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EP0097737A1 - Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen - Google Patents

Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen Download PDF

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EP0097737A1
EP0097737A1 EP82110622A EP82110622A EP0097737A1 EP 0097737 A1 EP0097737 A1 EP 0097737A1 EP 82110622 A EP82110622 A EP 82110622A EP 82110622 A EP82110622 A EP 82110622A EP 0097737 A1 EP0097737 A1 EP 0097737A1
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EP
European Patent Office
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silicon
manganese
powder
alloy
hardness
Prior art date
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Granted
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EP82110622A
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English (en)
French (fr)
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EP0097737B1 (de
Inventor
Fritz Prof. Dr. Thümmler
Aloisio Klein
Rainer Oberacker
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.)
Forschungszentrum Karlsruhe GmbH
Original Assignee
Kernforschungszentrum Karlsruhe GmbH
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0264—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5%
    • C22C33/0271—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5% with only C, Mn, Si, P, S, As as alloying elements, e.g. carbon steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy

Definitions

  • the invention relates to a method for the powder-metallurgical production of moldings of high strength and hardness from silicon-manganese or silicon-manganese-carbon alloyed steels.
  • the elements Cu, Ni, Mo, P and C are mainly used as alloying elements.
  • a whole range of alloying elements that are successfully used in melt metallurgy can only be used to a limited extent in powder metallurgy.
  • Si is known as a solidifying solidifying agent. Significant increases in strength can also be achieved with Si in Fe-based alloys produced by powder metallurgy [Hoffmann, G., Thümmler, F., Zapf, G .; Sintering, Homogenization and Properties of a-Phase Iron-Aluminum and Iron-Silicon Alloys ; Powder Metallurgy, 3rd European Powder. Met. Symp. 1971 Conf. Supplement, Pt 1, 335-361J.
  • powder metallurgy powder metallurgy
  • Si tends to oxide formation due to its high affinity for oxygen in technical sintering atmospheres.
  • Mn has also found its way into powder metallurgy as an alloying element. Since it is also very affinity for oxygen, special protective measures are also required here. It is known, for example, to introduce Mn over carbide master alloys [process for producing homogeneous manganese alloyed sintered steels; German patent specification 24 56 7811. These master alloys are stable up to the sintering temperature, which protects the alloy elements against oxidation. Since Mn is not itself a strong carbide former, these master alloys must be used inevitably contain carbide-forming elements such as Cr, Mo or V. These elements are very expensive, which greatly increases the alloying costs. The high hardness of the carbides also causes increased tool wear.
  • the invention has for its object to provide a method for powder metallurgical production of moldings of high strength and hardness and sufficient toughness from sintered steels, in which only more readily available alloy elements, the purchase of which is ensured in the long term, are used.
  • the shaped parts are said to be able to be manufactured to size by the invention during the sintering process, i.e. they should not suffer any shrinkage and / or no loss of strength due to anti-shrinkage measures due to additions of alloying elements.
  • Example 2 The alloy used in Example 2 was sintered in hydrogen at 1200 ° C. for 60 minutes and then tempered. Tempering treatment: Austenitized at 1000 C, 60 min. In argon, quenched in oil, annealed 60 min. In argon at the specified temperatures (see Figure 6). Optimal strength and hardness values are achieved at tempering temperatures of 200 to 300 ° C, the elongation at break is still measurable (> 1%).
  • the master alloy was melted in a vacuum furnace and, after cooling, mechanically comminuted to a particle size below 25 ⁇ m (average particle size about 10 ⁇ m).
  • the comminution can take place in a crusher, in a vibrating disk mill or in a ball mill.
  • FIGS. 7 and 8 show the mechanical properties and the dimensional changes of the silicon-manganese or silicon-manganese-carbon alloyed sintered steels produced according to this.
  • Figure 7 shows the optimization of the content of the master alloy used, an optimal content of about 8 wt .-% (these are manganese and silicon contents in the sintered alloy of 3.3 wt .-% manganese and 1.5 wt .-% silicon) was determined.
  • FIG. 8 shows the influence of the carbon content in the optimal alloy (8% by weight pre-alloy in sintered steel).
