EP2374560A1 - Verschleißbeständiger Werkstoff - Google Patents

Verschleißbeständiger Werkstoff Download PDF

Info

Publication number
EP2374560A1
EP2374560A1 EP11004405A EP11004405A EP2374560A1 EP 2374560 A1 EP2374560 A1 EP 2374560A1 EP 11004405 A EP11004405 A EP 11004405A EP 11004405 A EP11004405 A EP 11004405A EP 2374560 A1 EP2374560 A1 EP 2374560A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
carbon
nitrogen
wear
content
niobium
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.)
Withdrawn
Application number
EP11004405A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Werner Prof. Dr.-Ing. Theisen
Stephan Dipl.-Ing. Huth
Herbert Ing. Schweiger
Jochen Dipl.-Ing. Perko
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.)
Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Original Assignee
Boehler Edelstahl 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 Boehler Edelstahl GmbH and Co KG filed Critical Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Publication of EP2374560A1 publication Critical patent/EP2374560A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22FWORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08Making 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
    • B22F9/082Making 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 atomising using a fluid
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26Methods of annealing
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C33/00Making ferrous alloys
    • C22C33/02Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0207Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy
    • C22C33/0228Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy comprising other non-metallic compounds or more than 5% of graphite
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C33/00Making ferrous alloys
    • C22C33/02Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0278Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
    • C22C33/0292Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with more than 5% preformed carbides, nitrides or borides
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C23COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23CCOATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22FWORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10Processes characterised by the sequence of their steps
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004Dispersions; Precipitations
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008Martensite
    • YGENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10TTECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/25Web or sheet containing structurally defined element or component and including a second component containing structurally defined particles

Definitions

  • the invention relates to a wear-resistant material containing carbon (C), nitrogen (N), oxygen (O), niobium and / or tantalum (Nb / Ta) as well as metallic elements and impurities remainder with a structure consisting of a metal matrix and in these Hartphasen stored.
  • metallic materials consist of a tough or tough matrix and distributed in this hard phases, which are usually formed as interstitial compounds.
  • a wear-reducing effect of hard phase deposits is well known, with a higher hard phase content in the matrix as much as possible reducing abrasive removal from the workpiece surface when the support force for the hard particles and the matrix hardness are high.
  • wear-resistant iron-based materials eg. Cold work steels, from a hard, preferably thermally tempered metal matrix with distributed in this, precipitated from the residual melt of the alloy during solidification, carbides.
  • Carbide formation in a ledeburitic solidification of an alloyed melt in a cast billet may also result in coarse hard phases with inhomogeneous distribution in the material due to a low solidification rate in the center thereof and segregation.
  • alloys Due to the demand for highly wear-resistant materials, which should possibly have a superior corrosion resistance, alloys have been proposed which have a high content of carbide formers, in particular monocarbide formers, with a corresponding carbon content and a chromium concentration in the matrix of more than 12.0 wt .-%.
  • Nitrogen for hard phase formation is considered an advantageous measure for the production of wear-resistant materials in the WO 2007/024 192 A1 proposed.
  • the invention sets itself the goal of specifying a material which has a high resistance to abrasion under abrasion stress.
  • this material in an alloy variant should also be resistant to chemical corrosion.
  • Another object of the invention is to provide a method for producing a material with greatly reduced wear and optionally desired corrosion properties or high corrosion resistance.
  • the object of the invention mentioned at the outset is essentially achieved by a material containing in% by weight: Carbon (C) more than 0.3 to 3.5 Nitrogen (N) 12:05 to 4.0 Oxygen (O) more than 0002 to 12:25 Niobium / tantalum (Nb / Ta) 3.0 to 18.0
  • the hard phases are formed as carbides and / or nitrides and / or carbonitrides and / or Kohlenstoffkarbonitride and have a diameter of at most 50 microns and at least 0.2 microns ,
  • the advantages of the wear-resistant material of the invention consist essentially in the fact that due to the niobium / tantalum concentration of 3.0 to 18.0 wt .-% and the carbon content of 0.3 to 3.0 wt .-% and the nitrogen content of 0.05 to 4.0 wt .-% high-hardness niobium and / or tantalum monocarbides, mononitrides or monocarbonitrides are present in a homogeneous distribution with a small diameter and thus a high abrasion resistance is achieved.
  • the oxygen content of 0.0020 to 0.25 in the material acts on the one hand as a formation nucleus for the hard phase with respect to hard particles with specific, small size in a homogeneous distribution in the matrix and on the other hand as a separate hard material former.
  • the hard material particles have a diameter of at most 50 ⁇ m, because with larger phases the danger of breaking them out of the matrix is suddenly increased. Smaller diameters than 0.2 ⁇ m of the hard phases provide only a slight, abrasion-reducing effect.
  • the matrix of the wear-resistant alloy has a martensitic microstructure, then the material itself has an increased abrasion-reducing hardness, minimizing as far as possible the risk of breaking hard phases out of the structure during wear.
  • the concentrations of the alloying metals are coordinated in this material with respect to the carbon activity and the carbide formation kinetics of the respective elements, the contents of the monocarbide formers being decisive for the intended carbon concentration.
