PROCESS FOR MANUFACTURING HIGHLY RESISTANT DUCTILE WORK PIECES FROM IRON BASED ALLOYS RICH IN CARBON

Abstract: Very high strengths on the one hand and advantageous ductile properties on the other hand are to be obtained by the process. In a first stage, the iron-based alloys are quenched and atomised in such a way that the predominant quantity of the resulting powder particles is obtained with a diameter of less than 30 mu m and that, in the second stage, the powder particles thus obtained are subjected to a thermomechanical compacting treatment.

Description: Beschreibung Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen. Bei der Herstellung von Werkstücken auf der Basis von Eisenlegierungen stehen stets zwei grundlegende Anforderungen im Vordergrund. Der Werkstoff muss in die gewünschte Form gebracht werden und das fertige Werkstück soll bestimmte Eigenschaften aufweisen. Dabei steht insbesondere die Festigkeit im Vordergrund, deren wichtige Kennwerte die Streckgrenze, Zähigkeit und Sprödigkeit nicht nur von der jeweiligen Legierung, sondern auch vom jeweiligen Herstellungsverfahren abhängig sind In den meisten Anwendungsfällen werden Endprodukte gewünscht, die einerseits eine hohe Festigkeit aufweisen, andererseits aber auch durch günstige Duktilitätsparameter gekennzeichnet sind. Zur Festigkeitssteigerung kohlenstoffarmer bisenbasis- legierungen stehen verschiedene Möglichkeiten zur Verfügung. Die meisten Verfahren sind dabei darauf angelegt, das Ferritgefüge zu beeinflussen bzw. eine Erhöhung der Versetzungsdichte im Ferrit zu erreichen. Im Vordergrund der einzelnen Verfahrensvarianten steht die Warmbehandlung des Stahls oder Eisens bzw. der daraus hergestellten Werkstücke, d. h. die thermische Behandlung des Metalls im festen Zustand. Durch Glühen bei ca. 800 - 9500 C und anschliessendes Abschrecken wird eine Kornfeinung erzielt, die eine deutliche Festigkeitserhöhung bedingt, gleichzeitig aber auch eine Erhöhung der Sprödigkeit des Werkstückes nach sich zieht. Durch anschliessendes Vergüten (beispielsweise durch sogenanntes Anlassen) verliert das Werkstück dann zwar wieder etwas an Festigkeit, es können jedoch günstige Duktilitäts- und Homogenitätseigenschaften erzielt werden. Darüber hinaus sind in letzter Zeit verstärkt thermomechanische Behandlungsverfahren, insbesondere für mikrolegierte Baustähle in den Vordergrund gerückt. Dabei wird ausgenutzt, dass einige zur Karbonitrid- Bildung neigende Metalle die Eigenschaft haben, im Stahl im unteren Temperaturgebiet des Austenits und im Ferrit-Gebiet Karbonitrid-Ausscheidungen zu bilden, die sich bei einer Wärmebehandlung im oberen Temperaturbereich des Austenits auflösen. Dadurch, dass sich diese Metalle auflösen und sie andererseits wieder gezielt ausgeschieden werden können, können die Auswirkungen sehr feiner Karbonitrid-Teilchen auf die Struktur und die mechanischel, ELgenschaften der Walzerzeugnisse ausgenutzt werden. Wenn sich die Karbonitride im Austenit in relativ feiner Form ausgeschieden haben, wirken sie bei der nachfolgenden Austenitumwandlung als Keime und als Bremsen gegen die Wanderung der Phasen- und Korngrenzen. Die bisher bekannten thermomechanischen Technologien, wie sie beispielsweise von Kaspar et. al. in "Stahl und Eisen" 101 (1981), 721 "metallkundliche Vorgänge beim Vorwärmen und Vorwalzen von mikrolegierten Baustählen" beschrieben sind, beziehen sich sämtlich auf schweissbare, d. h. kohlenstoffarme Stähle bzw. Eisenlegierungen. Unlegiertes und legiertes Gusseisen, d. h. Eisen mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 1,7 Gew.