  • Dimensional stability can be achieved by suitably adjusting the composition and sintering temperature.
  • the Si-Mn-Fe master alloys in the specified ranges for the silicon and manganese content also lead to the formation of a liquid phase in the specified range of technical sintering temperatures during the sintering process, which also contributes to the substantial improvement of the properties of the invention sintered steels is responsible.
  • Lower levels of manganese and silicon require too high proportions of a master alloy to achieve optimum alloy levels. This makes the powder mixtures more difficult to press, which leads to a decrease in density. Higher contents, particularly of silicon, no longer lead to the formation of a liquid phase in the range of the sintering temperatures up to approx. 1250 ° C.
  • Fig. 5 dimensional changes (curve 16) of one and the same alloy (Fe + 1Si + 3Mn + 0.25C) depending on the sintering temperature used in the production.
  • Fig. 6 tensile strengths (curve 17), hardness values (curve 18) and elongations at break (curve 19) of one and the same alloy (Fe + 1Si + 3Mn + 0.25C) depending on the tempering temperature.
  • Fig. 7 tensile strengths (R m ): curve 20, yield strengths (R p0.1 ): curve 21, hardness values (HV 20 ): curve 22, elongations at break (A): curve 23 and dimensional changes ( ⁇ 1 / 1 o ): curve 24 different Si-Mn-alloyed sintered steels (without C addition) depending on the content of the master alloy (19 Si-41Mn-40Fe) in the powder mixture to be sintered.
  • Fig. 8 Tensile strengths: curve 25, yield strengths: curve 26, hardness values: curve 27, elongation at break: curve 28 and dimensional changes: curve 29 of sintered steels with 8% by weight of pre-alloy (19Si-41Mn-40Fe) depending on their C- Salary.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Silizium-Mangan- oder Silizium-Mangan-Kohlenstoff-legierten Stählen. Die bisher bekanntgewordenen Herstellungsverfahren für solche Stähle haben nicht die erhofften Ergebnisse gebracht. Mit der Erfindung soll ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte sowie ausreichender Zähigkeit aus Sinterstählen geschaffen werden, bei welchem ausschließlich leicht erhältliche Legierungselemente, deren Bezug langfristig gesichert ist, verwendet werden. Die Formteile sollen durch die Erfindung während des Sinterprozesses maßhaltig hergestellt werden können, d.h. sie sollen durch Zusätze von Legierungselementen keinen Schwund und/oder keine Festigkeitseinbußen durch einen Schwund verhindernde Maßnahmen erleiden. Dies wird dadurch erreicht, daß man die Legierungselemente Si und Mn oder Si, Mn und C über die Legierungsträger Ferrosilizium, Ferromangan oder eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung mit Silizium- und Mangan-Gehalten in den Bereichen 10 bis 30 Gew.-% Si, 20 bis 70 Gew.-% Mn, Rest Fe und Graphit in Pulverform einem Eisenpulver zumischt und das Pulvergemisch in an sich bekannter Weise verpreßt und bei einer Temperatur im Bereich von 1150°C bis 1250°C unter Schutzgas-Atmosphäre sintert und abkühlt.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Silizium-Mangan- oder Silizium-Mangan-Kohlenstoff-legierten Stählen.
  • Da die Festigkeit von unlegiertem Sintereisen relativ niedrig ist (auch bei höchster Dichte werden nur rd. 300 MPa erreicht), müssen für höhere Festigkeitsanforderungen legierungstechnische Maßnahmen ergriffen werden.
  • Als Legierungselemente werden vorwiegend die Elemente Cu, Ni, Mo, P und C verwendet. Eine ganze Reihe von Legierungselementen, die in der Schmelzmetallurgie mit Erfolg eingesetzt werden, ist in der Pulvermetallurgie nur bedingt verwendbar. Es handelt sich dabei um die sauerstoffaffinen Legierungselemente, wie Cr, Mn, Si und Ti, von denen besonders Si und Mn wegen ihres günstigen Preises und ihrer langfristig gesicherten Verfügbarkeit interessant sind.