  • Nitrogen is limited with a content of 0.6 wt .-% to the top, because in the given case, the hard phases should be designed mainly as carbides. Below 0.15 wt.% Nitrogen, the solidification effect of the matrix is too low, so that the content limits in wt.% Are 0.15 to 0.6 nitrogen.
  • Silicon acts as a deoxidation metal and influences the microstructural transformation of the alloy during the heat treatment.
  • a minimum content of 0.2% by weight of Si is important in terms of effective oxide formation, whereas higher contents than 1.5% by weight adversely affect toughness.
  • a manganese content of 0.3% by weight or more is intended for setting sulfur in the metal, with more than 2.0% by weight of Mn promoting disadvantageous austenite stability.
  • Chromium and molybdenum provide corrosion resistance of the alloy at minimum concentrations of 10.0 and 0.5 wt%, but may also be effective as carbide formers. Higher contents than 20% by weight Cr and 3.0% by weight Mo disadvantageously lead to a stabilization of ferrite in a heat treatment.
  • Vanadium and titanium should not exceed contents of 1.0 wt .-%, because carbides of these elements to a large extent dissolve Cr or incorporate into the crystal lattice, which can cause depletion of Cr in the edge region of the matrix.
  • the elements niobium and tantalum are elements that form in the alloy from a content of 3.0 wt .-% hard, the wear resistance of the material promoting monocarbides. It is important that these elements Nb / Ta show only a slight tendency to incorporate further elements, in particular chromium, in the carbide or carbonitride formation in the crystal lattice, so that in the vicinity of these hard phases no depletion of the matrix of alloy components, especially of chromium and Molybdenum, arises and thus no adverse effect on the corrosion resistance of the material is formed.
  • the high nitrogen content of 1.0 to 4.0 wt .-% at carbon concentrations of 0.3 to 1.0 wt .-% leads to substantially nitrides formed hard phases, whereby the chromium and molybdenum induced passive layer formation and corrosion resistance are promoted.
  • the highly wear-resistant tool material which is based on a type of high-speed steel alloy, can be easily tempered to high hardness values and has outstanding toughness despite its high hardness. Particularly pronounced is the wear resistance of the cutting tools formed from this alloy, which tools thus have a particularly long service life in coarse and interrupted section.
  • the inventive method of the type mentioned above is determined such that in a first step, a metallic liquid alloy containing niobium / tantalum (Nb / Ta) with a concentration of 3.0 to 18.0 wt .-%, and a content of carbon and / or nitrogen, in which no primary excretions formed on carbides and / or nitrides above the Verdüsungstemperatur or liquidus temperature, is atomized to powder material, after which the powder subjected to a process for increasing the carbon content and / or the nitrogen content and / or the oxygen content and subsequently subjected to a H disclosekompaktieren, in particular a hot isostatic pressing Alternatively, the pellet or HIP body is subjected to a hot deformation and / or a heat treatment alternatively.
  • the method according to the invention has the advantage that materials with a high carbide-nitride or carbonitride hard material content can be produced, the hard-material particles having small diameters and homogeneous distribution in the matrix.
  • the matrix elements can by a thermal tempering or by hardening and tempering of the material impart this high strength and prevent stripping or breaking the larger, optimized hard particles as far as possible. As a result, a particularly pronounced wear resistance of the material is achieved.
  • other hard material particles with a size of 2 to 50 microns to an extent of up to 25 vol .-% can be added to the powder material, which are effective in reducing wear for the given material.
  • Tab. 1 on page 11 shows the composition of two commercially available, wear-resistant alloys with the designations X190 CrVMo 20 4 1, X90 CrVMo 18 1 1, of corrosion-resistant, inventive alloys with the designations A, B, C, and of cutting materials according to the invention with the designations D, E, F.
  • the commercial alloys were made by the PM method with a HIP block (hot isostatic pressed) of greater than 6 times.
  • Powders for the samples designated A, B, C were made from alloys having the following main components in wt%: description Si Mn Cr Not a word V W Nb Co Fe A 12:43 12:42 11.92 2.21 12:08 12:07 9:02 12:08 rest B 12:51 12:44 16:41 2.19 12:09 12:07 9:56 12:05 rest C 12:43 12:42 11.92 2.21 12:05 12:06 9:02 12:08 rest produced by atomizing by means of nitrogen gas.
  • Atomization with nitrogen was further carried out using melts designated D, E, F with the main constituents in% by weight: description Si Mn Cr Not a word V W Nb Co Fe D 12:30 12:40 4.15 2.94 1:52 2.13 3:34 12:12 rest e 12:28 12:35 3.95 2.84 1:47 2.23 3:45 8.21 rest F 00:37 12:33 3:58 4.10 1.84 5:07 10.73 7:07 rest
  • the alloyed metal powder was then placed under nitrogen atmosphere in steel containers and knock compacted, followed by welding of the containers and hot isostatic pressing at a temperature of 1165 ° C.
  • Tab. 1 shows the chemical composition of known materials (X190 CrVMo 20 4 1 and X90 CrMoV 18 1 1) and those of steel samples according to the invention
  • Fig. 1 shows, in the relevant potential range of about -300mV to + 300mV, the comparative alloy X190 CrVMo 20 4 1 essentially the highest passive current density in comparison with the inventively assembled samples A, B, C, which reveals their improved corrosion behavior.
  • Fig. 2 shows the hardness of the differently composite alloys after hardening as a function of the tempering temperature after two tempering.
  • the respective hardening temperature can be taken from the designation field for the alloys.
  • the materials A and C of the alloy according to the invention on a comparatively low tempering hardness, because their respective carbon content of improved corrosion resistance due to (see Fig.1 ) was chosen low.
  • the material hardness of the alloys D, E and F are significantly higher in the range of tempering temperatures between 500 ° C and 600 ° C, which discloses a clear superiority of the same for use of, for example, cutting and forming elements.
  • Fig. 3 shows the wear behavior of the samples made from the alloys, determined according to the VDI Progress Reports "Nitrogen-alloyed Tool Steels", Series 5, No. 188 (1990), p. 129 described pin-disk test with Flint 80s