-%,ist im Gegensatz zu kohlenstoffarmen Eisenlegierungen, z. B. Knetlegierungen,insbesondere durch eine hohe Sprödigkeit gekennzeichnet. Die plastische Verformbarkeit kohlenstoffreicher Gusseisenlegierungen beträgt lediglich 1 - 2 t. Ursächlich ist hierfür insbesondere der relativ hohe Volumenanteil an Karbiden (VKarbid > 33 %) bzw. Menge, Form und Verteilung des als Graphit ausgeschiedenen Kohlenstoffs. Die für kohlenstoffarme Eisenbasislegierungen bekannten Verfahren zur Verbesserung der Festigkeits- bzw. Duktilitätseigenschaften der herzustellenden Werkstücke sind auf kohlenstoffreiche Eisenbasislegierungen bisher nicht angewandt worden. Die Ursache hierfür liegt wohl insbesondere darin, dass die unterschiedlichen Gefüge- parameter und Phasen zusammensetzungen bei hochkohlenstoffartigen Eisenbasislegierungen völlig andere metallchemische Vorgänge bedingen als bei kohlenstoffarmen Eisenbasislegierungen. Bei Gusseisenlegierungen ist man deshalb einen anderen Weg gegangen und hat versucht, die störende Graphitbildung derart zu beeinflussen, dass die Kristallisation des Graphites in bestimmter Weise gesteuert wird. Während der Graphit bei normaler Verfahrensführung in Form von Lamellen auskristallisiert, hat ein Werkstoff, bei dem der Hauptteil des Kohlenstoffes im Gusszustand in Form von Kugelgraphit ausgeschieden ist, den besonderen Vorzug, dass er eine höhere Zugfestigkeit und eine bessere Duktilität besitzt. Die Bildung von Kugel graphit ist jedoch nur in nahezu schwefel freien Schmelzen möglich. Darüber hinaus erreichen auch so hergestellte Werkstücke nicht die Festigkeits- und Duktilitätswerte von Körpern aus kohlenstoffarmen Eisenlegierungen. Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Weg zur Herstellung von Werkstücken aus kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen aufzuzeigen, die sowohl eine besonders hohe Festigkeit als auch besonders vorteilhafte duktile Eigenschaften aufweisen. Diese Aufgabe wird gelöst durch ein zweistufiges Verfahren, wobei in einer ersten Stufe die Eisenbasislegierungen abgeschreckt und so zerstäubt werden, dass die überwiegende Menge der entstehenden Pulverteilchen mit einem Durch messer kleiner als 30 pm anfällt, und in einer zweiten Stufe die so behandelten Pulverteilchen einer thermomechanischen verdichtenden Behandlung unterworfen werden. Je nach Zusammensetzung der Legierung sind in der zweiten Verfahrensstufe entweder Temperaturen unterhalb 7Z0 C, vorzugsweise 650 C,als besonders vorteilhaft im Sinne der Erfindung anzusehen, oder aber es kann die thermomechanisch Behandlung auch bei den normalen Glühtemperaturen von 850 - 1000 C erfolgen. Der erste Verfahrensschritt, das Abschrecken und Zerstäuben der Metallschmelze derart, dass Pulverteilchen mit einem Durchmesser kleiner als 30 pm entstehen, bewirkt, dass die durch normale Erstarrungsbedingugnen erhaltenen Gefügestrukturen, wie grobe Dendrite und/oder nadelförmige Karbide zugunsten eines feinkristallinen Gefüges ver ändert werden. Dieser Verfahrensabschnitt wird vorzugsweise nach der sogenannten "rapid solidification technology" durchgeführt, wobei ein Temperaturgefälle von beispielsweise 104 - 107 K/s gewählt wird. Bei einer solchen Abschreckgeschwindigkeit gelingt es, extrem hohe Keimraten zu erzielen, das Keimwachstum jedoch wegen der geringen Kristallisationszeit bis zum Erreichen der festen Phase sehr gering zu halten. Die Abschreckgeschwindigkeit soll dabei in Abhängigkeit von der jeweiligen Legierung und der speziellen Verfahrensführung so gewählt werden, dass für die zweite Verfahrens stufe Teilchen mit einem mittleren Durchmesser, der kleiner als 30 pm ist, zur Verfügung stehen und die Phasen des sich bildenden Gefüges in den Teilchen einen Durchmesser aufweisen, der kleiner als 0,1 tjm ist. Im Hinblick auf eine feine Endkorngrösse verläuft die Abschreckung nach einem Ausführungsbeispiel der Erfindungbesonders vorteilhaft, wenn durch Zusätze wie Telur, Wismuth, Selen oder Antimon, und zwar in Gehalten von bis zu 1 Gew.