EP1546425B1 - Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sinterstahl - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sinterstahl Download PDF

Info

Publication number
EP1546425B1
EP1546425B1 EP03798821A EP03798821A EP1546425B1 EP 1546425 B1 EP1546425 B1 EP 1546425B1 EP 03798821 A EP03798821 A EP 03798821A EP 03798821 A EP03798821 A EP 03798821A EP 1546425 B1 EP1546425 B1 EP 1546425B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
boron
powder
iron
master alloy
sintered
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
EP03798821A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1546425A2 (de
Inventor
Raimund Ratzi
Peter Orth
Alexander Bouvier
Walter Regenfelder
Stefan Hartl
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.)
Miba Sinter Austria GmbH
Original Assignee
Miba Sinter Austria 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 Miba Sinter Austria GmbH filed Critical Miba Sinter Austria GmbH
Publication of EP1546425A2 publication Critical patent/EP1546425A2/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1546425B1 publication Critical patent/EP1546425B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

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 pre-alloyed powders or a master alloy
    • 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
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/1035—Liquid phase sintering
    • 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
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the invention relates to a process for producing a shaped body of sintered steel, wherein an iron-based sintered powder is mixed with a master alloy powder containing nickel, less than 10% by weight boron and iron, and the powder mixture in which the weight ratio between the nickel and the boron content exceeds 5, is pressed into a molding before the molding is sintered under conditions of liquid phase sintering with a liquid phase volume fraction of 15%.
  • the nickel diffuses into the iron powder at the latest after the first occurrence of melt, whereby iron partially dissolves in the liquid phase and existing nickel boride is converted to iron boride, at least at temperatures above of iron-boron eutectic again reacts with iron to form a liquid phase so that the liquid phase increasingly surrounds the grains of iron powder.
  • the increase of the liquid phase during the sintering causes a reduction of the pores and thus a compression of the sintered steel. Since the amount of liquid phase is largely determined by the content of iron in the liquid phase, it has already been proposed ( T. Nishida, T. Yamazaki, S. Chida, M.
  • Yamamiya Effect of B on the Densification and the Mechanical Properties of Sintered Iron Powder Compacts, J.JapanInst. Metals, Vol. 54, no. 10 (1990), pp. 1147-1153 ) to use a master alloy powder of iron, nickel and boron, so that over the master alloy in addition iron boride is provided, which brings about an acceleration of the reactions that entail an increase in volume of the liquid phase.
  • Reticular eutectic structures are formed which increase the tensile strength of the sintered steel, but in particular significantly reduce the impact strength.
  • the invention is therefore based on the object, a method for producing a shaped body made of sintered steel of the type described in such a way that in particular the impact resistance of the sintered steel can be significantly increased.
  • the invention achieves the stated object in that the boron content of the powder mixture is between 0.10 and 0.15% by weight and that the prealloy powder has an average particle size of between 10 and 90 ⁇ m.
  • an average fineness of the master alloy powder (average particle size between 10 and 90 ⁇ m) can be improved in suppression of a pronounced boride network as compared to fine powders, because these coarser master alloy powders preferably obtained by gas atomization have rounded edges less prone to agglomerate and more uniformly mixed with the iron-based sintered powder.