  • Si ist als stark verfestigend wirkender Mischkristallbildner bekannt. Auch in pulvermetallurgisch hergestellten Fe-Basis-Legierungen können mit Si beachtliche Festigkeitssteigerungen erzielt werden [Hoffmann, G., Thümmler, F., Zapf, G.;.Sintering, Homogenization and Properties of a-Phase Iron-Aluminium and Iron-Silicon Alloys; Powder Metallurgy, 3rd Europ.Powd. Met. Symp. 1971 Conf. Supplement, Pt 1, 335 - 361J. Dem stehen jedoch zwei Nachteile entgegen:Zum einen neigt Si aufgrund seiner hohen Sauerstoffaffinität in technischen Sinteratmosphären zur Oxidbildung. Dem läßt sich begegnen, indem als Legierungsträger eine Fe-Si-Vorlegierung verwendet wird [Verfahren zur Herstellung von Sinterwerkstoffen auf Eisenbasis; Deutsche Auslegeschrift 1 928 9301. Nach diesem Verfahren hergestellte Sinterstähle sind aber für Formteile nicht geeignet, da bei ihrer Sinterung eine starke Schwindung auftritt, die sich negativ auf die Maßhaltigkeit der Teile auswirkt. Es wurden Versuche unternommen, die Schwindung durch Zulegieren weiterer Elemente (Cu, Al) zu kompensieren. Dies gelingt jedoch nur teilweise und ist außerdem mit Einbußen bei den Festigkeitseigenschaften verbunden [siehe Hoffmann, G., Thümmler, F., Zapf, G.:Sintering, Homogenization and Properties of α- Phase Iron-Aluminium and Iron- Silicon Alloys; Powder Metalurgy, 3rd Europ.Powd. Met. Symp. 1971 Conf. Supplement, Pt. 1, Seite 1281.
  • Auch Mn hat als Legierungselement Eingang in die Pulvermetallurgie gefunden. Da es ebenfalls sehr sauerstoffaffin ist, sind auch hier besondere Schutzmaßnahmen erforderlich. Bekannt ist z.B. das Einbringen von Mn über karbidische Vorlegierungen [Verfahren zum Herstellen homogener manganlegierter Sinterstähle; Deutsche Patentschrift 24 56 7811. Diese Vorlegierungen sind bis in den Bereich der Sintertemperatur stabil, wodurch die Legierungselemente gegen Oxidation geschützt werden. Da Mn aber selbst kein starker Karbidbildner ist, müssen diese Vorlegierungen zwangsläufig karbidbildende Elemente, wie z.B. Cr, Mo oder V enthalten. Diese Elemente sind sehr teuer, was die Legierungskosten stark erhöht. Die hohe Härte der Karbide bewirkt außerdem einen erhöhten Werkzeugverschleiß..
  • Die gemeinsame Verwendung von Si und Mn wird in der Literatur erwähnt. Die danach hergestellten Sinterstähle sollen jedoch "keine überraschenden Ergebnisse" aufweisen [Findeisen, G., Hewing, J.: Kupfer- und nickelhaltige Sinterstähle mit weiteren Legierungszusätzen; Industrie-Anzeiger Bd. 92(1970) Seiten 241 - 244 u. 431 - 434,hier: S. 434].
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte sowie ausreichender Zähigkeit aus Sinterstählen zu schaffen, bei welchem ausschließlich leichterhältliche Legierungselemente, deren Bezug langfristig gesichert ist, verwendet werden. Die Formteile sollen durch die Erfindung während des Sinterprozesses maßhaltig hergestellt werden können,d.h. sie sollen durch Zusätze von Legierungselementen keinen Schwund und/oder keine Festigkeitseinbußen durch einen Schwund verhindernde Maßnahmen erleiden.
