[0001] Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus
kohlenstoffreichen Eisen- ,basislegierungen.
[0002] 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.
[0003] Zur Festigkeitssteigerung kohlenstoffarmer Eisenbasislegierungen 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.
[0004] 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 - 950° C und anschließendes
Abschrecken wird eine Kornfeinung erzielt, die eine deutliche Festigkeitserhöhung
bedingt, gleichzeitig aber auch eine Erhöhung der Sprödigkeit des Werkstückes nach
sich zieht. Durch anschließendes Vergüten (beispielsweise durch sogenanntes Anlassen)
verliert das Werkstück dann zwar wieder etwas an Festigkeit, es können jedoch günstige
Duktilitäts- und Homogenitätseigenschaften erzielt werden.
[0005] 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 mechanischer Eigenschaften der Walzerzeugnisse ausgenutzt
werden. Wenn sich die Karbonitride im Austenit in relativ feiner Form ausgeschieden
haben, wirken sie bei der nachfolgenden Austenitumwandlung als Keime und als Bremsen
gegen die Wanderung der Phasen- und Korngrenzen.
[0006] 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.
[0007] Unlegiertes und legiertes Gußeisen, d. h. Eisen mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr
als 1,7 Gew.-%,ist im Gegensatz zu kohlenstoffarmen Eisenlegierungen, z. B. Knetlegierungen,insbesondere
durch eine hohe Sprödigkeit gekennzeichnet. Die plastische Verformbarkeit kohlenstoffreicher
Gußeisenlegierungen beträgt lediglich 1 - 2 %. Ursächlich ist hierfür insbesondere
der relativ hohe Volumenanteil an Karbiden (V
Karbid ≥ 33 %) bzw. Menge, Form und Verteilung des als Graphit ausgeschiedenen Kohlenstoffs.
[0008] 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 unterschiedlichenGefügeparameter und
Phasenzusammensetzungen bei hochkohlenstoffartigen Eisenbasislegierungen völlig andere
metallchemische Vorgänge bedingen als bei kohlenstoffarmen Eisenbasislegierungen.
[0009] 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 Kugelgraphit ist jedoch nur in nahezu schwefelfreien Schmelzen möglich.
Darüber hinaus erreichen auch so hergestellte Werkstücke nicht die Festigkeits- und
Duktilitätswerte von Körpern aus kohlenstoffarmen Eisenlegierungen.
[0010] 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.
[0011] 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 Durchmesser kleiner als 30 µm anfällt,
und in einer zweiten Stufe die so behandelten Pulverteilchen einer thermomechanischen
verdichtenden Behandlung unterworfen werden.
[0012] Je nach Zusammensetzung der Legierung sind in der zweiten Verfahrensstufe entweder
Temperaturen unterhalb 720 ° 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
0 C erfolgen.
[0013] Der erste Verfahrensschritt, das Abschrecken und Zerstäuben der Metallschmelze derart,
daß Pulverteilchen mit einem Durchmesser kleiner als 30 um entstehen, bewirkt, daß
die durch normale Erstarrungsbedingugnen erhaltenen Gefügestrukturen, wie grobe Dendrite
und/oder nadelförmige Karbide zugunsten eines feinkristallinen Gefüges verändert werden.
Dieser Verfahrensabschnitt wird vorzugsweise nach der sogenannten "rapid solidification
technology" durchgeführt, wobei ein Temperaturgefälle von beispielsweise 10
4 - 10
7 K/s gewählt wird. Bei einer solchen Abschreckgeschwindigkeit gelingt es, extrem hohe
Keimraten zu erzielen, das Keimwachstum jedoch wegen der geringen Kristallisationszeit
bis zum Erreichen der festen Phase sehr gering zu halten. Die Abschreckgeschwindigkeit
soll dabei in Abhängigkeit von der jeweiligen Legierung und der speziellen Verfahrensführung
so gewählt werden, daß für die zweite Verfahrensstufe Teilchen mit einem mittleren
Durchmesser, der kleiner als 30 µm ist, zur Verfügung stehen und die Phasen des sich
bildenden Gefüges in den Teilchen einen Durchmesser aufweisen, der kleiner als 0,1
um ist.