  • the carbon needed for the hardening of a sintered steel is added in the usual way as graphite.
  • the carbon adversely affects the beneficial effect of the boron on the sintering process, so it is advisable to limit the carbon content to a value between 0.15 and 0.8% by weight.
  • the described effects of the inventive measures are not dependent on the composition of the iron-based sintering powder, so that the Composition of this sintered powder can be selected according to the respective requirements.
  • the pre-press powder is also not limited to a ternary alloy.
  • the master alloy powder may additionally contain manganese, chromium, copper, molybdenum, vanadium, titanium, niobium, tungsten, carbon, aluminum and / or at least one element from the group of lanthanides.
  • a master alloy powder containing 67% by weight of nickel, 30% by weight of iron and 3% by weight of boron was used. The average particle size was 40 ⁇ m.
  • This master alloy powder was mixed at 4% by weight with an iron-based sintered powder containing 0.3% by weight of carbon. The powder mixture was pressed into a cylindrical shaped article having a green density of 7.160 g / cm 3 and then sintered at a temperature of 1250 ° C. under a hydrogen atmosphere. After sintering, a density of 7.314 g / cm 3 was measured. The impact strength could be measured at 78.24 J / cm 2 .
  • a master alloy powder containing 63% by weight of nickel, 30% by weight of iron and 7% by weight of boron having an average particle size of 60 ⁇ m was used in an amount of 2% by weight of the total powder mixture.
  • the iron-based sintered powder again had a carbon content of 0.3% by weight.
  • a green density of 7.068 g / cm 3 and a sintered density of 7.228 g / cm 3 were measured.
  • the impact strength was 76.21 J / cm 2 .
  • the nickel content in the sintered steel in the first embodiment was 2.68 wt.% And the boron content was 0.12 wt.%, which corresponds to a ratio of nickel to boron of about 22: 1.
  • the proportion of nickel with 1.26 wt.% And of boron with 0.14 wt.% could thus be given as 9: 1.
  • Curve 1 refers to a master alloy powder comprising 67% by weight of nickel, 30% by weight of iron and 3% by weight of boron, this prealloying powder being mixed in various amounts with the sintering powder. After sintering under the conditions of the embodiments, the impact resistance of the shaped bodies having different boron proportions was measured. Curve 1 shows the basic curve of the impact resistance as a function of the values of the boron content plotted on the abscissa in% by weight. The size of the impact resistance is determined by the composition of the sintering powder, so that only the fundamental dependence of the impact strength on boron content was reproduced in the drawing, but not certain measured values for the impact resistance. It can be seen that the impact strength reaches a maximum in the range of a boron content of between 0.13 and 0.15% by weight of the sintered steel, and then drops off sharply to higher borane proportions.
  • the curve 2 reflects the measured values which result when using a master alloy powder with 63% by weight of nickel, 30% by weight of iron and 7% by weight of boron according to the second exemplary embodiment.
  • curves 1 and 2 only the proportions by weight of the master alloy powder on the powder mixture were changed, but the remaining parameters were left unchanged. It can be seen from the two curves 1 and 2 that arise for the master alloy powder with the higher nickel and the low boron content in a wide range more favorable conditions with respect to the impact strength of the moldings. From the two curves can also be read that at a boron content greater than 0.2 wt.%, The impact strength decreases rapidly.