  • Die Aufgabe wird durch das erfindungsgemäße Verfahren dadurch gelöst, daß man die Legierungselemente Silizium und Mangan oder Silizium, Mangan und Kohlenstoff über die Legierungsträger Ferrosilizium, Ferromangan oder eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung mit Silizium- und Mangan-Gehalten in den Bereichen 10 bis 30 Gew.-% Si, 20 bis 70 Gew.-% Mn, Rest Fe und Graphit in Pulverform einem Eisenpulver zumischt und das Pulvergemisch in an sich bekannter Weise verpreßt und bei einer Temperatur im Bereich von 1150°C bis 1250°C unter Schutzgas-Atmosphäre sintert und abkühlt. Die Zumischung der Legierungsträger und des Graphits erfolgt in solchen Mengen, daß sie den Massenanteilen im Pulvergemisch
    • von 0,3 bis 3 Gew.-% Si;
    • von 0,3 bis 4 Gew.-% Mn;
    • von 0 bis 0,5 Gew.-% C

    entsprechen. In einer besonderen Ausbildung der Erfindung wird ein Massenverhältnis Mangan zu Silizium zwischen 1,5 und 3 verwendet. Vorteilhafterweise wird ein Ferrosilizium mit 15 Gew.-% Si und/oder ein Ferromangan mit 80 bis 84 Gew.-% Mn verwendet. Produkte, welche mit die nesten mechanischen Eigenschaften zeigen, werden erhalten, wenn eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung der Zusammensetzung 19 Gew.-Si 41 Gew.-% Mn und 40 Gew.-% Fe verwendet wird. In einer anderen Ausführung des erfindungsgemäßen Verfahren werden die gesinterten Formteile einer zusätzlichen Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und Anlassen, unterzogen.
  • Bei ausreichendhchen Abkühlgeschwindigkeiten werden hohe Festigkeit und Härte bereits mit der EinfachSintertechnik erzielt.
  • Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wird bewirkt, daß
    • - Sinterung und Homogenisierung nicht durch Oxidation der Legierungselemente beeinträchtigt werden,
    • - eine homogene Verteilung der Legierungselemente bei technisch relevanten Temperatur/Zeit-Bedingungen für die Sinterung erreicht wird,
    • - die Legierungselemente wirksam zur Erhöhung der Festigkeit führen,
    • - die gefertigten Teile während der Sinterung eine möglichst geringe Maßänderung erfahren.
  • Während der Homogenisierung tritt bereits bei Temperaturen um ca. 10000C temporär flüssige Phase auf, weshalb evtl. auf den Legierungsteilchen vorhandene Oxidschichten nicht zur Diffusionsbarriere werden können und außerdem eine schnelle Verteilung der Legierungselemente erfolgt. Der Zusatz von Mn und C bewirkt eine Kompensation der durch Si bisher hervorgerufenen Schwindung, so daß sich insgesamt relativ geringe Maßänderungen oder Maßstabilität ergeben. Si und Mn wirken als Mischkristallhärter. Mn hemmt außerdem sehr stark die Umwandlungsneigung und Si beeinflußt die C-Diffusion, so daß die Kombination der Legierungselemente Si-Mn-(C) zu hohen Festigkeitswerten führt. Ein Vergütungsgefüge mit einer Härte von bis zu 300 HV20 läßt sich bereits bei einer Ofenabkühlung mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 30 K/min aus der Sinterhitze, also ohne zusätzliche Wärmebehandlung, erzielen. Bei genügend langsamer Abkühlung kann ein Härtungseffekt aber unterdrückt werden, so daß eine Kalibrierung der Teile durchaus möglich ist. Das Potential der einge- ,setzten Legierungselemente kann dann durch eine zusätzliche Wärmebehandlung nutzbar gemacht werden.
    • - Niedrige Legierungskosten gegenüber herkömmlich legierten Sinterstählen und hohe Zugfestigkeiten (>600MPa). Nur wenige der bekannten relativ hoch legierten Zusammensetzungen erreichen Zugfestigkeiten von 700 MPa mit Einfachsintertechnik ohne zusätzliche Wärmebehandlung (z.B. Sinterstahl mit 4,5 % Cu, 5 % Ni : R = 600 MPa).
    • - Die mechanischen Eigenschaften sind in einem Temperaturbereich von 1150 - 1250 C relativ unempfindlich gegenüber der Sintertemperatur. Dies ermöglicht z.B. eine exakte Abgleichung der Maßänderung durch Wahl einer geeigneten Sintertemperatur, ohne starke Änderung des mechanischen Verhaltens.