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft einen verschleißfesten Werkstoff und ein Verfahren zur Herstellung desselben. Gemäß der Erfindung enthält dieser Werkstoff in Gew.-% Kohlenstoff (C) mehr als 0.3 bis 3.5 Stickstoff (N) 0.05 bis 4.0 Sauerstoff (O) mehr als 0.002 bis 0.25 Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 18.0 sowie metallische Elemente und Verunreinigungen als Rest, wobei die Hartphasen einen Durchmesser von höchstens 50µm und mindestens 0.2µm aufweisen. Das Verfahren ist erfindungsgemäß gekennzeichnet durch ein Verdüsen eines vorlegierten Stahles zu Pulver, einem Erhöhen des Kohlenstoff- und/oder Stickstoff-und/oder Sauerstoffgehaltes des Pulvers und einem Kompaktieren und Weiterverarbeiten desselben.

Description

  • Die Erfindung bezieht sich auf einen verschleißbeständigen Werkstoff, enthaltend Kohlenstoff (C), Stickstoff (N), Sauerstoff (O), Niob und/oder Tantal (Nb/Ta) sowie metallische Elemente und Verunreinigungen als Rest mit einem Gefüge, bestehend aus einer Metallmatrix und in diese eingelagert Hartphasen.
  • Gemäß dem technischen Ansatz bestehen verschleißresistente, metallische Werkstoffe aus einer zähfesten oder zähharten Matrix und in dieser verteilt Hartphasen, welche zumeist als interstitielle Verbindungen ausgeformt sind.
  • Eine verschleißmindemde Wirkung von Hartphaseneinlagerungen ist allgemein bekannt, wobei ein höherer Hartphasenanteil in der Matrix einen abrasiven Abtrag von der Werkstückoberfläche höchstmöglich vermindert, wenn die Stützkraft für die Hartstoffpartikel und die Matrixhärte hoch sind.
  • Nach dem Stand der Technik bestehen verschleißresistente Eisenbasiswerkstoffe, zB. Kaltarbeitsstähle, aus einer harten, vorzugsweise thermisch vergüteten Metallmatrix mit in dieser verteilten, aus der Restschmelze der Legierung bei der Erstarrung ausgeschiedenen, Karbiden.
  • Eine Karbidbildung bei einer ledeburitischen Erstarrung einer legierten Schmelze in einem Gussblock kann auch aufgrund einer niedrigen Erstarrungsgeschwindigkeit im Zentrum desselben und durch Seigerung zu groben Hartphasen mit inhomogener Verteilung im Werkstoff führen.
  • Um eine höhere Konzentration von Hartphasen im Werkstoff, insbesondere bei gleichmäßiger Verteilung in diesem, zu erreichen, ist es bekannt, pulvermetallurgische Herstellverfahren anzuwenden. Im Wesentlichen wird bei diesen PM-Verfahren eine legierte, flüssige Schmelze nach einem Ausfließen aus einer Düse durch Hochdruck-Gasstrahlen in kleine Tröpfchen zerteilt, welche naturgemäß mit hoher Geschwindigkeit abkühlen und dadurch feine Hartphasenpartikel bei der Erstarrung ausscheiden. Durch ein heißisostatisches Pressen (HIP) oder mittels Verformung des Pulvers in einem Behältnis erfolgt eine Herstellung eines weitgehend dichten Werkstoffes mit hohem Anteil an gleichmäßig verteilten Hartphasen mit geringer Korngröße.
  • Eine Steigerung der Verschleißresistenz mittels Erhöhung des Volumenanteils von Hartphasen in der Matrix eines Werkstoffes und in der Folge einer Erhöhung der Konzentration der die Hartphasen bildenden Elemente hat jedoch verfahrenstechnische und reaktionskinetische Grenzen. Primäre Ausscheidungen im Flüssigmetall können während des Verdüsungsablaufes zu einer Verringerung der Ausströmung derselben aus der Düse oder zu einem totalen Zuwachsen der Durchtrittsöffnung führen und derart die Herstellbarkeit nachteilig beeinflussen. Größere Legierungsüberhitzungen im Vorratsgefäß einer Anlage zur Metallpulverherstellung können auch metallurgische und/oder reaktionskinetische Nachteile haben.
  • Aufgrund des Bedarfs an höchst verschleißresistenten Werkstoffen, welche gegebenenfalls eine überlegene Korrosionsbeständigkeit aufweisen sollen, wurden vielfach Legierungen vorgeschlagen, welche einen hohen Gehalt an Karbidbildnern, insbesondere Monokarbidbildnern, mit entsprechendem Kohlenstoffgehalt und einer Chromkonzentration in der Matrix von über 12.0 Gew.-% haben.
  • In der DE 42 02 339 B4 wird beispielsweise ein korrösionsbeständiger, hochverschleißfester, härtbarer Stahl mit Niobgehalten von 5.0 bis 8.0% Nb vorgeschlagen, welcher ohne Anwendung eines pulvermetallurgischen Verfahrens herstellbar ist.
  • Um auch bei langsamer Abkühlung eines Bauteiles eine verschleißfeste Matrix mit harter, martensitischer Struktur und einem hohen Karbidanteil zu erreichen, ist gemäß DE 10 2005 020 081 A1 ein hoher Gehalt der Elemente Chrom, Molybdän, Vanadin, und vor allem auch Nickel vorgesehen, weil diese Elemente im ZTU-Schaubild die Perlitnase nach rechts verschieben.
  • Legierungen, bei welchen kein teures Chrom durch Karbidbildung verloren gehen soll, offenbart die DE 42 31 695 A1 und schlägt vor, einen PM-Werkzeugstahl mit 1 bis 3.5 Gew.-% Stickstoff zu legieren.
  • Stickstoff zur Hartphasenbildung wird als vorteilhafte Maßnahme für die Herstellung von verschleißbeständigen Werkstoffen in der WO 2007/024 192 A1 vorgeschlagen.
  • Ausgehend vom technischen Bedarf und dem technologischen Stand der Technik setzt sich die Erfindung zum Ziel, einen Werkstoff anzugeben, welcher einen hohen Widerstand gegen Abtrag bei Abrasionsbeanspruchung aufweist. Mit Vorteil soll dieser Werkstoff in einer Legierungsvariante auch gegen chemische Korrosion beständig zusammengesetzt sein.
  • Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung eines Werkstoffes mit stark verringertem Verschleiß und gegebenenfalls gewünschten Korrosionseigenschaften bzw. hoher Korrosionsbeständigkeit.
  • Das Ziel der eingangs genannten Erfindung wird im Wesentlichen durch einen Werkstoff, enthaltend in Gew.-%:
    Kohlenstoff (C) mehr als 0.3 bis 3.5
    Stickstoff (N) 0.05 bis 4.0
    Sauerstoff (O) mehr als 0.002 bis 0.25
    Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 18.0
  • sowie metallische Elemente und Verunreinigungen als Rest
    mit einem Gefüge, bestehend aus einer Metallmatrix und in diese eingelagert Hartphasen, mit der Maßgabe erreicht, dass die Hartphasen als Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride und/oder Oxidkarbonitride gebildet sind und einen Durchmesser von höchstens 50 µm und mindestens 0.2 µm aufweisen.
  • Die Vorteile des erfindungsgemäßen, verschleißfesten Werkstoffes bestehen im Wesentlichen darin, dass infolge der Niob/Tantal-Konzentration von 3.0 bis 18.0 Gew.-% und des Kohlenstoffgehaltes von 0.3 bis 3.0 Gew.-% sowie des Stickstoffgehaltes von 0.05 bis 4.0 Gew.-% hochharte Niob und/oder Tantal-Monokarbide, Mononitride oder Monokarbonitride in homogener Verteilung mit geringem Durchmesser vorliegen und derart ein hoher Abrasionswiderstand erreicht wird.
  • Durch geringere Anteile an Kohlenstoff als 0.3 Gew.-% und Stickstoff als 0.05 Gew.% kann das Bildungspotential von Verbindungen mit Gehalten von 3.0 bis 18.0 Gew.% Nb/Ta nicht ausreichend ausgenützt werden, hingegen wirken höhere Gehalte als 3.0 bis 4.0 Gew.-% an Kohlenstoff und Stickstoff gefügeverschlechternd.
  • Der Sauerstoffgehalt von 0.0020 bis 0.25 im Werkstoff wirkt einerseits als Bildungskeim für die Hartphase im Hinblick auf Hartstoffteilchen mit bestimmter, geringer Größe in homogener Verteilung in der Matrix und andererseits als eigener Hartstoffbildner.