-%, eine höhere Unterkühlung der Schmelze erreicht wird. Die rasche Abkühlung aus der homogenen Schmelzphase hat weiter zur Folge, dass die entstehenden Kristalle nicht in der Gesamtgewichtszusammensetzung ausfallen, da die zur Verfügung stehenen kurzen Diffusionszeiten nicht ausreichen, eine vollständige Entmischung herbeizuführen. Ein bevorzugtes Verfahren zur Durchführung der ersten Verfahrensstufe gemäss der Lehre der Erfindung ist das für kohlenstoffarme Stähle bekannte, sogenannte "meltspinning"-Verfahren. Die an Kohlenstoff aufgrund der hohen Löslichkeit bei hohen Temperaturen gesättigte Schmelze wird dabei verdüst und gleichzeitig extrem abgeschreckt, wodurch es aufgrund der kurzen Diffusionszeiten zu einem Einfrieren der gebildeten Kleinstteilchen kommt. Auf diese Weise kann der in der Schmelze gelöste Kohlenstoff sich nicht in Form von Graphit ausscheiden, andererseits ist aber eine Ausscheidung in Karbidform nur feinkörnig möglich oder bei Zugabe geeigneter weiterer Legierungselemente sogar vollständig auszuschliessen. Die Herstellung eines pulverförmigen Materials gemäss der Verfahrensstufe l ermöglicht es dann in der zweiten Verfahrensstufe, pulvermetallurgische Techniken anzuwenden, um das Metallgefüge noch weiter zu kompaktieren und zu verdichten, wobei die verschiedenen Werkstücke unmittelbar oder als Halbzeuge hergestellt werden können. Eine bevorzugte Ausführungsform der Erfindung sieht vor, dass nach Abschluss der ersten Verfahrensstufe und vor Beginn der thermomechanischen Behandlung die Pulver in einer Zwischenstufe zu einem Rohling vorverdichtet und/oder in einen Metallbehälter eingemantelt werden. Dabei kann auch vorgesehen sein, dass nach der Verdüsung die Pulver auf eine Korngrösse von kleiner 30 pm gesichtet werden. Weiterhin kann vorgesehen sein, dass die Pulver vor ihrer Verdichtung reduzierend geglüht werden, wobei gegebenenfalls desoxydierende Zusätze zugegeben werden. Zur Erzielung optimaler Festigkeits- und Duktilitätswerte der Werkstücke aus hochkohlenstoffhaltigen Eisenlegierungen lehrt die Erfindung in einem ersten Ausführungs beispiel, in einem Temperaturbereich unterhalb der A1-Temperatur zu arbeiten. Auf diese Weise kann je nach dem herzustellenden Werkstück durch isostatisches Heisspressen, Schmieden oder Strangpressen bei Temperaturen zwischen 600 C und 720 C, vorzugsweise im Bereich um 650 die metastabile g-Phase und die Martensit-Phase in feindispersen Zementit mit einer Korngrösse unter 0,5 um und feinkörnigen Ferrit mit einer Teilchengrösse unter 2 um umgewandelt werden. Zudem erfolgt gleichzeitig die Einformung der dendritischen Mikrostruktur in ein feinkristallines äquiaxiales Gefüge aus sphärodisierten, dispers verteilten Karbiden im Ferrit. Der Volumenanteil der Karbidteilchen beträgt beispielsweise über 50 %-und bildet somit die Matrix dieser hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasislegierungen. Bei einer Durchführung der zweiten Verfahrensstufe im erfindungsgemäss vorgeschlagenen Temperaturintervall wird erreicht, dass der zuvor im Eisen gelöste Kohlenstoff sich als Eisenkarbid ausscheidet, wobei die Karbidausscheidungen einen Durchmesser von etwa 0,1 bis 0,01 um aufweisen. Diese feinen, aber hochfesten Partikel sind dann aufgrund der erfindungsgemässen Verfahrensführung in die Ferritmatrix eingebettet und bilden die Ursache für die ungewöhnlich hohe Festigkeit und Duktilität der so hergestellten Werkstücke. Im Gegensatz zu den üblichen Mechanismen der Festigkeitssteigerung im Eisen hat man es hier im wesentlichen mit einer Dispersionshärtung des Ferrits durch Zementitpartikel zu tun. Gemäss einem zweiten Ausführungsbeispiel der Erfindung ist jedoch auch vorgesehen, durch Zugabe von bis zu 1 Gew.