    • - Die Anwesenheit von Si und Mn bewirkt eine so starke Härtbarkeitszunahme, daß bereits bei Abkühlung aus der Sinterhitze ein Vergütungsgefüge entsteht, wodurch sich eine weitere Wärmebehandlung erübrigt. Solche Sinterstähle wurden bisher unter Verwendung der teuren Legierungselemente Ni und Mo hergestellt.
  • Im folgenden wird das erfindungsgemäße Verfahren anhand einiger Durchführungsbeispiele in Verbindung mit den nachfolgenden Figuren 1 bis 8 näher erläutert.
    • )Beispiel 1:
  • Unterschiedliche Mengen von Si, Mn und C wurden über die genannten Legierungsträger einem üblichen Eisenpulver zugegeben und zusammen mit einem üblichen preßerleichternden Zusatz vermischt. Das Pulvergemisch wurde mit einem Preßdruck von 600 MPa zu Prüfstäben verpreßt, die 60 min bei einer Temperatur von 11800C in Wasserstoff-Atmosphäre gesintert wurden. Die mechanischen Eigenschaften einiger ausgewählter Zusammensetzungen sind in den Figuren 1 und 2 dargestellt (Rm = Zugfestigkeit in MPa, Rp0.1 = Dehngrenze in MPa). Optimale Eigenschaftskombinationen werden mit Massenanteilen von 1 bis 2 Gew.-% Si, 2 bis 3 Gew.-% Mn, 0,2 bis 0,3 Gew.-% C erreicht. Die durch das Sintern hervorgerufene Längenänderung der Prüfstäbe ist aus Figur 3 ersichtlich. Erst bei einem Verhältnis von Si/Mn> 2 steigt die Schwindung stark an.
  • Mit den gleichen Si- und Mn-Gehalten werden ohne Kohlenstoff Zugfestigkeiten von 350 bis 600 MPa, Härten von 100 bis 210 HV20, bei Bruchdehnungen von 11 bis 2 % erreicht. Auch diese Legierungen sind in gewissen Bereichen (z.B. 2 % Si, 2 bis 4 % Mn) bei den angegebenen Herstellungsbedingungen maßstabil.
    • Beispiel 2:
  • Bei einer Zusammensetzung mit optimaler Eigenschaftskombination wurde die Sintertemperatur, bei sonst gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1, variiert. Mechanische Eigenschaften und Maßänderung sind in den Figuren 4 und 5 dargestellt. Festigkeit und Dehngrenze sind im untersuchten Bereich nahezu unabhängig von der Sintertemperatur, auch Härte und Bruchdehnung reagieren nicht empfindlich. Mit steigender Sintertemperatur geht die anfangs auftretende leichte Schwellung zurück, bis sogar leichte Schwindung auftritt. Dies eröffnet die Möglichkeit das Maßverhalten über die Sintertemperatur einzustellen, ohne die mechanischen Eigenschaften wesentlich zu ändern (R = Zugfestigkeit in MPa; Rp0.1= Dehngrenze in MPa; A = Bruchdehnung in %).
    • Beispiel 3:
  • Bei Teilen, die kalibriert werden müssen, ist eine sehr langsam geführte Abkühlung aus der Sinterhitze erforderlich. Festigkeit und Härte erreichen dann nicht die in Beispiel 1 und 2 auscewiesenen Werte. Die eingesetzten Legierungselemente ermöglichen jedoch eine Wärmebehandlung.
  • Die in Beispiel 2 verwendete Legierung wurde bei 1200°C 60 min in Wasserstoff gesintert und anschließend vergütet. Vergütungsbehandlung: Austenitisiert bei 1000 C, 60 min.in Argon, abgeschreckt in öl, angelassen 60 min.in Argon bei den angegebenen Temperaturen (siehe Figur 6). Optimale Festigkeits- und Härtewerte werden bei Anlaßtemperaturen von 200 bis 300°C erreicht, die Bruchdehnung ist noch meßbar (>1 %).