[0014] 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.
[0015] 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.
[0016] Ein bevorzugtes Verfahren zur Durchführung der ersten Verfahrensstufe gemäß der Lehre
der Erfindung ist das für kohlenstoffarme Stähle bekannte, sogenannte "melt- spinning"-Verfahren.
Die an Kohlenstoff aufgrund der hohen Löslichkeit bei hohen Temperaturen gesättigte
Schmelze wird dabei verdüst und gleichzeitig extrem abgeschreckt, wodurch es aufgrund
der kurzen Diffusionszeiten zu einem Einfrieren der gebildeten Kleinstteilchen kommt.
Auf diese Weise kann der in der Schmelze gelöste Kohlenstoff sich nicht in Form von
Graphit ausscheiden, andererseits ist aber eine Ausscheidung in Karbidform nur feinkörnig
möglich oder bei Zugabe geeigneter weiterer Legierungselemente sogar vollständig auszuschließen.
[0017] Die Herstellung eines pulverförmigen Materials gemäß der Verfahrensstufe 1 ermöglicht
es dann in der zweiten Verfahrensstufe, pulvermetallurgische Techniken anzuwenden,
um das Metallgefüge noch weiter zu kompaktieren und zu verdichten, wobei die verschiedenen
Werkstücke unmittelbar oder als Halbzeuge hergestellt werden können.
[0018] Eine bevorzugte Ausführungsform der Erfindung sieht vor, daß nach Abschluß der ersten
Verfahrensstufe und vor Beginn der thermomechanischen Behandlung die Pulver in einer
Zwischenstufe zu einem Rohling vorverdichtet und/oder in einen Metallbehälter eingemantelt
werden. Dabei kann auch vorgesehen sein, daß nach der Verdüsung die Pulver auf eine
Korngröße von kleiner 30 µm gesichtet werden. Weiterhin kann vorgesehen sein, daß
die Pulver vor ihrer Verdichtung reduzierend geglüht werden, wobei gegebenenfalls
desoxydierende Zusätze zugegeben werden.
[0019] Zur Erzielung optimaler Festigkeits- und Duktilitätswerte der Werkstücke aus hochkohlenstoffhaltigen
Eisenlegierungen lehrt die Erfindung in einem ersten Ausführungsbeispiel, in einem
Temperaturbereich unterhalb der A
l-Temperatur zu arbeiten. Auf diese Weise kann je nach dem herzustellenden Werkstück
durch isostatisches Heißpressen, Schmieden oder Strangpressen bei Temperaturen zwischen
600 ° C und 720 ° C, vorzugsweise im Bereich um 650 ° C, die metastabile α-Phase und
die Martensit-Phase in feindispersen Zementit mit einer Korngröße unter 0,5 µm und
feinkörnigen Ferrit mit einer Teilchengröße unter 2 µm umgewandelt werden. Zudem erfolgt
gleichzeitig die Einformung der dendritischen Mikrostruktur in ein feinkristallines
äquiaxiales Gefüge aus sphärodisierten, dispers verteilten Karbiden im Ferrit. Der
Volumenanteil der Karbidteilchen beträgt beispielsweise über 50 % und bildet somit
die Matrix dieser hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasislegierungen.
[0020] Bei einer Durchführung der zweiten Verfahrensstufe im erfindungsgemäß vorgeschlagenen
Temperaturintervall wird erreicht, daß der zuvor im Eisen gelöste Kohlenstoff sich
als Eisenkarbid ausscheidet, wobei die Karbidausscheidungen einen Durchmesser von
etwa 0,1 bis 0,01 µm aufweisen. Diese feinen, aber hochfesten Partikel sind dann aufgrund
der erfindungsgemäßen Verfahrensführung in die Ferritmatrix eingebettet und bilden
die Ursache für die ungewöhnlich hohe Festigkeit und Duktilität der so hergestellten
Werkstücke. Im Gegensatz zu den üblichen Mechanismen der Festigkeitssteigerung im
Eisen hat man es hier im wesentlichen mit einer Dispersionshärtung des Ferrits durch
Zementitpartikel zu tun.