-% Bor zur Eisenbasislegierung diese Eisenbasislegierung so einzustellen, dass die daraus nach dem er findungsgemässen ersten Verfahrensschritt erzeugten Pulver auch bei Temperaturen zwischen 850 C - 1000 C, also bei "normalen n Verarbeitungstemperaturen, thermomechanisch behandelt werden können, da durch die Zugabe von Bor die Kohlenstofflöslichkeit des Austenits verringert wird. Bei einer derartigen Verfahrens führung entstehen dann Werkstoffe aus Ferrit und Karbid. Anstelle der Bor-Zugabe kann die Legierung auch durch Zugabe von Nickel und/oder Mangan, und zwar in einer Grössenordnung grösser 3 Gew.-t so eingestellt werden, dass Eisenbasiswerkstoffe mit einem rein austenitischen Grundgefüge entstehen. Auch diese Eisenbasiswerkstoffe lassen sich bei den normalen Verarbeitungstemperaturen thermomechanisch behandeln. Als ein weiteres Beispiel für eine derartige Einstellung der Eisenbasislegierung ist zu nennen, dass Silizium in einer Grössenordnung von 2 - 4 Gew.-E zur Schmelze gegeben wird, so dass ein Werkstoff mit bainitischer Matrix und Karbiden erzeugt wird, welcher sich ebenfalls bei den zuvor genannten Temperaturen behandeln lässt. Diese drei Beispiele für die Einstellung der Eisenbasislegierung im Hinblick auf höhere Verarbeitungstemperaturen der erfindungsgemäss hergestellten Pulver stehen jedes für sich, sie dürfen nicht miteinander kombiniert werden. Durch die erfindungsgemässe Lehre wird erstmals ein Verfahren vorgeschlagen, mit dem auch hochkohlenstoffhaltige Gusseisenlegierungen mit günstigen Duktilitätseigenschaften hergestellt werden können. Die in der Fachwelt bisher vorherrschende Meinung, dass kohlenstoffreiche Legierungen spröde sein müssen, kann insoweit nicht weiter aufrechterhalten werden. Vielmehr ist es mit der erfindungsgemässen Lehre möglich, durch die feine Verteilung der Karbidphase hochfeste, sehr duktile Werkstoffe zu erhalten, die bei geringen Legierungsgehalten an Metallen Eigenschaften aufweisen, die den hochlegierten Eisenbasislegierungen entsprechen. Erfindungsgemäss kann im Temperaturbereich zwischen 600 C und 720 C Superplastizität erreichen werden mit Verformungswerten bis 1.300 % bei gleichzeitig hoher Festigkeit. Die Erfindung ergibt sich einschliesslich vorteilhafter Ausgestaltungen und Weiterbildungen aus den Merkmalen der Patentansprüche, welche dieser Beschreibung nachgestellt sind. Anhand der Zeichnung und der nachfolgenden Ausführungsbeispiele wird die Erfindung näher erläutert. Es zeigen: Fig. 1 eine Gegenüberstellung einer unverformten und zweier superplastisch bis zum Bruch gedehnten Proben, die nach dem erfindungsge mässen Verfahren hergestellt worden sind, Fig. 2 eine Raster-Elektronen-Mikroskop-Gefügeauf nahme einer nach dem erfindungsgemässen Ver fahren hergestellten Eiesenlegierung, Fig. 3 die Darstellung eines wahren Spannungs-Dehnungs Diagramms einer druck- und zugverformten Fe-C (Cr > -Legierung bei Raumtemperatur. Es wurden Eisenbasislegierungen des Typs Fe-C-X (X = Cr, Mn, Co, Ni) untersucht, wobei der Kohlenstoffgehalt zwischen 2 und 4 Gew.-% und der Anteil der metallischen Zusätze zwischen 0 und 15 Gew.