    • Beispiel 4:
  • Herstellung von Legierungen unter Verwendung einer Si-Mn-Fe-Vorlegierung:
    • Zunächst wurde eine Vorlegierung hergestellt mit folgender Zusammensetzung:
      Figure imgb0001
  • Die Vorlegierung wurde im Vakuumofen erschmolzen und nach dem Abkühlen mechanisch zerkleinert auf eine Teilchengröße unter 25 µm (mittlere Teilchengröße ca. 10 µm). Die Zerkleinerung kann in einem Brecher, in einer Schwingscheibenmühle oder in einer Kugelmühle erfolgen.
  • Jeweils verschiedene Mengen dieser so hergestellten Vorlegierung wurden einerseits ohne Kohlenstoffzusatz,andererseits mit Kohlenstoffzusatz in Form von Graphit-Eisenpulvermischungen zugemischt und in der üblichen Weise verarbeitet. Hierbei wurde ein Preßdruck von 600 MPa, eine Sintertemperatur von 1180°C, eine Sinterzeit von einer Stunde und als Schutzgasatmosphäre eine Wasserstoffatmosphäre angewendet.
  • Die mechanischen Eigenschaften und die Maßänderungen der hiernach hergestellten Silizium-Mangan- bzw. Silzium-Mangan-Kohlenstoff-legierten Sinterstähle sind in den Figuren 7 und 8 dargestellt. Figur 7 zeigt die Optimierung des Gehaltes an der verwendeten Vorlegierung, wobei ein optimaler Gehalt von ca. 8 Gew.-% (das sind Mangan- und Silizium-Gehalte in der Sinterlegierung von 3,3 Gew.-% Mangan und 1,5 Gew.-% Silizium) ermittelt wurde.
  • Figur 8 zeigt den Einfluß des Kohlenstoffgehaltes bei der optimalen Legierung (8 Gew.-% Vorlegierung im Sinterstahl).
  • Wie die Figuren 7 und 8 zeigen, werden mit Si-Mn-Fe-Vorlegierungen Sinterstähle mit ausgezeichneten Eigenschaftskombinationen erhalten. Es können Zugfestigkeiten und Dehngrenzen erreicht werden, die noch höher liegen, als diejenigen der unter Verwendung von Ferrosilizium und Ferromangan als Legierungsträger hergestellten Sinterstähle. Möglicherweise können weitere Verbesserungen bei den erfindungsgemäßen Sinterstählen erzielt werden, wenn die abschließende . Wärmebehandlung, sowie der Einsatz der Zweifachsintertechnik optimiert werden. Die besseren Eigenschaften sind bedingt durch:
    • - Bessere Verdichtung der Pulvermischungen, die die Vorlegierung enthalten, woraus sich eine geringere Porosität der Teile ergibt,
    • - sehr gleichmäßige Verteilung der Legierungselemente, da die Legierungsträger als feinste Teilchen vorliegen,
    • - gleichmäßiges Sinterverhalten der Legierungsträger durch deren gleichbleibende Zusammensetzung.
  • Maßstabilität ist durch geeignete Einstellung von Zusammensetzung und Sintertemperatur erzielbar.
  • Auch die Si-Mn-Fe-Vorlegierungen in den angegebenen Bereichen für den Silizium- und Mangan-Gehalt führen im angegebenen Bereich der technischen Sintertemperaturen während des Sintervorganges zur Bildung einer flüssigen Phase, die mit für die wesentliche Verbesserung der Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Sinterstähle verantwortlich ist. Niedrigere Gehalte an Mangan und Silizium erfordern zu hohe Anteile an einer Vorlegierung zum Erreichen optimaler Legierungsgehalte. Dadurch werden die Pulvermischungen schlechter preßbar, was zu einem Dichteabfall führt. Höhere Gehalte, insbesondere an Silizium,führen im Bereich der Sintertemperaturen bis ca. 1250°C nicht mehr zur Bildung einer flüssigen Phase.