  • Höhere Sauerstoffgehalte als 0.25 Gew.-% verspröden die Hartphasen, wohingegen geringere Gehalte als 0.0020 Gew.-% keine ausgeprägte Keimwirkung haben.
  • Es ist erfindungsgemäß wichtig, dass die Hartstoffteilchen einen Durchmesser von höchstens 50µm aufweisen, weil bei größeren Phasen die Gefahr des Ausbrechens derselben aus der Matrix sprunghaft erhöht ist. Geringere Durchmesser als 0.2µm der Hartphasen erbringen nur eine geringe, abrasionsvermindernde Wirkung.
  • Wenn, wie gemäß der Erfindung, die Matrix der verschleißbeständigen Legierung eine martensitische Gefügestruktur aufweist, so hat der Werkstoff selbst eine erhöhte abrasionsmindernde Härte, wobei höchstmöglich eine Gefahr des Ausbrechens von Hartphasen aus dem Gefüge bei Verschleißbeanspruchung minimiert ist.
  • Bei einer Weiterbildung der Erfindung hat sich für einen Werkstoff mit hohem Widerstand gegen Abtrag bei Abrasionsbeanspruchung und mit hoher Korrosionsbeständigkeit eine Zusammensetzung von in Gew.-%
    Kohlenstoff (C) 0.5 bis 2.5
    Stickstoff (N) 0.15 bis 0.6
    Silicium (Si) 0.2 bis 1.5
    Mangan (Mn) 0.3 bis 2.0
    Chrom (Cr) 10.0 bis 20.0
    Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 15.0
    Molybdän (Mo) 0.5 bis 3.0
    Vanadium (V) 0.1 bis 1.0
    Titan (Ti) 0.001 bis 1.0
    Eisen (Fe) Rest
    und herstellungsbedingte Verunreinigungen, mit der Maßgabe, dass der Zusammenhang von Kohlenstoffgehalt und die jeweilige Konzentration von Niob/Tantal sowie Vanadin und Titan einen Wert, gebildet aus % C = 0.3 + % Nb + 2 x % V + % Ti U
    Figure imgb0001
    erfüllt, und die Zahl U größer als 6, jedoch kleiner als 10 ist, als besonders vorteilhaft herausgestellt.
  • Die Konzentrationen der Legierungsmetalle sind in diesem Werkstoff bezüglich der Kohlenstoffaktivität und der Karbidbildungskinetik der jeweiligen Elemente aufeinander abgestimmt, wobei die Gehalte der Monokarbidbildner maßgebend für die vorgesehene Kohlenstoffkonzentration sind. Stickstoff ist mit einem Gehalt von 0.6 Gew.-% nach obenhin begrenzt, weil im gegebenen Fall die Hartphasen hauptsächlich als Karbide ausgebildet sein sollen. Unter 0.15 Gew.-% Stickstoff ist die Verfestigungswirkung der Matrix zu gering, sodass die Gehaltsgrenzen in Gew.% 0.15 bis 0.6 Stickstoff sind.
  • Silicium wirkt als Desoxidationsmetall und beeinflusst die Gefügeumwandlung der Legierung bei der Wärmebehandlung. Ein Mindestgehalt von 0.2 Gew.-% Si ist im Hinblick auf eine wirksame Oxidbildung wichtig, wo hingegen höhere Gehalte als 1.5 Gew.-% die Zähigkeit nachteilig beeinflussen.
  • Ein Mangangehalt von 0.3 Gew.-% und mehr ist für eine Abbindung von Schwefel im Metall vorgesehen, wobei über 2.0 Gew.-% Mn eine nachteilig wirkende Austenitstabilität fördert.
  • Chrom und Molybdän begründen eine Korrosionsbeständigkeit der Legierung bei Mindestkonzentrationen von 10.0 und 0.5 Gew.-%, können jedoch auch als Karbidbildner wirksam sein. Höhere Gehalte als 20 Gew.-% Cr und 3.0 Gew.-% Mo führen in nachteiliger Weise bei einer Wärmebehandlung zu einer Stabilisierung von Ferrit.
  • Vanadin und Titan sollen Gehalte von jeweils 1.0 Gew.-% nicht übersteigen, weil Karbide dieser Elemente im hohen Maße Cr lösen bzw. in das Kristallgitter einbauen, wodurch im Randbereich der Matrix eine Verarmung an Cr entstehen kann.
  • Durch diese örtliche Chromverarmung erfolgt eine Störung der Ausbildung einer stabilen Passivschicht an der Oberfläche, wodurch die Korrosionsbeständigkeit der Legierung verschlechtert ist. In Gew.-% 0.1 Vanadin und 0.001 Titan wirken für eine Bildung von Monokarbidkeimen günstig.
  • Die Elemente Niob und Tantal sind Elemente, die in der Legierung ab einem Gehalt von 3.0 Gew.-% harte, die Verschleißfestigkeit des Werkstoffes fördernde Monokarbide ausformen. Dabei ist es wichtig, dass diese Elemente Nb/Ta nur eine geringe Neigung zeigen, weitere Elemente, insbesondere Chrom, bei der Karbid-oder Karbonitridbildung in das Kristallgitter einzubauen, sodass im Umfeld dieser Hartphasen keine Verarmung der Matrix an Legierungskomponenten, insbesondere an Chrom und Molybdän, entsteht und somit kein nachteiliger Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit des Werkstoffes entsteht.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung werden ein geringer Verschleiß und eine hohe Korrosionsbeständigkeit des Werkstoffes erreicht, wenn dieser
    Kohlenstoff (C) mehr als 0.3 bis 1.0
    Stickstoff (N) 1.0 bis 4.0
    Silizium (Si) 0.2 bis 1.5
    Mangan (Mn) 0.3 bis 1.5
    Chrom (Cr) 10.0 bis 20.0
    Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 15.0
    Molybdän (Mo) 0.5 bis 3.0
    Vanadin (V) 0.1 bis 1.0
    Titan (Ti) 0.001 bis 1.0
    Eisen (Fe) Rest
    und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
    mit der Maßgabe aufweist, dass der Zusammenhang von Stickstoffgehalt und die jeweilige Konzentration von Niob sowie Vanadin einen Wert, gebildet aus % N = 0.3 + % Nb + 2 x % V + % Ti U 1
    Figure imgb0002
    erfüllt ist, und die Zahl U1 größer als 4 und kleiner als 8 ist.
  • Der hohe Stickstoffgehalt von 1.0 bis 4.0 Gew.-% bei Kohlenstoffkonzentrationen von 0.3 bis 1.0 Gew.-% führt zu im Wesentlichen aus Nitriden gebildeten Hartphasen, wobei die durch Chrom und Molybdän bewirkte Passivschichtbildung und die Korrosionsbeständigkeit gefördert werden.
  • Unter Berücksichtigung des Chromgehaltes im Hinblick auf eine Korrosionsbeständigkeit und bei Ausrichtung des Verschleißwiderstandes auf im Wesentlichen Karbide kann gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung ein Werkstoff günstig und wirtschaftlich bereitstellbar sein, der in Gew.-%
    Kohlenstoff (C) 0.5 bis 3.0
    Stickstoff (N) 0.15 bis 0.6
    Silizium (Si) 0.2 bis 1.5
    Mangan (Mn) 0.3 bis 2.0
    Chrom (Cr) 10.0 bis 20.0
    Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 15.0
    Molybdän (Mo) 0.5 bis 3.0
    Vanadin (V) 0.1 bis 1.0
    Titan (Ti) 0.001 bis 1.0
    Eisen (Fe) Rest
    mit herstellungsbedingten Verunreinigungen
    mit der Maßgabe beinhaltet, dass der Zusammenhang von Kohlenstoffgehalt und die jeweilige Konzentration von Niob, Vanadin, Titan und Chrom einen Wert, gebildet aus % C = 0.3 + % Nb + 2 x % V + % Ti U 2 + Cr U 3
    Figure imgb0003
    erfüllt, und die Zahl U2 größer als 6 und kleiner als 10
    und die Zahl U3 größer als 9 und kleiner als 17 sind.
  • Werden von einem erfindungsgemäßen Werkstoff neben hoher Verschleißfestigkeit auch eine hohe Warmhärte und dgl. Zähigkeit gefordert, wie dies für spanabhebende Werkzeuge von besonderer, größter Bedeutung ist, so kann die Legierung bei abgesenkten Chromgehalten folgende Zusammensetzung und Relationen der Elemente in Gew-% aufweisen
    Kohlenstoff (C) 1.0 bis 3.5
    Stickstoff (N) 0.05 bis 0.4
    Silizium (Si) 0.2 bis 1.5
    Mangan (Mn) 0.3 bis 1.0
    Chrom (Cr) 2.5 bis 6.0
    Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 18.0
    Molybdän (Mo) 2.0 bis 10.0
    Wolfram (W) 0.1 bis 12.0
    Vanadin (V) 0.1 bis 3.0
    Cobalt (Co) 0.1 bis 12.0
    Eisen (Fe) Rest
    mit herstellungsbedingten Verunreinigungen
    mit der Maßgabe, dass der Zusammenhang von Kohlenstoffgehalt und die jeweilige Konzentration von Niob/Tantal sowie Vanadin und Titan einen Wert, gebildet aus % C = 0.6 + % Nb + 2 x % V + % Ti U 4 + 2 x % Mo + % W U 5
    Figure imgb0004