[0021] 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 erfindungsgemäßen ersten Verfahrensschritt
erzeugten Pulver auch bei Temperaturen zwischen 850
0 C - 1000
0 C, also bei "normalen" Verarbeitungstemperaturen, thermomechanisch behandelt werden
können, da durch die Zugabe von Bor die Kohlenstofflöslichkeit des Austenits verringert
wird. Bei einer derartigen Verfahrensführung entstehen dann Werkstoffe aus Ferrit
und Karbid.
[0022] Anstelle der Bor-Zugabe kann die Legierung auch durch Zugabe von Nickel und/oder
Mangan, und zwar in einer Größenordnung größer 3 Gew.-% so eingestellt werden, daß
Eisenbasiswerkstoffe mit einem rein austenitischen Grundgefüge entstehen. Auch diese
Eisenbasiswerkstoffe lassen sich bei den normalen Verarbeitungstemperaturen thermomechanisch
behandeln.
[0023] Als ein weiteres Beispiel für eine derartige Einstellung der Eisenbasislegierung
ist zu nennen, daß Silizium in einer Größenordnung von 2 - 4 Gew.-% zur Schmelze gegeben
wird, so daß ein Werkstoff mit bainitischer Matrix und Karbiden erzeugt wird, welcher
sich ebenfalls bei den zuvor genannten Temperaturen behandeln läßt.
[0024] 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.
[0025] 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.
[0026] Erfindungsgemäß kann im Temperaturbereich zwischen 600 ° C und 720 ° C Superplastizität
erreichen werden mit Verformungswerten bis 1.300 % bei gleichzeitig hoher Festigkeit.
[0027] Die Erfindung ergibt sich einschließlich vorteilhafter Ausgestaltungen und Weiterbildungen
aus den Merkmalen der Patentansprüche, welche dieser Beschreibung nachgestellt sind.
[0028] Anhand der Zeichnung und der nachfolgenden Ausführungsbeispiele wird die Erfindung
näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 eine Gegenüberstellung einer unverformten und zweier superplastisch bis zum
Bruch gedehnten Proben, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt worden
sind,
Fig. 2 eine Raster-Elektronen-Mikroskop-Gefügeaufnahme einer nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren hergestellten Eiesenlegierung,
Fig. 3 die Darstellung eines wahren Spannungs-Dehnungs-Diagramms einer druck- und
zugverformten Fe-C (Cr)-Legierung bei Raumtemperatur.
[0029] 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.
[0030] Mit Hilfe kalorimetrischer und dilatometrischer Verfahren wurde das Umwandlungsverhalten
untersucht.
[0031] Darüber hinaus wurde mit einem thermomechanischen Prüfsystem das Kriechverhalten
der Legierungen studiert.
[0032] Die Proben wurden nach dem sogenannten "melt-spinning"-Verfahren hergestellt.
[0033] Bei den schnellabgeschreckten Gefügen sind deutliche Unterschiede in Abhängigkeit
vom Legierungsgehalt festzustellen. So bilden sich in Fe-,Cr-, C-Legierungen bei geringen
Chromgehalten ausgehend von einer Schreckschicht Dendrite. Bei höheren Chromgehalten
geht das Gefüge über in äquiaxiale Kristallite. Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt
werden die ehemaligen Dendrite durch größere Karbidkörner ersetzt. Die Zugabe von
Nickel, Silizium oder Mangan fördert die Ausbildung äquiaxialer Partikelchen, wobei
auf den Korngrenzen Seigerungen von Karbid feststellbar sind.