-% variierte. In den erhaltenen Bändern wurde das Gefüge, die Struktur, die Härte und die Duktilität geprüft. Mit Hilfe kalorimetrischer und dilatometrischer Verfahren wurde das Umwandlungsverhalten untersucht. Darüber hinaus wurde mit einem thermomechanischen Prüfsystem das Kriechverhalten der Legierungen studiert. Die Proben wurden nach dem sogenannten melt-spinning- Verfahren hergestellt. Bei den schnellabgeschreckten Gefügen sind deutliche Unterschiede in Abhängigkeit vom Legierungsgehalt festzustellen. So bilden sich in Fe-,Cr-, C-Legierungen bei geringen Chromgehalten ausgehend von einer Schreckschicht Dendrite. Bei höheren Chromgehalten geht das Gefüge über in äguiaxiale Kristallite. Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt werden die ehemaligen Dendrite durch grössere Karbidkörner ersetzt. Die Zugabe von Nickel, Silizium oder Mangan fördert die Ausbildung äquiaxialer Partikelchen, wobei auf den Korngrenzen Seigerungen von Karbid feststellbar sind. Durch kurzzeitiges Glühen der Proben ist es möglich, feine Karbidausscheidungen in einer austenitischen oder ferritischen Matrix - je nach Zusammensetzung der Probe - zu erzielen. Die Korngrösse liegt dann im Bereich von 0,1 ssm und darunter. Das Bruchaussehen bei angelassenen Proben ist unter de schiedlich von er as-quenched Probe. Die Proben mit einem Gehalt von 6 Gew.-t Chrom und 3Gew.-% Kohlenstoff weisen nach einer Glühbehandlung insofern andere Eigenschaften auf, als der Bruch nicht mehr entlang der ehe maliaen Dendritenkorngrenzen verläuft. Die Proben wurden nach dem Verfahren der Pulveratomisierung hergestellt, da5 es erlaubt, grössere Mengen schnell abgeschreckten Materials zu erzeugen, so dass eine Weiterverarbeitung mittels pulvermetallurgischer Techniken möglich ist. Zwei geringfügig untereutektische, hoch kohlenstoffhaltige Eisenbasislegierungen der Zusammensetzung Fe 3,5 Gew.-t C und Fe 3,5 Gew.-% C + 1,5 Gew.-% Cr wurden durch diesen Prozess mittels Abschreckung in Heliumdampf zu Pulvern verarbeitet. Bei dieser Technologie werden Abkühlgeschwindigkeiten von mehr als 10 K/s erzielt. Die chemische Analyse der Legierungen ist nachstehend angegeben: C Mn Cr Si P S Fe 3,5 Gew.-% C 3,53 0,65 0,005 0,09 0,005 0,009 Fe 3,5 Gew.-% C + 3,56 0,61 1,51 0,08 0,006 0,004 1,5 Gew.-t Cr Der Silizium- und Nickelgehalt ist niedrig gehalten, um etwaige Graphitisierung bei anschliessender Warmverformung zu vermeiden. Die Verwendung von Chrom als Legierungselement dient zur Karbidstabilisierung, zur Unterdrückung des Ferritkorn- bzw. Karbidwachstums und damit zur Stabilisierung eines feinkristallinen Mikrogefüges. Das Gefüge der rasch abgeschreckten Pulver besteht aus Ledeburit mit sehr fein verteilter Karbidphase, Restaustenit und geringen Volumenanteilen Martensit. In einem zweiten Verfahrensschritt gemäss der Erfindung wurden die Metallpulver anschliessend durch heissisostatisches Pressen bei einem Druck von 130 Mpa und einer Temperatur von 600 C und nachfolgendes Walzen bei 650 C kompaktiert und bis zur theoretischen Dichte verdichtet. Das hierbei gebildete Gefüge besteht aus äquiaxialen, feinkristallinen Phasen, und zwar im wesentlichen aus sphärodisierten Karbiden mit einer Korngrösse von etwa 0,5 pm, die feindispers verteilt in einer Ferrit matrix mit einer Korngrösse zwischen 1 iim und 2 ssm verteilt vorliegen. Aus den so kompaktierten, hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasislegierungen wurden Zugproben durch Schneiden und Sägen herausgearbeitet. Die Untersuchung der mechanischen Eigenschaften erfolgte bei Raumtemperatur und dicht unterhalb der A1-Temperatur,in den Versuchen bei 650 C im Zug- und Druckversuch, im Dehnungsgeschwindigkeitsbereich von 1,5 . 10 3 > e > 4 . 