehuy, G Gliche, S Dallaire Synthesis and characterization of Ti(C,N)-Fe cermets produced by direct reaction Mat Sei and Engin 125 (1990), L11-L14 /8/ O N Dogan, D E Alman, J A Hawk Wear Resistant, Powder Processed, in-situ Iron-
Matrix TiC Composites Proc of the 1996 World Congr on Powder Metallurgy and Particulate Mat June 16-21, 1996, Washington, pp 16-83 - 16-96

Claims

Ansprüche
1. Verfahren zur pulvermetallurgischeπ Herstellung verschleißbeständiger Verbundwerkstoffe, bei dem Pulver aus Ferrotitan und/oder Ferroniob und/oder Ferro- vanadin durch Mischen in einem Metallmatrixpulver mit einem Anteil von weniger als 50 % des Gesamtpulvervolumens dispergiert wird oder werden und Kohlenstoff und/oder Stickstoff zugegeben bzw. zugeführt wird oder werden, dadurch gekennzeichnet, dass die Pulvermischung durch Heißkompaktieren zu einem Metallmatrix-Teilchen-Verbundwerkstoff verdichtet wird und die dispergierten Pulverteilchen des Ferrotitans und/oder Ferroniobs und/oder Ferrovanadins in-situ zu Karbid- und/oder Nitridteilchen im Wesentlichen ohne Aufschmelzen der Pulverteiichen umgewandelt werden.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass als Metallmatrixpulver zumindest als Hauptbestandteil Pulver aus härtbarem Stahl eingesetzt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Molgehalt des zugegebenen bzw. zugeführten Kohlenstoffs und/oder des Stickstoffs dem Molgehalt des Titans und/oder des Niobs und/oder des Vanadins im Ferrotitan oder Ferroniob oder Ferrovanadin entspricht.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoff und/oder der Stickstoff in Pulverform der Pulvermischung beigemischt wird oder werden.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Titangehalt im Ferrotitan oder der Niobgehalt im Ferroniob oder der Vaπadinge- halt im Ferrovanadin 70 ± 5 Masse% beträgt.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Siebkorngröße des Ferrotitans oder des Ferroniobs oder des Ferrovanadins zwischen 30 und 130 μm beträgt.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Heißkompaktieren durch hießisostatisches Pressen vorgenommen wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der zur in-situ Bildung von Karbidteilchen und/oder Nitridteilchen erforderliche Kohlenstoff oder Stickstoff im Metallmatrixpulver auf Eisenbasis in einer solchen Menge enthalten ist, dass davon die Bildung des Karbids und/oder Nitrids ohne eine wesentliche Einbuße der Härtbarkeit in der Matrix gespeist wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass Kohlenstoff vor oder während des Heißkompaktierens durch Aufkohlen in einer Gasphase der Pulvermischung zugeführt wird.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass Stickstoff vor oder während des Heißkompaktierens durch Aufsticken in einer Gasphase der Pulvermischung zugeführt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass als Metallmatrixpulver zumindest als Hauptbestandteil Pulver aus einer warmfesten Eisen-, Nickel- und/oder Kobaltlegierung eingesetzt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11 , dadurch gekennzeichnet, dass der Verbundwerkstoff beim Heißkompaktieren als Schicht mit einem metallischen Substrat zu einem Schichtverbund gefügt wird.
13. Verschleißbeständiger Verbundwerkstoff, hergestellt durch ein Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, der in eine Metallmatrix eingelagerte Karbid- und/oder Nitridteilchen in einer durchschnittlichen Größe von 30 bis 130 μm aufweist.
EP00964181A 1999-09-16 2000-09-15 Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ herstellung eines verschleissbeständigen verbundwerkstoffes Expired - Lifetime EP1218555B1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19944592A DE19944592A1 (de) 1999-09-16 1999-09-16 Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ Herstellung eines verschleissbeständigen Verbundwerkstoffes
DE19944592 1999-09-16
PCT/EP2000/009055 WO2001020049A1 (de) 1999-09-16 2000-09-15 Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ herstellung eines verschleissbeständigen verbundwerkstoffes

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP1218555A1 true EP1218555A1 (de) 2002-07-03
EP1218555B1 EP1218555B1 (de) 2004-08-04

Family

ID=7922367

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP00964181A Expired - Lifetime EP1218555B1 (de) 1999-09-16 2000-09-15 Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ herstellung eines verschleissbeständigen verbundwerkstoffes

Country Status (6)