[0034] Durch kurzzeitiges Glühen der Proben ist es möglich, feine Karbidausscheidungen in
einer austenitischen oder ferritischen Matrix - je nach Zusammensetzung der Probe
- zu erzielen. Die Korngröße liegt dann im Bereich von 0,1 µm und darunter.
[0035] Das Bruchaussehen bei angelassenen Proben ist unterdem schiedlich von der as-quenched
Probe. Die Proben mit einem Gehalt von 6 Gew.-% Chrom und 3Gew.-% Kohlenstoff weisen
nach einer Glühbehandlung insofern andere Eigenschaften auf, als der Bruch nicht mehr
entlang der ehe- mali
gen Dendritenkorngrenzen verläuft.
[0036] Die Proben wurden nach dem Verfahren der Pulveratomisierung hergestellt, das es erlaubt,
größere Mengen schnell abgeschreckten Materials zu erzeugen, so daß eine Weiterverarbeitung
mittels pulvermetallurgischer Techniken möglich ist.
[0037] Zwei geringfügig untereutektische, hoch kohlenstoffhaltige Eisenbasislegierungen
der Zusammensetzung Fe 3,5 Gew.-% 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:

[0038] 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.
[0039] Das Gefüge der rasch abgeschreckten Pulver besteht aus Ledeburit mit sehr fein verteilter
Karbidphase, Restaustenit und geringen Volumenanteilen Martensit.
[0040] 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
0 C und nachfolgendes Walzen bei 650 ° C kompaktiert und bis zur theoretischen Dichte
verdichtet.
[0041] Das hierbei gebildete Gefüge besteht aus äquiaxialen, feinkristallinen Phasen, und
zwar im wesentlichen aus sphärodisierten Karbiden mit einer Korngröße von etwa 0,5
µm, die feindispers verteilt in einer Ferritmatrix mit einer Korngröße zwischen 1
µm und
2 µm verteilt vorliegen.
[0042] 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 A
1-Temperatur,in den Versuchen bei 650 ° C im Zug- und Druckversuch, im Dehnungsgeschwindigkeitsbereich
von 1,5 . 10
-3 > E >
4 . 10
-4 s
-1.
[0043] 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 ° C, bis etwa in den Bereich von 720
0 C,erhält man Effekte, die auf Superplastizität hindeuten.
[0044] Die in geringen Volumenanteilen der rasch abgeschreckten Pulverpatrtikel auftretenden
martensitischen Gefügebestandteile sind überwiegend auf verformungsinduzierte Ms-Umwandlungen
während der Teilchenkollisionen beim Abschreckvorgang zurückzuführen. Es ist davon
auszugehen, daß nicht alle Pulverpartikel mit einem mittleren Durchmesser unterhalb
von 30 µm die aus der chemischen Analyse des Austenits berechneten Ms-Temperaturen
der untersuchten Legierungen:
Fe - 3,5 Gew.-% C, TMs = 85 K und für Fe 3,5 Gew.-% C + 1,5 Gew.-% Cr, TMs = 140 K, im kühlenden Heliumdampf erreichen. Offensichtlich ist jedoch, daß die chromreichen
Pulverpartikel für die Ms-Transformation begünstigt sind.
[0045] 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 A
1-Transformationstemperatur bewirkt tiefgreifende strukturelle Gefügeänderungen. Diese
bestehen in der Umwandlung der metastabil vorliegenden γ-Phase und des Martensits
in feindispersen Zementit mit einer Korngröße von unterhalb 0,5 µm und feinkörnigen
Ferrit mit einer Korngröße unterhalb von 2 µm. Zudem erfolgt die Einformung der dendritischen
Mikrostruktur in ein feinkristallines, äquiaxiales Gefüge aus sphärodisierten, dispers
verteilten Karbiden im Ferrit. In Figur 2 ist eine Raster-Elektronen-Mikroskop-Gefügeaufnahme
der äquiaxialen Mikrostruktur der kompaktierten und thermomechanisch behandelten hochkarbidhaltigen
Eisenlegierungen dargestellt. Der Volumenanteil der Karbidteilchen beträgt etwa 56
Vol.-% und repräsentiert damit die Matrixphase dieser hochkohlenstoffhaltigen Eisenbasisleqierung.