10 4 s 1 An schnell abgeschreckten Bändern von Fe-Cr-C-Legierungen wurden die Kriecheigenschaften im Temperaturbereich zwischen 500 und 720 C untersucht. Dabei kommt es zu Veränderungen während der Erwärmung in Form von Längenänderungen, die auf die Restaustenitumwandlung, Ausscheidungen usw. (1. - 3. Anlassstufe) zurückzuführen sind. Derartige messverfälschende Effekte können durch einmaliges Aufheizen mit 10 K/min ausgeschaltet werden. Die Längenänderung in Abhängigkeit von der Temperatur im Temperaturbereich von 500 - 600 C deutet auf ein übliches Versetzungskriechen hin. Im Temperaturbereich von 600 - 650 C sinkt jedoch die Kriechgeschwindigkeit. Dies ist zurückzuführen auf die Koagulation des Zementits. Oberhalb von 650 bis etwa in den Bereich von 720 C,erhält man Effekte, die auf Superplastizität hindeuten. Die in geringen Volumenanteilen der rasch abgeschreckten Pulverpatrtikel auftretenden martensitischen Gefügebestandteile sind überwiegend auf vzr-formungsindu- zierte Ms-Umwandlungen während der Teilchenkollisionen beim Abschreckvorgang zurückzuführen. Es ist davon auszugehen, dass nicht alle Pulverpartikel mit einem mittleren Durchmesser unterhalb von 30 ssm die aus der chemischen Analyse des Austenits berechneten Ms-Temperaturen der untersuchten Legierungen: Fe - 3,5 Gew.-t C, TMs = 85 K und für Fe 3,5 Gew.-% C + 1,5 Gew.-% Cr, TMs = 140 K, im kühlenden Heliumdampf erreichen. Offensichtlich ist jedoch, dass die chromreichen Pulverpartikel für die Ms-Transformation begünstigt sind. Das Kompaktieren und Verdichten der extrem rasch abgeschreckten Fe-C-Cr-Pulver durch eine Kombination pulvermetallurgischer und thermomechanischer Prozesstechniken, nämlich heissisostatisches Pressen und Walzen dicht unterhalb der A1-Transformationstemperatur bewirkt tiefgreifende strukturelle Gefügeänderungen. Diese bestehen in der Umwandlung der metastabil vor liegendeng -Phase und des Martensits in feindispersen Zementit mit einer Korngrösse von unterhalb 0,5 ssm und feinkörnigen Ferrit mit einer Korngrösse unterhalb von 2 jim. Zudem erfolgt die Einformung der dendritischen Mikrostruktur in ein feinkristallines, äquiaxiales Gefüge aus sphärodisierten, dispers verteilten Karbiden im Ferrit. In Figur 2 ist eine Raster-Elektronen-Mikroskop-Gefügeaufnahme der äquiaxialen Mikrostruktur der kompaktierten und thermomechanisch behandelten hochkarbidhaltigen Eisen legierungen dargestellt. Der Volumenanteil der Karbidteilchen beträgt etwa 56 Vol.-% und repräsentiert damit die Matrixphase dieser hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasisleqierung. Texturuntersuchungen vom walzverformten Zustand lassen keine bevorzugte kristallografische Orientierungsverteilung dieser zweiphasigen Legierungen erkennen. Dies wird mit der texturinhibierenden Wirkung der Karbidteilchen in grossen Volumenbruchteilen erklärt. In Figur 3 sind die Festigkeitseigenschaften, die Verformungsfähigkeit und der Legierungseinfluss des eine Karbidstabilisierung bewirkenden Elementes Chrom anhand des wahren Spannungs-Dehnungs-Diagramms dargestellt. Die Werte sind in Druckversuchen bei Raumtemperatur ermittelt worden und ermöglichen Vergleiche zu den mechanischen Eigenschaften von weissem Gusseisen gleicher chemischer Zusammensetzung mit verschiedenen Mikrostrukturen. Die logarithmischen 'µBruchdehnungen" der erfindungsgemäss hergestellten Legierungen mit feinkörnigem Ge füge variieren zwischen 0,21 s (+ e 0,26. Im Zugversuch werden Bruchdehnungen von 0,1 3 f < Ee 0,19 bei Raumtemperatur erreicht. Demgegenüber zeigen die vergleichsweise aufgetragenen Legierungen mit dendritischem Gefüge, wie sie bisher ausschliesslich bekannt gewesen sind, im Gusszustand wahre Dehnungswerte von (0,03. Wie Figur 3 zu entnehmen ist, sind die Fliessspannungen und Druckfestigkeiten der beiden erfindungsgemäss hergestellten Legierungen voneinander verschieden. Die höheren Festigkeitswerte der chromreichen Legierung sind durch das nach der thermomechanischen Behandlung