Landscapes

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

Abstract

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen eines Formkörpers aus Sinterstahl, wobei ein Sinterpulver auf Eisenbasis mit einem Nickel, Bor und Eisen enthaltenden Vorlegierungspulver gemischt und die Pulvermischung zu einem Formling gepresst wird, bevor der Formling unter Bedingungen eines Flüssigphasensinterns mit einem Volumsanteil an flüssiger Phase bis 15% gesintert wird. Um die Schlagzähigkeit zu verbessern, wird vorgeschlagen, dass der Borgehalt der Pulvermischung bei einem Boranteil des Vorlegierungspulvers von weniger als 10 Gew.% zwischen 0,03 und 0,2 Gew.% liegt, dass das Gewichtsverhältnis zwischen dem Nickel- und dem Boranteil der Pulvermischung 5 übersteigt und dass das Vorlegierungspulver eine durchschnittliche Teilchengrösse zwischen 10 und 90 µm aufweist.

Description

  • Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen eines Formkörpers aus Sinterstahl, wobei ein Sinterpulver auf Eisenbasis mit einem Vorlegierungspulver, das Nickel, weniger als 10 Gew.% Bor und Eisen enthält, gemischt und die Pulvermischung, in der das Gewichtsverhältnis zwischen dem Nickel- und dem Boranteil 5 übersteigt, zu einem Formling gepreßt wird, bevor der Formling unter Bedingungen eines Flüssigphasensinterns mit einem Volumsanteil an flüssiger Phase bis 15% gesintert wird.
  • Beim Verdichten von Sinterstählen durch Flüssigphasersintern unter Einsatz eines Vorlegierungspulvers aus Nickel und Bor diffundiert das Nickel spätestens nach dem ersten Auftreten von Schmelze in das Eisenpulver, wobei sich Eisen teilweise in der flüssigen Phase löst und vorhandenes Nickelborid in Eisenborid umgewandelt wird, das zumindest bei Temperaturen oberhalb des Eisen-Bor-Eutektikums wiederum mit Eisen unter Bildung einer flüssigen Phase reagiert, so daß die flüssige Phase zunehmend die Körner des Eisenpulvers umgibt. Die Zunahme der flüssigen Phase während der Sinterung bedingt eine Verringerung der Poren und damit eine Verdichtung des Sinterstahls. Da die Menge an flüssiger Phase maßgeblich vom Gehalt an Eisen in der flüssigen Phase bestimmt wird, wurde bereits vorgeschlagen (T. Nishida , T. Yamazaki , S. Chida, M. Yamamiya: Effect of B on the Densification and the Mechanical Properties of Sintered Iron Powder Compacts, J. Japan lnst. Metals, Vol. 54, No. 10 (1990), pp. 1147-1153) ein Vorlegierungspulver aus Eisen, Nickel und Bor einzusetzen, so daß über die Vorlegierung zusätzlich Eisenborid zur Verfügung gestellt wird, was eine Beschleunigung der Reaktionen mit sich bringt, die eine Volumenvergrößerung der flüssigen Phase nach sich ziehen. Es bilden sich netzartige eutektische Strukturen aus, die die Zugfestigkeit des Sinterstahls vergrößern, insbesondere die Schlagzähigkeit jedoch erheblich verschlechtern. Diese Zusammenhänge wurden unter anderem mit einem Vorlegierungspulver mit 20,4 Gew.% Eisen, 70,08 Gew.% Nickel und 9,52 Gew.% Bor als Legierungsbestandteile untersucht, wobei der Anteil des Vorlegierungspulvers an der Pulvermischung aus Vorlegierungspulver und Eisenpulver 3 bis 7 Gew.% ausmachte. Während das Eisenpulver eine durchschnittliche Teilchengröße von 80 µm aufwies, betrug die durchschnittliche Teilchengröße des Vorlegierungspulvers ungefähr 4 µm, um eine Verbesserung hinsichtlich der Schlagzähigkeit zu erhalten. Abgesehen davon, daß die Herstellung solcher Vorlegierungspulver aufwendig ist, weil die benötigten Vorlegierungen zunächst geschmolzen und verdüst sowie durch Schwingungsanregung zerschlagen werden, bevor durch einen entsprechenden Mahlvorgang eine durchschnittliche Teilchengröße von 4 µm und feiner erhalten wird, bleibt die Schlagzähigkeit der mit Hilfe dieser Vorlegierungspulver hergestellten Sinterstähle unbefriedigend.
  • Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen eines Formkörpers aus Sinterstahl der eingangs geschilderten Art so auszugestalten, daß insbesondere die Schlagzähigkeit des Sinterstahls entscheidend gesteigert werden kann.
  • Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe dadurch, daß der Borgehalt der Pulvermischung zwischen 0,10 und 0,15 Gew.% liegt und daß das Vorlegierungspulver eine durchschnittliche Teilchengröße zwischen 10 und 90 µm aufweist.
  • Durch das Zusammenwirken dieser Maßnahmen kann in überraschender Weise der Aufbau einer durchgehenden eutektischen Netzstruktur unterbunden werden, wie sie für eine weitgehende Verdichtung des Sinterstahls angestrebt wird. Dies bedeutet, daß der Formkörper gute Werte hinsichtlich der Schlagzähigkeit aufweist, und zwar bei entsprechend höheren Zugfestigkeiten aufgrund der größeren Dichte, wenn auch wegen der gegeneinander abgegrenzten Boridbereiche eine gewisse Restporosität in Kauf genommen werden muß.
  • Obwohl davon ausgegangen werden kann, daß mit gröberen Teilchen des Vorlegierungspulvers die Dicke der beim Sintern entstehenden Boridschichten zunimmt und dadurch die Wahrscheinlichkeit eines zusammenhängenden Boridnetzes steigt, können durch eine mittlere Feinheit des Vorlegierungspulvers (durchschnittliche Teilchengröße zwischen 10 und 90 µm) im Vergleich zu feinen Pulvern hinsichtlich der Unterdrückung eines ausgeprägten Boridnetzwerkes Vorteile gewonnen werden, weil diese vorzugsweise durch eine Gasverdüsung erhaltenen gröberen Vorlegierungspulver gerundete Kanten aufweisen, weniger zum Agglomerieren neigen und gleichmäßiger mit dem Sinterpulver auf Eisenbasis vermischt werden können. Dieser Umstand führt im Zusammenhang mit der Begrenzung des Borgehaltes an der gesamten Pulvermischung auf 0,10 bis 0,15 Gew.% und der damit verbundenen Verzögerung des Kornwachstums bei einer entsprechenden Wahl der Sintertemperatur zu einer ausreichenden Behinderung des Zusammenwachsens örtlicher Boridbereiche, um die Ausbildung eines zusammenhängenden Boridneztwerkes vermeiden zu können. Da Nickel die Wirkung des Bors hinsichtlich der Versprödung des Sinterstahls mildert, ist für einen ausreichenden Nickelanteil in der Pulvermischung zu sorgen. Mit einem Verhältnis zwischen dem Nikkelanteil und dem Boranteil an der Pulvermischung von wenigstens 5 kann wegen der die Sinterung unterstützenden Wirkung des Nickels ein entsprechend verringerter Borgehalt eingesetzt werden, was für das Vermeiden eines zusammenhängenden Boridnetzwerkes von erheblicher Bedeutung ist.
  • Bei einem Borgehalt zwischen 0,10 und 0,15 Gew.% an der Pulvermischung kann unter den geforderten Bedingungen ein entsprechender Einfluß auf das Sintern im Hinblick auf eine verbesserte Schlagzähigkeit des Sinterstahls festgestellt werden, weil bei diesen Borgehalten die Gefahr eines zusammenhängenden Boridnetzwerkes weitgehend ausgeschlossen werden kann.
  • Der für die Härtung eines Sinterstahls benötigte Kohlenstoff wird in üblicher Weise als Graphit zugegeben. Der Kohlenstoff beeinträchtigt allerdings die vorteilhafte Wirkung des Bors auf den Sintervorgang, so daß es sich empfiehlt, den Kohlenstoffgehalt auf einen Wert zwischen 0,15 und 0,8 Gew,% zu beschränken.
  • Die beschriebenen Wirkungen der erfindungsgemäßen Maßnahmen sind nicht von der Zusammensetzung des Sinterpulvers auf Eisenbasis abhängig, so daß die Zusammensetzung dieses Sinterpulvers den jeweiligen Anforderungen entsprechend gewählt werden kann. Das Voriegierungspulver ist ebenfalls nicht auf eine ternäre Legierung beschränkt. So kann das Vorlegierungspulver zusätzlich Mangan, Chrom, Kupfer, Molybdän, Vanadium, Titan, Niob, Wolfram, Kohlenstoff, Aluminium und/oder wenigstens ein Element aus der Gruppe der Lanthanoiden enthalten.