    erfüllt ist, wobei die Zahlenwerte U4 = 6 bis 10 / U5 = 80 bis 100 sind.
  • Der auf einer Art Schnellstahllegierung basierende, hochverschleißfeste Werkzeugwerkstoff kann auf einfache Weise auf hohe Härtewerte vergütet werden und weist trotz hoher Härte überragende Zähigkeit auf. Besonders ausgeprägt ist die Verschleißfestigkeit der aus dieser Legierung gebildeten Schneidwerkzeuge, welche Werkzeuge dadurch eine besonders hohe Standzeit im groben und unterbrochenen Schnitt haben.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren der eingangs genannten Art ist derart bestimmt, dass in einem ersten Schritt eine metallische, flüssige Legierung, enthaltend Niob/Tantal (Nb/Ta) mit einer Konzentration von 3.0 bis 18.0 Gew.-%, sowie einem Gehalt an Kohlenstoff und/oder Stickstoff, bei welcher keine Primärausscheidungen an Karbiden und/oder Nitriden oberhalb der Verdüsungstemperatur oder Liquidustemperatur gebildet werden, zu Pulvermaterial verdüst wird, wonach das Pulver einem Verfahren zur Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes und/oder des Stickstoffgehaltes und/oder des Sauerstoffgehaltes unterworfen und im Folgenden einem Heißkompaktieren, insbesondere einem Heißisostatischen Pressen unterworfen wird, wobei der Pressling bzw. HIP-Körper alternativ einer Warmverformung und/oder einer Wärmebehandlung unterworfen wird.
  • Weil bei hohen Nb/Ta-Gehalten primäre Karbid- und Nitridausscheidungen gebildet werden können, ist es erfindungsgemäß wesentlich, in einer sonst vollständig zusammengesetzten, flüssigen Vorlegierung die Gehalte an Kohlenstoff und Stickstoff unter der Grenze für eine Ausscheidungsbildung zu halten und dieses Flüssigmetall, insbesondere mittels Stickstoffs, zu Pulvermaterial zu verdüsen. Ein derart erhaltenes, festes Metallpulver wird in der Folge bei erhöhter Temperatur durch geeignete Mittel gezielt aufgekohlt und/oder dessen Stickstoffgehalt und/oder Sauerstoffgehalt bis auf vorgesehene Gehalte erhöht. Ein derart in der Zusammensetzung nach der Erfindung eingestelltes Pulver wird in Behältnissen gemäß dem Stand der Technik eingeschlossen, kann durch Heißisostatisches Pressen (HIPen) oder Verformen bei hoher Temperatur kompaktiert und auf gewünschte Abmessungen gebracht werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren hat den Vorteil, dass Werkstoffe mit hohem Karbid-Nitrid- oder Karbonitrid-Hartstoffanteil hergestellt werden können, wobei die Hartstoffpartikel geringe Durchmesser und homogene Verteilung in der Matrix haben. Die Matrixelemente können durch eine thermische Vergütung bzw. durch ein Härten und Anlassen des Werkstoffes diesem eine hohe Festigkeit vermitteln und ein Ausschalen oder Ausbrechen der größeren, optimierten Hartstoffteilchen weitestgehend verhindern. Dadurch wird eine besonders ausgeprägte Verschleißbeständigkeit des Werkstoffes erreicht.
  • Eine Aufkohlung und/oder einer Erhöhung des Stickstoffgehaltes bei Einstellung des Sauerstoffgehaltes des vorlegierten Metallpulvers kann gemäß der Erfindung durch beigemischten, elementaren Kohlenstoff und/oder durch eine Kohlenstoff und/oder Stickstoff und/oder Sauerstoff abgebende Atmosphäre, insbesondere bei erhöhter Temperatur vor oder bei einer Heißkompaktierung erfolgen.
  • In einer Ausgestaltung der Erfindung können dem Pulverwerkstoff auch weitere Hartstoffpartikel mit einer Größe von 2 bis 50µm in einem Ausmaß bis 25 Vol.-% beigemischt werden, welche in der Folge für den gegebenen Werkstoff verschleißsenkend wirksam sind.
  • Anhand von lediglich Ausführungswege darstellenden Beispielen sollen im Vergleich mit bekannten Werkstoffen die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung näher dargestellt werden.
  • Tab. 1 auf Seite 11 zeigt die Zusammensetzung von zwei handelsüblichen, verschleißfesten Legierungen mit den Bezeichnungen X190 CrVMo 20 4 1, X90 CrVMo 18 1 1, von korrosionsfesten, erfindungsgemäßen Legierungen mit den Bezeichnungen A, B, C, und von Schneidwerkstoffen nach der Erfindung mit den Bezeichnungen D, E, F.
  • Die handelsüblichen Legierungen waren nach dem PM-Verfahren mit einer Verformung des HIP-Blockes (Heiß-Isostatisch-gepresst) von größer 6-fach hergestellt worden.
  • Pulver für die Proben mit der Bezeichnung A, B, C wurden aus Legierungen mit folgenden Hauptbestandteilen in Gew.-%:
    Bezeichnung Si Mn Cr Mo V W Nb Co Fe
    A 0.43 0.42 11.92 2.21 0.08 0.07 9.02 0.08 Rest
    B 0.51 0.44 16.41 2.19 0.09 0.07 9.56 0.05 Rest
    C 0.43 0.42 11.92 2.21 0.05 0.06 9.02 0.08 Rest
    durch Verdüsen mittels Stickstoffgas hergestellt.
  • Ein Verdüsen mit Stickstoff erfolgte weiters unter Verwendung von Schmelzen mit der Bezeichnung D, E, F mit den Hauptbestandteilen in Gew.-%:
    Bezeichnung Si Mn Cr Mo V W Nb Co Fe
    D 0.30 0.40 4.15 2.94 1.52 2.13 3.34 0.12 Rest
    E 0.28 0.35 3.95 2.84 1.47 2.23 3.45 8.21 Rest
    F 0.37 0.33 3.58 4.10 1.84 5.07 10.73 7.07 Rest
  • Als Aufkohlungsmittel wurden versuchsweise für die Werkstoffe mit den Bezeichnungen A bis C verwendet:
    CH4+O
    Graphit (beigemischt) und Stickstoff + O
    CH4 + Stickstoff + O, wobei den Metallpulvern ca. 10% NbC mit einer Korngröße von 28µm beigemischt war.
  • Die Metallpulver der weiteren Legierungen D bis F wurden in den Versuchen mit folgenden Aufkohlungs- und Aufstickungsmitteln behandelt:
    • CO + CH4 + O
    • CO + N + O
    • Graphit + CO + N + O
  • Ein Auflegieren der Legierungspulver mit Kohlenstoff, Stickstoff und Sauerstoff erfolgte bei erhöhter Temperatur.
  • Das auflegierte Metallpulver wurde in der Folge unter Stickstoffatmosphäre in Stahlbehälter eingebracht und klopfverdichtet, wonach ein Verschweißen der Behälter und ein Heiß-Isostatisches-Pressen bei einer Temperatur von 1165°C erfolgte.
  • Nach einem Warmverformen des HIP-Blockes wurden dem Erzeugnis Proben entnommen, analysiert (Tab. 1) und untersucht, wobei wichtige Ergebnisse in Fig. 1 bis Fig. 3 wiedergegeben sind. Tab. 1
    Bezeichnung C N Si Mn Cr Mo V W Nb Co
    X190 CrVMo 20 41 1.90 0.20 0.70 0.30 20.00 1.00 4.00 0.60 - -
    X90 CrVMo 18 11 0.90 0.01 0.40 0.40 18.00 1.10 1.00 0.06 - -
    A 1.45 0.18 0.42 0.41 11.76 2.18 0.08 0.07 8.90 0.08
    B 2.30 0.19 0.50 0.43 16.05 2.14 0.09 0.07 9.35 0.05
    C 1.45 0.18 0.42 0.41 11.76 2.18 0.05 0.06 8.90 0.08
    D 1.30 0.08 0.30 0.40 4.10 2.90 1.50 2.10 3.30 0.12
    E 1.40 0.07 0.28 0.35 3.90 2.80 1.45 2.20 3.40 8.10
    F 2.45 0.08 0.36 0.32 3.50 4.00 1.80 4.95 10.48 6.90
  • Tab. 1 zeigt die chemische Zusammensetzung von bekannten Werkstoffen (X190 CrVMo 20 4 1 sowie X90 CrMoV 18 1 1) und jene von Stahlproben gemäß der Erfindung
  • Korrosionsverhalten:
    • Das Korrosionsverhalten der Legierungen wurde anhand von Stromdichte-PotentialKurven an den Proben nach ASTM G65 in 1 n H2SO4, 20°C ermittelt, wobei eine Abschreckung derselben von 1100°C bzw. 1070°C und ein Anlassen bei 200°C erfolgten.
  • Wie aus Fig. 1 hervorgeht, weist im relevanten Potentialbereich von etwa -300mV bis +300mV die Vergleichslegierung X190 CrVMo 20 4 1 im Wesentlichen die höchste Passivstromdichte im Vergleich mit den erfindungsgemäß zusammengesetzten Proben A, B, C auf, was deren verbessertes Korrosionsverhalten offenbart.
  • Fig. 2 zeigt die Härte der unterschiedlich zusammengesetzten Legierungen nach einem Härten in Abhängigkeit von der Anlasstemperatur nach zweimaligem Anlassen.
  • Die jeweilige Härtetemperatur ist dem Bezeichnungsfeld für die Legierungen entnehmbar.
  • Im Vergleich mit X190 CrVMo 20 4 1 weisen die Werkstoffe A und C der erfindungsgemäßen Legierung eine vergleichbar niedrige Anlasshärte auf, weil deren jeweiliger Kohlenstoffgehalt einer verbesserten Korrosionsbeständigkeit wegen (siehe Fig.1) niedrig gewählt wurde.
  • Die Werkstoffhärte der Legierungen D, E und F liegen im Bereich von Anlasstemperaturen zwischen 500°C und 600°C entscheidend höher, was eine deutliche Überlegenheit derselben für einen Einsatz von beispielsweise Schneid- und Formelementen offenlegt.
  • Fig. 3 zeigt das Verschleißverhalten der aus den Legierungen gefertigten Proben, ermittelt nach dem in VDI Fortschrittberichte "Stickstofflegierte Werkzeugstähle", Reihe 5, Nr. 188 (1990), S. 129 beschriebenen Stift-Scheibe-Test mit Flint 80er
  • Körnung. Die Härten der Proben sind über den jeweiligen Balken in Fig. 3 angegeben. Sowohl die korrosionsbeständige Legierung B als auch die Legierungen E und F gemäß der Erfindung zeigen überragenden Widerstand gegen Verschleiß, was auf eine entsprechend günstige Wahl von Kohlenstoff- und Niobgehalten hinweist.