strukturstabilere, feinkristalline Gefüge bedingt. Der überwiegende Gehalt des Chroms ist im Zementit gelöst, stabilisiert die Karbide und verhindert ein unerwünschtes Karbidwachstum. Zudem ist ein festigkeitssteigender Beitrag infolge der Mischkristall härtung des Ferrites durch das im < -Eisen gelöste Chrom anzunehmen. Mit zunehmender Testtemperatur treten beachtliche Änderungen der Verformungs-und Verfestigungseigenschaften der erfindungsgemäss hergestellten Legierungen auf. Bei Temperaturen oberhalb von etwa 600 C werden diese feinkristallinen,hoch karbidhaltisen Eisenwerkstoffe superplastisch. Die optimale superplastische Verformungstemperatur beträgt erfindungsgemäss etwa 650 C. Bei dieser, für Eisenlegierungen relativ niedrigen Verformungstemperatur1 sind die die diffusionsgesteuerten Akkomodationsmechanismen des Kor ngrenzengleitens hinreichend thermisch aktiviert, zudem ist bei dieser Temperatur das Mikrogefüge gegenüber einem spannungs- bzw. dehnungsinduzierten Kornwachstum der Zementit- und Ferritphase stabil. Das gilt insbesondere für die chromhaltige Legierung. Figur 1 stellt die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäss hergestellten Legierungen im Zugversuch bei einer Versuchstemperatur von 650 C dar. Dabei sind mit A die unverformte und mit B, C die superplastisch bis zum Bruch gedehnten Proben Fe 3,5 Gew.-s C bzw. Fe 3,5 Gew.-E C + 1,5 Gew.-t Cr bezeichnet. Uberraschenderweise zeigen diese hochkohlenstoffhaltigen Eisenlegierungen beachtliche superplastische Dehnungen von maximal 910 % für die Fe 3,5 Gew.-% C-Legierung und 1350 t für die chromhaltige Legierung. Auf der dehnungsgeschwindigkeitsabhängigen Fliessspannung wurde nach der Beziehung EMI16.1 KG, T ( 4 = Aus- gangsspannung, C = Dehnung, KG = Korngrösse, T = Temperatur) der "strain rate sensitivity parameter" ermittelt. Dieser varriert zwischen 0,38 zu m < 0,43 und weist die gleiche Tendenz wie die erreichten maximalen Dehnungen auf. Die Fliessspannungsparameter der untersuchten Legierungen liegen über dem für die Superplastizität kritischen Wert m = 0,3. Superplastische Werkstoffe zeichnen sich im allgemeinen durch hohe Beträge der Gleichmassdehnung aus. In der Bruchzone sind aber vielfach lokale Einschnürungen vorzufinden, die aufgrund der plastomechanischen Instabilitäten infolge lokaler Verfestigungsvorgänge hervorgerufen werden. Bei den vorliegenden Legierungen unter dem erfindungsgemässen Herstellungsverfahren treten diese Vorgänge offensichtlich nicht auf. Verfestigungsvorgänge laufen bei beiden Legierungen gemäss Figur 3 während der superplastischen Verformung bei 650 C ab. Die beobachtete Verfestigung ist durch ein geringes Kornwachstum des Ferrites (die Korngrösse liegt zwischen etwa 1,5 ssm und 2,5 Fm) und der Karbide (die Korngrösse liegt etwa zwischen 0,5 ssm und 1,0 ssm) verursacht und tritt bei dem strukturstabileren, chromreichen Gefüge nicht so ausgeprägt in Erscheinung wie bei der anderen Legierung. Die nahezu frei von lokalen Einschnürungen auftretenden Bruchvorgänge sind wahrscheinlich auf Mikrokavitationsbildungen dieser zweiphasigen, hochkarbidhaltigen Werkstoffe zurückzuführen. Nach der erfindungsgemässen Lehre sind unterschiedliche Konsolidierungsverfahren möglich, solange sie mit einer ausreichend hohen Verformung verbunden sind, so dass das vorgepresste Pulver zu einem Massivkörper mit geringer Porigkeit umgeformt wird und die Umformtemperatur im Bereich zwischen 600 und 720 C liegt Die in Beschreibung, den Patentansprüchen, der Zusammenfassung und der Zeichnung offenbarten Merkmale des Gegenstandes dieser Unterlagen können sowohl einzeln als auch in beliebigen Kombinationen untereinander für die Verwirklichung der Erfindung in ihren verschiedenen Ausführungsformen wesentlich sein. Patentansprüche