  • In einem Ausführungsbeispiel wurde ein Vorlegierungspulver mit 67 Gew.% Nickel, 30 Gew.% Eisen und 3 Gew.% Bor eingesetzt. Die durchschnittliche Teilchengröße betrug 40 µm. Dieses Vorlegierungspulver wurde mit einem Gewichtsanteil von 4 % mit einem Sinterpulver auf Eisenbasis vermischt, das 0,3 Gew.% Kohlenstoff aufwies. Die Pulvermischung wurde zu einem zylindrischen Formling mit einer Gründichte von 7,160 g/cm3 verpreßt und anschließend bei einer Temperatur von 1250° C unter einer Wasserstoffatmosphäre gesintert. Nach dem Sintern wurde eine Dichte von 7,314 g/cm3 gemessen. Die Schlagzähigkeit konnte mit 78,24 J/cm2 gemessen werden.
  • Bei einem weiteren Ausführungsbeispiel wurde ein Vorlegierungspulver mit 63 Gew.% Nickel, 30 Gew.% Eisen und 7 Gew.% Bor mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 60 µm eingesetzt, und zwar in einer Menge von 2 Gew.% an der gesamten Pulvermischung. Das Sinterpulver auf Eisenbasis wies wiederum einen Kohlenstoffgehalt von 0,3 Gew.% auf. Bei einer mit dem vorangegangenen Ausführungsbeispiel übereinstimmenden Behandlung wurden eine Gründichte von 7,068 g/cm3 und eine Sinterdichte von 7,228 g/cm3 gemessen. Die Schlagzähigkeit betrug 76,21 J/cm2.
  • Bei den angegebenen Mischungsverhältnissen betrugen der Nickelanteil im Sinterstahl beim ersten Ausführungsbeispiel 2,68 Gew.% und der Anteil des Bors 0,12 Gew.%, was einem Verhältnis von Nickel zu Bor von etwa 22 : 1 entspricht. Beim zweiten Ausführungsbeispiel ergaben sich der Anteil an Nickel mit 1,26 Gew.% und der an Bor mit 0,14 Gew.%. Das Verhältnis von Nickel zu Bor konnte damit mit 9 : 1 angegeben werden.
  • In der Zeichnung ist die Abhängigkeit der Schlagzähigkeit vom Borgehalt bei einem erfindungsgemäßen Verfahren an Hand zweier Vorlegierungspulver dargestellt.
  • Die Kurve 1 bezieht sich auf ein Vorlegierungspulver mit 67 Gew.% Nickel, 30 Gew.% Eisen und 3 Gew.% Bor, wobei dieses Vorlegierungspulver in verschiedenen Mengen dem Sinterpulver zugemischt wurde. Nach einem Sintern unter den Bedingungen der Ausführungsbeispiele wurde die Schlagzähigkeit der unterschiedliche Boranteile aufweisenden Formkörper gemessen. Die Kurve 1 zeigt den grundsätzlichen Verlauf der Schlagzähigkeit in Abhängigkeit von den in Gew.% auf der Abszisse aufgetragenen Werten des Borgehaltes. Die Größe der Schlagzähigkeit wird dabei von der Zusammensetzung des Sinterpulvers mitbestimmt, so daß in der Zeichnung nur die grundsätzliche Abhängigkeit der Schlagzähigkeit vom Borgehalt wiedergegeben wurde, nicht aber bestimmte Meßwerte für die Schlagzähigkeit. Es zeigt sich, daß die Schlagzähigkeit im Bereich eines Borgehaltes zwischen 0,13 und 0,15 Gew.% des Sinterstahls ein Maximum erreicht, um dann zu höheren Boranteilen hin stark abzufallen.
  • Die Kurve 2 spiegelt die Meßwerte wieder, die sich beim Einsatz eines Vorlegierungspulvers mit 63 Gew.% Nickel, 30 Gew.% Eisen und 7 Gew.% Bor entsprechend dem zweiten Ausführungsbeispiel ergeben. Es wurden bei der Ermittlung der Kurven 1 und 2 lediglich die Gewichtsanteile des Vorlegierungspulvers an der Pulvermischung geändert, die übrigen Parameter aber unverändert belassen. Es zeigt sich aus den beiden Kurven 1 und 2, daß sich für das Vorlegierungspulver mit dem höheren Nickel- und dem geringen Boranteil in einem weiten Bereich günstigere Bedingungen hinsichtlich der Schlagzähigkeit der Formkörper ergeben. Aus den beiden Kurven läßt sich auch ablesen, daß bei einem Borgehalt größer als 0,2 Gew.% die Schlagzähigkeit rasch abnimmt.