Claims (4)

  1. Verschleißbeständiger Werkstoff mit hoher Warmhärte und Zähigkeit, insb. für spanabhebende Werkzeuge, enthaltend in Gew.-%: Kohlenstoff (C) 1.0 bis 3.5 Stickstoff (N) 0.05 bis 0.4 Sauerstoff (O) mehr als 0.002 bis 0.25 Silicium (Si) 0.2 bis 1.5 Mangan (Mn) 0.3 bis 1.0 Chrom (Cr) 2.5 bis 6.0 Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 18.0 Molybdän (Mo) 2.0 bis 10.0 Wolfram (W) 0.1 bis 12.0 Vanadin (V) 0.1 bis 3.0 Cobalt (Co) 0.1 bis 12.0 Eisen (Fe) Rest
    mit herstellungsbedingten Verunreinigungen
    mit der Maßgabe, dass der Zusammenhang von Kohlenstoffgehalt und der Konzentration von Niob/Tantal sowie Vanadin und Titan einen Wert, gebildet aus % C = 0.6 + % Nb + 2 x % V + % Ti U 4 + 2 x % Mo + % W U 5
    Figure imgb0005

    erfüllt, wobei die Zahlenwerte U4 = 6 bis 10 und U5 = 80 bis 100 sind und das Gefüge aus einer Metallmatrix und in diese eingelagert Hartphasen besteht, die Hartphasen als Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride und/oder Oxidkarbonitride gebildet sind und einen Durchmesser von höchstens 50µm und mind. 0.2µm aufweisen.
  2. Verschleißbeständiger Werkstoff nach Anspruch 1, bei welchem die Matrix eine martensitische Gefügestruktur aufweist.
  3. Verfahren zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes mit hoher Warmhärte und Zähigkeit, insb. nach Anspruch 1 oder 2, wobei in einem ersten Schritt eine metallische, flüssige Legierung, enthaltend: Silicium (Si) 0.2 bis 1.5 Mangan (Mn) 0.3 bis 1.0 Chrom (Cr) 2.5 bis 6.0 Niob/Tantal (Nb/Ta) 3.0 bis 18.0 Molybdän (Mo) 2.0 bis 10.0 Wolfram (W) 0.1 bis 12.0 Vanadin (V) 0.1 bis 3.0 Cobalt (Co) 0.1 bis 12.0 Eisen (Fe) Rest
    und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
    sowie einem Gehalt an Kohlenstoff und/oder Stickstoff, bei welcher keine Primärausscheidungen an Karbiden und/oder Nitriden oberhalb der Verdüsungs-oder Liquidustemperatur gebildet werden, zu Pulvermaterial verdüst wird, wonach das Pulver einem Verfahren zur Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes auf 1.0 bis 3.5 Gew.-% und/oder des Stickstoffgehaltes auf 0.05 bis 0.4 Gew.-% und/oder des Sauerstoffgehaltes auf mehr als 0.002 bis 0.25 Gew.-% unterworfen wird und im Folgenden ein Heißkompaktieren, insb. ein Heißisostatisches Pressen derselben erfolgt und der Pressling bzw. HIP-Körper alternativ einer Warmverformung und/oder einer Wärmebehandlung unterworfen wird.
  4. Verfahren zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes nach Anspruch 3, bei welchem das Pulver mit elementarem Kohlenstoff gemischt und/oder in einer Kohlenstoff und Stickstoff abgebenden Atmosphäre insb. bei erhöhter Temperatur behandelt und nachfolgend kompaktiert wird.
EP11004405A 2009-01-14 2009-12-28 Verschleißbeständiger Werkstoff Withdrawn EP2374560A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AT0005209A AT507215B1 (de) 2009-01-14 2009-01-14 Verschleissbeständiger werkstoff
EP09450242.4A EP2253398B1 (de) 2009-01-14 2009-12-28 Verschleißbeständiger Werkstoff

Related Parent Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP09450242.4 Division 2009-12-28
EP09450242.4A Division-Into EP2253398B1 (de) 2009-01-14 2009-12-28 Verschleißbeständiger Werkstoff

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP2374560A1 true EP2374560A1 (de) 2011-10-12

Family

ID=41809029

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP09450242.4A Active EP2253398B1 (de) 2009-01-14 2009-12-28 Verschleißbeständiger Werkstoff
EP11004405A Withdrawn EP2374560A1 (de) 2009-01-14 2009-12-28 Verschleißbeständiger Werkstoff

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP09450242.4A Active EP2253398B1 (de) 2009-01-14 2009-12-28 Verschleißbeständiger Werkstoff

Country Status (4)

Country Link
US (1) US8623108B2 (de)
EP (2) EP2253398B1 (de)
AT (1) AT507215B1 (de)
BR (1) BRPI1000065A2 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016122673A1 (de) 2016-11-24 2018-05-24 Saar-Pulvermetall GmbH Eisen-Kohlenstoff-Legierung sowie Verfahren zur Herstellung und Verwendung der Legierung

Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2358398A2 (de) 2008-10-24 2011-08-24 Isis Pharmaceuticals, Inc. Oligomere verbindungen und verfahren
DK2521556T3 (en) 2010-01-08 2018-08-13 Ionis Pharmaceuticals Inc MODULATION OF ANGIOPOIETIN-LIKE 3 EXPRESSION
WO2011097644A2 (en) 2010-02-08 2011-08-11 Isis Pharmaceuticals, Inc. Selective reduction of allelic variants
EP2534248B1 (de) 2010-02-08 2018-08-29 Ionis Pharmaceuticals, Inc. Selektive reduktion von allelvarianten
CN103154014B (zh) 2010-04-28 2015-03-25 Isis制药公司 修饰核苷、其类似物以及由它们制备的寡聚化合物
PT2563920T (pt) 2010-04-29 2017-05-26 Ionis Pharmaceuticals Inc Modulação da expressão de transtirretina
CN106434648A (zh) 2010-07-19 2017-02-22 F·C·贝内特 肌强直性营养障碍蛋白激酶(dmpk)表达的调节
WO2012068405A2 (en) 2010-11-17 2012-05-24 Isis Pharmaceuticals, Inc. Modulation of alpha synuclein expression
EP3467109A1 (de) 2011-02-08 2019-04-10 Ionis Pharmaceuticals, Inc. Oligomere verbindungen mit bicyclischen nukleotiden und verwendungen davon
CN107012144A (zh) 2011-04-01 2017-08-04 Ionis制药公司 信号转导及转录激活蛋白3(stat3)表达的调节
US8658783B2 (en) 2011-04-13 2014-02-25 Isis Pharmaceuticals, Inc. Antisense modulation of PTP1B expression
SG194671A1 (en) 2011-04-27 2013-12-30 Isis Pharmaceuticals Inc Modulation of apolipoprotein ciii (apociii) expression
US8778259B2 (en) 2011-05-25 2014-07-15 Gerhard B. Beckmann Self-renewing cutting surface, tool and method for making same using powder metallurgy and densification techniques
WO2012170347A1 (en) 2011-06-09 2012-12-13 Isis Pharmaceuticals, Inc. Bicyclic nucleosides and oligomeric compounds prepared therefrom
WO2013022966A1 (en) 2011-08-11 2013-02-14 Isis Pharmaceuticals, Inc. Linkage modified gapped oligomeric compounds and uses thereof
WO2013033230A1 (en) 2011-08-29 2013-03-07 Isis Pharmaceuticals, Inc. Oligomer-conjugate complexes and their use
ES2673721T3 (es) 2011-09-20 2018-06-25 Ionis Pharmaceuticals, Inc. Modulación antisentido de la expresión de GCGR
EP2776564B1 (de) 2011-11-07 2019-10-02 Ionis Pharmaceuticals, Inc. Modulation der tmprss6 expression
WO2013096837A1 (en) 2011-12-22 2013-06-27 Isis Pharmaceuticals, Inc. Methods for modulating metastasis-associated-in-lung-adenocarcinoma-transcript-1(malat-1) expression
AU2012362827B2 (en) 2011-12-30 2016-12-22 Scoperta, Inc. Coating compositions
ES2842938T3 (es) 2012-01-11 2021-07-15 Ionis Pharmaceuticals Inc Composiciones y métodos para la modulación del empalme de IKBKAP
WO2013120003A1 (en) 2012-02-08 2013-08-15 Isis Pharmaceuticals, Inc. Modulation of rna by repeat targeting
WO2013154799A1 (en) 2012-04-09 2013-10-17 Isis Pharmaceuticals, Inc. Tricyclic nucleosides and oligomeric compounds prepared therefrom
US9221864B2 (en) 2012-04-09 2015-12-29 Isis Pharmaceuticals, Inc. Tricyclic nucleic acid analogs
WO2013159108A2 (en) 2012-04-20 2013-10-24 Isis Pharmaceuticals, Inc. Oligomeric compounds comprising bicyclic nucleotides and uses thereof
DK3461895T3 (da) 2012-06-25 2020-07-20 Ionis Pharmaceuticals Inc Modulation af ube3a-ats-ekspression
US20150297629A1 (en) 2012-07-27 2015-10-22 Isis Pharmaceuticals, Inc. Modulation of renin-angiotensin system (ras) related diseases by angiotensinogen
US20150275208A1 (en) 2012-10-12 2015-10-01 Isis Pharmaceuticals, Inc. Selective antisense compounds and uses thereof
DK2906696T4 (da) 2012-10-15 2023-02-27 Ionis Pharmaceuticals Inc Fremgangsmåder til modulering af c9orf72-ekspression
CN104755621A (zh) 2012-10-31 2015-07-01 埃西斯药品公司 癌症治疗
KR102112892B1 (ko) 2012-11-15 2020-05-19 로슈 이노베이션 센터 코펜하겐 에이/에스 올리고뉴클레오티드 콘쥬게이트
EP2922955B1 (de) 2012-11-26 2019-03-06 Roche Innovation Center Copenhagen A/S Zusammensetzungen und verfahren zur modulation der fgfr3-expression
US9593333B2 (en) 2013-02-14 2017-03-14 Ionis Pharmaceuticals, Inc. Modulation of apolipoprotein C-III (ApoCIII) expression in lipoprotein lipase deficient (LPLD) populations
AT514133B1 (de) * 2013-04-12 2017-06-15 Feistritzer Bernhard Ringförmiges Werkzeug
WO2014205449A2 (en) 2013-06-21 2014-12-24 Isis Pharmaceuticals, Inc. Compounds and methods for modulating apolipoprotein c-iii expression for improving a diabetic profile
ES2770667T3 (es) 2013-06-27 2020-07-02 Roche Innovation Ct Copenhagen As Oligómeros antisentido y conjugados que se dirigen a PCSK9
WO2015002971A2 (en) 2013-07-02 2015-01-08 Isis Pharmaceuticals, Inc. Modulators of growth hormone receptor
KR102219334B1 (ko) * 2013-09-25 2021-02-22 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 원심 주조제 열간 압연용 복합 롤
US20160236183A1 (en) * 2013-10-17 2016-08-18 Petróleo Brasileiro S.A. - Petrobras Catalyst for the production of synthesis gas and process for obtaining it
WO2015164693A1 (en) 2014-04-24 2015-10-29 Isis Pharmaceuticals, Inc. Oligomeric compounds comprising alpha-beta-constrained nucleic acid
US10173290B2 (en) 2014-06-09 2019-01-08 Scoperta, Inc. Crack resistant hardfacing alloys
US20160201170A1 (en) * 2015-01-09 2016-07-14 Scoperta, Inc. Molten aluminum resistant alloys
US10105796B2 (en) 2015-09-04 2018-10-23 Scoperta, Inc. Chromium free and low-chromium wear resistant alloys
GB2546808B (en) * 2016-02-01 2018-09-12 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
GB2546809B (en) * 2016-02-01 2018-05-09 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
WO2017150738A1 (ja) * 2016-03-04 2017-09-08 日立金属株式会社 ステンレス鋼部材およびその製造方法、ならびに、ステンレス鋼部品およびその製造方法
DE102017202497A1 (de) * 2017-02-16 2018-08-16 Robert Bosch Gmbh Verfahren zum Presssintern von Stahlbauteilen, pressgesintertes Stahlbauteil selbst sowie Verwendung eines speziellen Stahlpulvers als Ausgangsmaterial zur Herstellung desselben
CA3117043A1 (en) 2018-10-26 2020-04-30 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys
CN114622122B (zh) * 2022-03-04 2022-11-08 长沙市萨普新材料有限公司 一种高铌铁基超硬材料及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE4231695A1 (de) 1992-09-22 1994-03-24 Ver Schmiedewerke Gmbh Werkzeugstahl
WO1995024513A1 (en) * 1994-03-11 1995-09-14 The Davy Roll Company Limited Steel alloys and rolling mill rolls produced therefrom
DE4202339B4 (de) 1991-01-29 2004-12-02 Dörrenberg Edelstahl GmbH Korrosionsbeständiger, hochverschleißfester, härtbarer Stahl
DE102005020081A1 (de) 2005-04-29 2006-11-09 Köppern Entwicklungs-GmbH Pulvermetallurgisch hergestellter, verschleißbeständiger Werkstoff
WO2007024192A1 (en) 2005-08-24 2007-03-01 Uddeholm Tooling Aktiebolag Steel alloy and tools or components manufactured out of the steel alloy
EP1905858A1 (de) * 2006-09-29 2008-04-02 Crucible Materials Corporation Kaltgearbeiteter Werkzeugartikel aus Stahl