Claims: Method of making ductile, high-strength bodies of carbon-rich iron-base alloys, wherein an molten iron-base alloy is quenched, pulverised and thermomechanically consolidated, characterised in that an alloy containing more than 1,7% carbon, more than 3,0% nickel and/or manganese, up to 15% chromium and/or cobalt and, singly or in combination, up to 1% of boron, tellurium, bismuth, selenium, antimony, titanium, niobium, magnesium and phosphorus, and optionally 2 to 4% silicon, balance iron, is pulverised to an average particle diameter of less than 30µm and then thermomechanically consolidated. Method according to claim 1, characterised in that the iron-base alloy has an extremely low content of silicon and manganese, preferably less than 0.02% silicon or less than 0.02% manganese or less than 0.02% silicon and manganese. Method according to one of claim 1 and claim 2, characterised in that in the first process step the rate of quenching is from 10⁴ to 10⁷K/s. Method according to any one of claims 1 to 3, characterised in that the quenching in the first process step is performed using a temperature gradient such that the phases of the structure formed in the particles have a diameter less than 0.1µm. Method according to any one of claims 1 to 4, characterised in that the powder particles in the first process step are formed by the powder atomisation process. Method according to any one of claims 1 to 5, characterized in that carbide stabilizing additives are added to the iron-base alloy in order to inhibit grain growth of the carbide and/or of the matrix structure. Method according to any one of claims 1 to 6, characterised in that elements that bind the residual carbon in the ferrite are added to the iron-base alloy. Method according to any one of claims 1 to 7, characterised in that a two-phase structure consisting exclusively of carbide and ferrite is produced. Method according to any one of claims 1 to 8, characterised in that the thermomechanical consolidation treatment in the second process step is performed between 600 and 720°C. Method according to claim 9, characterised in that the thermomechanical consolidation treatment is performed at about 650°C. Method according to claim 9 or claim 10, characterised in that the thermomechanical consolidation treatment is performed under a mechanical load of 1500 to 2000 MPa. Method according to any one of claims 9 to 11, characterised in that the thermomechanical consolidation treatment is performed by hot isostatic pressing. Method according to any one of claims 9 to 11, characterised in that the thermomechanical consolidation treatment is performed by extrusion. Method according to any one of claims 9 to 11, characterised in that the thermomechanical consolidation treatment is performed by forging. Method according to any one of claims 1 to 15, characterised in that the powder produced in the first process step is preconsolidated to a green compact and/or clad in a metal container before the second process step. Method according to claim 15, characterised in that the powder is sieved to a particle size of less than 30µm after atomising. Method according to claim 15 or claim 16, characterised in that before consolidation the powder is subjected to a reducing anneal and/or deoxidising additives are optionally added to it.

Inventors: BERGMANN, HANS WILHELM, DR.-ING., FROMMEYER, GEORG, PROF. DR., KAINER, KARL-ULRICH, DR., MORDIKE, BARRY LESLIE, PROF. DR.
Applicants: ROBERT ZAPP WERKSTOFFTECHNIK GMBH & CO KG
Application year: 1984
Main classification: C22C33
IPC codes: C22C33, B22F9