Claims (2)

  1. Verfahren zum Herstellen eines Formkörpers aus Sinterstahl, wobei ein Sinterpulver auf Eisenbasis mit einem Vorlegierungspulver, das Nickel, weniger als 10 Gew.% Bor und Eisen enthält, gemischt und die Pulvermischung, in der das Gewichtsverhältnis zwischen dem Nickel- und dem Boranteil 5 übersteigt, zu einem Formling gepreßt wird, bevor der Formling unter Bedingungen eines Flüssigphasensinterns mit einem Volumsanteil an flüssiger Phase bis 15% gesintert wird, dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt der Pulvermischung zwischen 0,10 und 0,15 Gew.% liegt und daß das Voriegierungspulver eine durchschnittliche Teilchengröße zwischen 10 und 90 µm aufweist.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulvermischung einen Kohlenstoffgehalt zwischen 0,15 und 0,8 Gew.% aufweist.
EP03798821A 2002-10-01 2003-09-30 Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sinterstahl Expired - Lifetime EP1546425B1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AT0148002A AT411691B (de) 2002-10-01 2002-10-01 Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sintermetall
AT14802002 2002-10-01
PCT/AT2003/000292 WO2004031427A2 (de) 2002-10-01 2003-09-30 Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sinterstahl

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP1546425A2 EP1546425A2 (de) 2005-06-29
EP1546425B1 true EP1546425B1 (de) 2011-01-19

Family

ID=27792533

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP03798821A Expired - Lifetime EP1546425B1 (de) 2002-10-01 2003-09-30 Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sinterstahl

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20060165548A1 (de)
EP (1) EP1546425B1 (de)
JP (1) JP2006501364A (de)
AT (2) AT411691B (de)
AU (1) AU2003265714A1 (de)
DE (1) DE50313424D1 (de)
WO (1) WO2004031427A2 (de)

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1077235B (de) * 1957-10-07 1960-03-10 Deutsche Edelstahlwerke Ag Verfahren zur Herstellung von legierten Sinterstaehlen
JPS5884905A (ja) * 1981-11-13 1983-05-21 N D C Kk ステンレス鋼粉の多孔質焼結体の製造方法
DE4207379A1 (de) * 1992-03-09 1993-09-16 Asea Brown Boveri Verfahren und herstellung eines sinterkoerpers aus hochlegiertem stahlpulver