[0046] 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.
[0047] 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.
[0048] Die logarithmischen "Bruchdehnungen" der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen
mit feinkörnigem Gefüge variieren zwischen 0,21 ≤ED≤ 0,26. Im Zugversuch werden Bruchdehnungen
von 0,13 ≤εz≤ 0,19 bei Raumtemperatur erreicht.
[0049] Demgegenüber zeigen die vergleichsweise aufgetragenen Legierungen mit dendritischem
Gefüge, wie sie bisher ausschließlich bekannt gewesen sind, im Gußzustand wahre Dehnungswerte
von < 0,03.
[0050] 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.
[0051] Der überwiegende Gehalt des Chroms ist im Zementit gelöst, stabilisiert die Karbide
und verhindert ein unerwünschtes Karbidwachstum. Zudem ist ein festigkeitssteigender
Beitrag infolge der Mischkristallhärtung des Ferrites durch das im α-Eisen gelöste
Chrom anzunehmen.
[0052] Mit zunehmender Testtemperatur treten beachtliche Änderungen der Verformungs- und
Verfestigungseigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen auf. Bei
Temperaturen oberhalb von etwa 600 ° C werden diese feinkristallinen,hoch karbidhaltigen
Eisenwerkstoffe superplastisch. Die optimale superplastische Verformungstemperatur
beträgt erfindungsgemäß etwa 650
0 C. Bei dieser, für Eisenlegierungen relativ niedrigen Verformungstemperatur, sind
die die diffusionsgesteuerten Akkomodationsmechanismen des Korngrenzengleitens hinreichend
thermisch aktiviert, zudem ist bei dieser Temperatur das Mikrogefüge gegenüber einem
spannungs- bzw. dehnungsinduzierten Kornwachstum der Zementit- und Ferritphase stabil.
Das gilt insbesondere für die chromhaltige Legierung.
[0053] Figur 1 stellt die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen
im Zugversuch bei einer Versuchstemperatur von 650
0 C dar. Dabei sind mit A die unverformte und mit B, C die superplastisch bis zum Bruch
gedehnten Proben Fe 3,5 Gew.-% C bzw. Fe 3,5 Gew.-% C + 1,5 Gew.-% Cr bezeichnet.
[0054] Überraschenderweise zeigen diese hochkohlenstoffhaltigen Eisenlegierungen beachtliche
superplastische Dehnungen von maximal 910 % für die Fe 3,5 Gew.-% C-Legierung und
1350 % für die chromhaltige Legierung.
[0055] Auf der dehnungsgeschwindigkeitsabhängigen Fließspannung wurde nach der Beziehung

T' τ
° = Ausgangsspannung, ε = Dehnung, KG = Korngröße, T = Temperatur) der "strain rate
sensitivity parameter" ermittelt.
[0056] Dieser varriert zwischen 0,38 ≤ 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.
[0057] 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.
[0058] Bei den vorliegenden Legierungen unter dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren
treten diese Vorgänge offensichtlich nicht auf.
[0059] 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 µm und 2,5 µm) und der Karbide
(die Korngröße liegt etwa zwischen 0,5 µm und 1,0 µm) verursacht und tritt bei dem
strukturstabileren, chromreichen Gefüge nicht so ausgeprägt in Erscheinung wie bei
der anderen Legierung.
[0060] Die nahezu frei von lokalen Einschnürungen auftretenden Bruchvorgänge sind wahrscheinlich
auf Mikrokavitationsbildungen dieser zweiphasigen, hochkarbidhaltigen Werkstoffe zurückzuführen.
[0061] 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
0 C liegt.
[0062] 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.