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3515540A (en) * 1964-12-16 1970-06-02 Du Pont Mixed cobalt/tungsten carbide powders
US3514271A (en) * 1968-07-23 1970-05-26 Du Pont Iron-,nickel-,and cobalt-bonded nitride cutting tools
US3676161A (en) * 1969-03-03 1972-07-11 Du Pont Refractories bonded with aluminides,nickelides,or titanides
IT1003359B (it) * 1973-03-15 1976-06-10 Goetzewerke Lega rispettivamente miscela di polvere per la produzione di stra ti resistenti all usura mediante saldatura di riporto
JPS5837160A (ja) * 1981-08-27 1983-03-04 Mitsubishi Metal Corp 継目無鋼管製造用熱間傾斜圧延機のガイドシユ−用鋳造合金
CH657380A5 (de) * 1981-09-04 1986-08-29 Mitsubishi Metal Corp Bei erhoehten temperaturen hitzebestaendige, verschleissfeste und zaehe legierung auf nickelbasis.
US4645715A (en) * 1981-09-23 1987-02-24 Energy Conversion Devices, Inc. Coating composition and method
US4662087A (en) 1984-02-21 1987-05-05 Force Distribution, Inc. Hydraulic fit system for footwear
US5981081A (en) * 1984-09-18 1999-11-09 Union Carbide Coatings Service Corporation Transition metal boride coatings
US4774052A (en) * 1984-10-19 1988-09-27 Martin Marietta Corporation Composites having an intermetallic containing matrix
US5015534A (en) * 1984-10-19 1991-05-14 Martin Marietta Corporation Rapidly solidified intermetallic-second phase composites
US4915905A (en) * 1984-10-19 1990-04-10 Martin Marietta Corporation Process for rapid solidification of intermetallic-second phase composites
US5093148A (en) * 1984-10-19 1992-03-03 Martin Marietta Corporation Arc-melting process for forming metallic-second phase composites
US4921531A (en) * 1984-10-19 1990-05-01 Martin Marietta Corporation Process for forming fine ceramic powders
US4836982A (en) * 1984-10-19 1989-06-06 Martin Marietta Corporation Rapid solidification of metal-second phase composites
CH667361GA3 (de) * 1986-02-04 1988-10-14
US4800065A (en) * 1986-12-19 1989-01-24 Martin Marietta Corporation Process for making ceramic-ceramic composites and products thereof
AT393387B (de) * 1989-10-23 1991-10-10 Boehler Gmbh Kaltarbeitsstahl mit hoher druckfestigkeit und verwendung dieses stahles
AT399673B (de) * 1992-09-11 1995-06-26 Boehler Edelstahl Verbundwalze und verfahren zu ihrer herstellung
JP3294029B2 (ja) * 1994-11-16 2002-06-17 財団法人電気磁気材料研究所 耐摩耗性高透磁率合金およびその製造法ならびに磁気記録再生ヘッド
US7262240B1 (en) * 1998-12-22 2007-08-28 Kennametal Inc. Process for making wear-resistant coatings
US6649682B1 (en) * 1998-12-22 2003-11-18 Conforma Clad, Inc Process for making wear-resistant coatings
AT410447B (de) * 2001-10-03 2003-04-25 Boehler Edelstahl Warmarbeitsstahlgegenstand
SE524583C2 (sv) * 2002-12-12 2004-08-31 Erasteel Kloster Ab Sammansatt metallprodukt och förfarande för framställning av en sådan
US20060249230A1 (en) * 2005-05-09 2006-11-09 Crucible Materials Corp. Corrosion and wear resistant alloy
AT506790B1 (de) * 2008-11-20 2009-12-15 Boehler Edelstahl Gmbh & Co Kg Warmarbeitsstahl-legierung
AT507597B1 (de) * 2008-12-05 2010-09-15 Boehler Edelstahl Gmbh & Co Kg Stahllegierung für maschinenkomponenten

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE4202339B4 (de) 1991-01-29 2004-12-02 Dörrenberg Edelstahl GmbH Korrosionsbeständiger, hochverschleißfester, härtbarer Stahl
DE4231695A1 (de) 1992-09-22 1994-03-24 Ver Schmiedewerke Gmbh Werkzeugstahl
WO1995024513A1 (en) * 1994-03-11 1995-09-14 The Davy Roll Company Limited Steel alloys and rolling mill rolls produced therefrom
DE102005020081A1 (de) 2005-04-29 2006-11-09 Köppern Entwicklungs-GmbH Pulvermetallurgisch hergestellter, verschleißbeständiger Werkstoff
WO2007024192A1 (en) 2005-08-24 2007-03-01 Uddeholm Tooling Aktiebolag Steel alloy and tools or components manufactured out of the steel alloy
EP1905858A1 (de) * 2006-09-29 2008-04-02 Crucible Materials Corporation Kaltgearbeiteter Werkzeugartikel aus Stahl

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Stickstofflegierte Werkzeugstähle", VDI FORTSCHRITTBERICHTE, vol. 5, no. 188, 1990, pages 129

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016122673A1 (de) 2016-11-24 2018-05-24 Saar-Pulvermetall GmbH Eisen-Kohlenstoff-Legierung sowie Verfahren zur Herstellung und Verwendung der Legierung

Also Published As

Publication number Publication date
AT507215B1 (de) 2010-03-15
US8623108B2 (en) 2014-01-07
US20100192476A1 (en) 2010-08-05
BRPI1000065A2 (pt) 2011-03-29
EP2253398A1 (de) 2010-11-24
AT507215A4 (de) 2010-03-15
EP2253398B1 (de) 2015-12-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2253398B1 (de) Verschleißbeständiger Werkstoff
EP1882050B1 (de) Pulvermetallurgisch hergestellter, verschleissbeständiger werkstoff
EP3228724B1 (de) Werkzeugstahl, insbesondere warmarbeitsstahl, und stahlgegenstand
DE69818138T2 (de) Kaltarbeitswerkzeugstahlteilchen mit hoher Schlagfestigkeit aus Metallpulver und Verfahren zu seiner Herstellung
AT410448B (de) Kaltarbeitsstahllegierung zur pulvermetallurgischen herstellung von teilen
EP3323902B1 (de) Pulvermetallurgisch hergestellter, hartstoffpartikel enthaltender stahlwerkstoff, verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem solchen stahlwerkstoff und aus dem stahlwerkstoff hergestelltes bauteil
EP1249511B1 (de) PM-Schnellarbeitsstahl mit hoher Warmfestigkeit
EP1274872B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stickstofflegierten, sprühkompaktierten stahls, verfahren zu seiner herstellung
DE60019758T2 (de) Pulvermetallurgisch hergestellter schnellarbeitsstahl
EP3850114A1 (de) Korrosionsbeständiger und ausscheidungshärtender stahl, verfahren zur herstellung eines stahlbauteils und stahlbauteil
AT392929B (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von werkstuecken oder werkzeugen
EP3323903B1 (de) Pulvermetallurgisch hergestellter stahlwerkstoff, verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem solchen stahlwerkstoff und aus dem stahlwerkstoff hergestelltes bauteil
EP1249510A2 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Gegenständen aus Werkzeugstahl
EP0149210B1 (de) Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen
EP3326739A1 (de) Eisen-kohlenstoff-legierung sowie verfahren zur herstellung und verwendung der legierung
EP1471160B1 (de) Kaltarbeitsstahl-Gegenstand
CH642109A5 (de) Schnellarbeitsstahl.
EP4000762A1 (de) Stahlpulver, verwendung eines stahls zur erzeugung eines stahlpulvers und verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem stahlpulver
EP0733719A1 (de) Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur
WO2002081764A1 (de) Komplex-borid-cermet-körper, verfahren zu dessen herstellung und verwendung dieses körpers
EP1785500B1 (de) Verschleiss- und Korrisionfester, hochlegierter pulvermetallurgischer Stahl
EP2233596B1 (de) Kaltarbeitsstahl-Gegenstand
AT407646B (de) Bauteil aus einem verschleissfesten, schmelzmetallurgisch hergestellten werkstoff
EP3189172B1 (de) Hochfeste, mechanische energie absorbierende und korrosionsbeständige formkörper aus eisenlegierungen und verfahren zu deren herstellung
DE1216550B (de) Verwendung einer pulvermetallurgisch hergestellten Titankarbid-Stahl-Legierung

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

AC Divisional application: reference to earlier application

Ref document number: 2253398

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: P

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

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

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL BA RS

17P Request for examination filed

Effective date: 20111013

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

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

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

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

R17P Request for examination filed (corrected)

Effective date: 20111013

17Q First examination report despatched

Effective date: 20170110

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

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

Free format text: STATUS: GRANT OF PATENT IS INTENDED

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20170926

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

Free format text: STATUS: THE APPLICATION IS DEEMED TO BE WITHDRAWN

18D Application deemed to be withdrawn

Effective date: 20180207