Also Published As

Publication number Publication date
US20060165548A1 (en) 2006-07-27
WO2004031427A3 (de) 2004-10-28
ATA14802002A (de) 2003-09-15
AT411691B (de) 2004-04-26
EP1546425A2 (de) 2005-06-29
WO2004031427A2 (de) 2004-04-15
DE50313424D1 (de) 2011-03-03
ATE496149T1 (de) 2011-02-15
AU2003265714A1 (en) 2004-04-23
JP2006501364A (ja) 2006-01-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2066821B1 (de) Metallpulver
DE69532541T2 (de) Hochfester hochverschleissfester gesinteter Diamantkörper
DE602004008192T2 (de) Rohes oder granuliertes Pulver zur Herstellung von Sinterkörpern, und Sinterkörper
DE69604902T2 (de) Rostfreier stahlpuder und ihre verwendung zur herstellung formkörper durch pulvermetallurgie
DE19756608C2 (de) Flüssigphasengesinterte Metallformteile und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE68917904T2 (de) Verfahren zur Herstellung von pulvermetallurgisch gesinterten Formkörpern.
DE2244470C3 (de) Hochkorrosionsbeständige und -verschleißfeste Sinterstahllegierung
DE2407410B2 (de) Karbidhartmetall mit ausscheidungshärtbarer metallischer Matrix
DE3881979T2 (de) Legiertes Stahlpulver für Pulvermetallurgische Verfahren.
DE1783134B2 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Hartlegierungen. Ausscheidung aus: 1533275 Annu Latrobe Steel Co., Latrobe, Pa. (V.StA.)
EP2185738B1 (de) Herstellung von legierungen auf basis von titanuluminiden
DE1125459C2 (de) Verfahren zum Erzeugen von legiertem Pulver auf Eisenbasis fuer pulvermetallurgische Zwecke
EP2379763A1 (de) Eisen-kohlenstoff masteralloy
DE69320633T2 (de) Gesinterte karbonitridlegierung auf titanbasis mit extrem feiner korngrösse mit hoher zähigkeit und/oder verschleissfestigkeit
DE69514935T2 (de) Manganhaltige materialien mit hoher zugfestigkeit
DE68919635T2 (de) Verfahren zur Herstellung einer mittels Nitriddispersion verstärkten Legierung.
DE69434357T2 (de) Legierung auf Stahlbasis mit hohem Modul und Verfahren zu deren Herstellung
DE69306762T2 (de) Verfahren zur herstellung von werkstoffen aus verbundguss mit einer aluminium-magnesium matrix-legierung
DE2001341A1 (de) Legierung bzw. Mischmetall auf der Basis von Molybdaen
EP0710516B1 (de) Verfahren und Spritzgussmasse für die Herstellung metallischer Formkörper
DE68924678T2 (de) Stahllegierungspulver für Spritzgussverfahren, seine Verbindungen und ein Verfahren zur Herstellung von Sinterteilen daraus.
AT411691B (de) Verfahren zum herstellen eines formkörpers aus sintermetall
DE19708197A1 (de) Gesintertes Gleit- bzw. Schiebeelement und Verfahren zu dessen Herstellung
DE3043321A1 (de) Sinterprodukt aus metall-legierung und dessen herstellung
DE2617225A1 (de) Verfahren zur herstellung von molybdaenlegierungen

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: 20050412

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A2

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LI LU MC NL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL LT LV MK

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
17Q First examination report despatched

Effective date: 20090605

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 BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LI LU MC NL PT RO SE SI SK TR

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REF Corresponds to:

Ref document number: 50313424

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20110303

Kind code of ref document: P

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 50313424

Country of ref document: DE

Effective date: 20110303

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: VDEP

Effective date: 20110119

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

Ref country code: ES

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: 20110430

Ref country code: PT

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: 20110519

Ref country code: GR

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: 20110420

Ref country code: SE

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: 20110119

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FD4D

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

Ref country code: BG

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: 20110419

Ref country code: SI

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: 20110119

Ref country code: FI

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: 20110119

Ref country code: CY

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: 20110119

Ref country code: NL

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: 20110119

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

Ref country code: IE

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: 20110119

Ref country code: EE

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: 20110119

Ref country code: DK

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: 20110119

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

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

Ref country code: SK

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: 20110119

Ref country code: CZ

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: 20110119

Ref country code: RO

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: 20110119

26N No opposition filed

Effective date: 20111020

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

Ref country code: IT

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: 20110119

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 50313424

Country of ref document: DE

Effective date: 20111020

BERE Be: lapsed

Owner name: MIBA SINTER AUSTRIA GMBH

Effective date: 20110930

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

Ref country code: MC

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

Effective date: 20110930

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

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

Effective date: 20110930

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST

Effective date: 20120531

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

Ref country code: BE

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

Effective date: 20110930

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: 20110930

Ref country code: CH

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

Effective date: 20110930

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: 20110930

Ref country code: FR

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

Effective date: 20110930

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 496149

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20110930

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: 20110930

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: 20110930

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

Ref country code: TR

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: 20110119

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

Ref country code: HU

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: 20110119

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

Ref country code: DE

Payment date: 20201127

Year of fee payment: 18

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R119

Ref document number: 50313424

Country of ref document: DE

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: 20220401