1. Verfahren zum Herstellen hochfester-duktiler Körper aus kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen,
wobei
a) in einer ersten Stufe die Eisenbäsislegierungen abgeschreckt und so zerstäubt werden,
daß die überwiegende Menge der entstehenden Pulverteilchen mit einem Durchmesser kleiner
als 30 µm anfällt und
b) in einer zweiten Stufe die so erhaltenen Pulverteilchen einer thermomechanischen
verdichtenden Behandlung unterworfen werden.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenbasislegierungen
mehr als 1,7 Gew.-% Kohlenstoff aufweisen.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenbasislegierungen
extrem niedrige Gehalte an Silizium und Mangan aufweisen, vorzugsweise weniger als
0,02 % Silizium oder 0,02 % Mangan oder weniger als 0,02 % an Silizium und Mangan.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 3, dadurch gekennzeichnet, daß in der ersten
Verfahrensstufe die Abschreckgeschwindigkeit 104 bis 107 K/s beträgt.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenbasislegierungen
eine Unterkühlung der Schmelze erhöhende Zusätze von maximal 1 Gew.-% an Tellur, Wismuth,
Selen oder Antimon beinhalten.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Abschrecken
in der ersten Verfahrensstufe mit einem solchen Temperaturgradienten erfolgt, daß
die Phasen des sich bildenden Gefüges in den Teilchen einen Durchmesser kleiner als
0,1 um aufweisen.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulverteilchen
in der ersten Verfahrensstufe nach dem Verfahren der Pulveratomisierung gebildet werden.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 7, dadurch gekennzeichnet, daß den Eisenbasislegierungen
Additive zur Stabilisierung der Karbide zugegeben werden, um ein Kornwachstum der
Karbide und/oder des Matrixgefüges zu verhindern.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 8, dadurch gekennzeichnet, daß den Eisenbasislegierungen
Elemente zugegeben werden, die den Restkohlenstoff im Ferrit binden.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß den Eisenbasislegierungen
Titan, Nb, Mg, P einzeln oder in beliebiger Kombination in einer Gesamtmenge bis zu
1,0 Gew.-% zugegeben werden.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 10, dadurch gekennzeichnet, daß ein zweiphasiges
Gefüge aus ausschließlich Karbid und Ferrit erzeugt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 11, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische
verdichtende Behandlung in der zweiten Verfahrensstufe zwischen 600 und 720 0 C durchgeführt wird.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische-verdichtende
Behandlung bei etwa 650 ° C durchgeführt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische
Behandlung bei einer mechanischen Belastung von 1.500 Mpa bis 2.000 Mpa erfolgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenbasislegierungen
eine Zugabe von bis zu 1 Gew.-% Bor erhalten.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche-1 - 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenlegierungen
eine Zugabe an Nickel und Mangan erhalten, und zwar einzeln oder in Kombination in
einer Gesamtmenge von mehr als 3 Gew.-%.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Eisenlegierungen
eine Zugabe von 2 bis 4 Gew.-% Silizium erhalten.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 - 17, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische
verdichtende Behandlung bei einer Temperatur von 850 bis 1000 ° C erfolgt.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 - 14 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß
die thermomechanische Behandlung durch isostatisches Heißpressen erfolgt.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 - 14 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß
die thermomechanische Behandlung durch Strangpressen erfolgt.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 - 14 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß
die thermomechanische Behandlung durch Schmieden erfolgt.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 21, dadurch gekennzeichnet, daß die in
der ersten Verfahrensstufe erzeugten Pulver vor der zweiten Verfahrensstufe in einer
Zwischenstufe zu einem Rohling vorverdichtet und/oder in einen Metallbehälter eingemantelt
werden.
23. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulver nach der Verdüsung
auf eine Korngröße von kleiner als 30 µm gesichtet werden.
24. Verfahren nach Anspruch 22 oder 23, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulver vor
ihrer Verdichtung reduzierend geglüht und/oder ihnen gegebenenfalls desoxydierende
Zusätze zugegeben werden.