Country Link
US (1) US6652616B1 (de)
EP (1) EP1218555B1 (de)
JP (1) JP3837332B2 (de)
AT (1) ATE272724T1 (de)
DE (2) DE19944592A1 (de)
WO (1) WO2001020049A1 (de)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6818315B2 (en) * 2000-12-20 2004-11-16 Valtion Teknillinen Tutkimuskeskus Method for the manufacture of a metal matrix composite, and a metal matrix composite
DE10320393A1 (de) * 2003-05-06 2004-11-25 Hallberg Guss Gmbh Tribologisch optimiertes Eisengussstück
JP7100320B2 (ja) 2018-08-07 2022-07-13 国立大学法人広島大学 Ｆｅ基焼結体、Ｆｅ基焼結体の製造方法、および熱間プレス用金型
CN109852870B (zh) * 2019-01-31 2021-02-05 株洲华斯盛高科材料有限公司 一种含氮钢结硬质合金的制备方法
CN109852871B (zh) * 2019-01-31 2021-02-05 株洲华斯盛高科材料有限公司 一种利用钛的氮碳化物制作的含氮钢结硬质合金
CN111607789B (zh) * 2020-04-27 2021-06-15 矿冶科技集团有限公司 激光熔覆原位自生碳化物颗粒增强铁基熔覆层及其制备方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB781083A (en) * 1954-10-01 1957-08-14 Gregory Jamieson Comstock Improvements relating to high speed tool forms and their production
JPS5134363B2 (de) * 1971-08-28 1976-09-25
JPS6188701A (ja) * 1985-09-20 1986-05-07 Japanese National Railways<Jnr> 銅系焼結集電摺動材料
JPH02270944A (ja) * 1989-04-13 1990-11-06 Hitachi Metals Ltd 耐摩耗，耐肌荒性ロール材及びその製造方法
GB2257985A (en) * 1991-07-26 1993-01-27 London Scandinavian Metall Metal matrix alloys.

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO0120049A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
ATE272724T1 (de) 2004-08-15
WO2001020049A1 (de) 2001-03-22
US6652616B1 (en) 2003-11-25
EP1218555B1 (de) 2004-08-04
JP3837332B2 (ja) 2006-10-25
JP2003531959A (ja) 2003-10-28
DE50007310D1 (de) 2004-09-09
DE19944592A1 (de) 2001-03-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60110237T2 (de) Verfahren zur herstellung eines diamanthaltigen abrasiven produkts
EP0433856B1 (de) Hartmetall-Mischwerkstoffe auf Basis von Boriden, Nitriden und Eisenbindemetallen
EP1751320A1 (de) Verschleissteil aus einem diamanthaltigen verbundwerkstoff
DE10261080A1 (de) Verfahren zum Herstellen eines mit Hartmetall bestückten Metallteils
WO2012163804A1 (de) FeNi-BINDER MIT UNIVERSELLER EINSETZBARKEIT
DE3435345A1 (de) Verfahren zur herstellung von carbid-borid-erzeugnissen und deren verwendung
DE19510088A1 (de) Hochdruckphasen-Bornitrid-Sinterkörper für Schneidwerkzeuge und Verfahren zur Herstellung derselben
EP1218555B1 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen in-situ herstellung eines verschleissbeständigen verbundwerkstoffes
DE19505628A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines verschleißbeständigen zähen Werkstoffes
DE2129789A1 (de) Werkzeug zum Pressen von Ferritpulvern in einem Magnetfeld und seine Herstellung
DE102008048967A1 (de) Hartmetallkörper und Verfahren zu dessen Herstellung
DE1174997B (de) Verwendung von borhaltigen Hartmetallen
DE3308409C2 (de)
DE10117657B4 (de) Komplex-Borid-Cermet-Körper und Verwendung dieses Körpers
Bolton et al. Liquid phase sintering of metal matrix composites containing solid lubricants
Graham Wilson et al. The Preparation of Carbide-Enriched Tool Steels by Powder Metallurgy
AT395230B (de) Verfahren zur herstellung von vormaterial fuer werkstuecke mit hohem anteil an metallverbindungen
EP1015648B1 (de) Hartstofflegierung auf basis von titancarbid, schmelzverfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
AT513422B1 (de) Hexagonales WC-Pulver, Verfahren zu dessen Herstellung sowie Verwendung des Pulvers
WO1993018195A1 (de) Verfahren zur herstellung eines sinterkörpers aus hochlegiertem stahlpulver
DE1132735B (de) Verfahren zur Herstellung eines warmfesten Werkstoffes
DD295106A5 (de) Hartmetallverbundkoerper und verfahren zu seiner herstellung
DE4235148C1 (de) Verfahren zur Herstellung von PM-Hartlegierungen
DE2726939C2 (de) Verbundkörper und Verfahren zur Herstellung desselben
WO1992021783A1 (de) Metallbasiswerkstoff, formkörper und verfahren zu seiner herstellung sowie verwendung

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

17P Request for examination filed

Effective date: 20020403

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE

17Q First examination report despatched

Effective date: 20020812

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT DE FR GB SE

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

Ref country code: FR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20040804

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

Effective date: 20040804

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: GERMAN

REF Corresponds to:

Ref document number: 50007310

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20040909

Kind code of ref document: P

REG Reference to a national code

Ref country code: SE

Ref legal event code: TRGR

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FD4D

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

Effective date: 20050506

EN Fr: translation not filed
PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20080924

Year of fee payment: 9

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

Ref country code: SE

Payment date: 20080924

Year of fee payment: 9

EUG Se: european patent has lapsed
GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20090915

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

Ref country code: GB

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

Effective date: 20090915

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

Ref country code: AT

Payment date: 20100928

Year of fee payment: 11

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

Ref country code: DE

Payment date: 20101029

Year of fee payment: 11

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

Ref country code: SE

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

Effective date: 20090916

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R119

Ref document number: 50007310

Country of ref document: DE

Effective date: 20120403

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: 20120403

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 272724

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20110915

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

Ref country code: AT

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

Effective date: 20110915