  • Die Vorteile,die die angegebenen Vorlegierungen mit sich bringen, sind folgende:
    • Die Vorlegierungen sind relativ einfach herzustellen, ihre Schmelztemperatur ist verhältnismäßig niedrig, die Gußblöcke sind äußerst spröde und daher sehr einfach und bis zu hoher Feinheit mechanisch zu zerkleinern. Das Sinterverhalten wird bei Anwendung von Vorlegierungen günstiger.
    Legende zu den Figuren: .
  • Fig. 1: Zugfestigkeiten (R ) einiger Legierungen in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
    • Kurve 1: Fe + 3Mn + 0,25C
    • Kurve 2: Fe + 2Mn + 0,20C
  • Bruchdehnungen (A) in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
    • Kurve 3: Fe + 3Mn + 0,25C
    • Kurve 4: Fe + 2Mn + 0,20C
  • Fig. 2: Dehngrenzen (Rp0.1) in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
    • Kurve 5: Fe + 3Mn + 0,25C
    • Kurve 6: Fe + 2Mn + 0,20C
  • Härte-Werte (Vickershärte HV20) in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
    • Kurve 7: Fe + 3Mn + 0,25C
    • Kurve 8: Fe + 2Mn + 0,20C
  • Fig. 3: Maßänderungen (Δl/lo) verschiedener Legierungen in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
    • Kurve 9: Fe + 3Mn + 0,25C
    • Kurve 10: Fe + 2Mn + 0,20C
    • Kurve 11: Fe + 1 Mn + 0,20C
  • Fig. 4: Zugfestigkeiten (Kurve 12)
    • Dehngrenzen (Kurve 13),
    • Härtewerte (Kurve 14) und
  • Bruchdehnungen (Kurve 15)ein und derselben Legierung (Fe + 1 Si + 3Mn + 0,25 C) in Abhängigkeit von der bei der Herstellung verwendeten Sintertemperatur.
  • Fig. 5 Maßänderungen (Kurve 16)ein und derselben Legierung (Fe + 1Si + 3Mn + 0,25C) in Abhängigkeit von der bei der Herstellung verwendeten Sintertemperatur.
  • Fig. 6: Zugfestigkeiten (Kurve 17), Härtewerte (Kurve 18) und.Bruchdehnungen (Kurve 19) ein und derselben Legierung (Fe + 1Si + 3Mn + 0,25C) in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur.
  • Fig. 7: Zugfestigkeiten (Rm): Kurve 20, Dehngrenzen (Rp0.1): Kurve 21, Härtewerte (HV20): Kurve 22, Bruchdehnungen (A): Kurve 23 und Maßänderungen (Δ1/1o): Kurve 24 verschiedener Si-Mn-legierter Sinterstähle (ohne C-Zusatz) in Abhängigkeit vom Gehalt der Vorlegierung (19 Si-41Mn-40Fe) im zu sinternden Pulvergemisch.
  • Fig. 8: Zugfestigkeiten: Kurve 25, Dehngrenzen: Kurve 26, Härtewerte: Kurve 27, Bruchdehnungen: Kurve 28 und Maßänderungen: Kurve 29 der Sinterstähle mit 8 Gew.-% Vorlegierung (19Si-41Mn-40Fe) in Abhängigkeit von ihrem C-Gehalt.

Claims (7)

1. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Silizium-Mangan- oder Silzium-Mangan-Kohlenstoff-legierten Stählen, dadurch gekennzeichnet, daß man die Legierungselemente Silizium und Mangan oder Silizium, Mangan und Kohlenstoff über die Legierungsträger Ferrosilizium, Ferromangan oder eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung mit Silizium-und Mangan-Gehalten in den Bereichen 10 bis 30 Gew.-% Si, 20 bis 70 Gew.-% Mn, Rest,Fe und Graphit in Pulverform einem Eisenpulver zumischt und das Pulvergemisch in an sich bekannter Weise verpreßt und bei einer Temperatur im Bereich von 1150°C bis 12500C unter Schutzgas-Atmosphäre sintert und abkühlt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zumischung der Legierungsträger und des Graphits in solchen Mengen erfolgt, daß sie den Massenanteilen im Pulvergemisch
Figure imgb0002
entsprechen.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Massenverhältnis Mangan zu Silizium zwischen 1,5 und 3 verwendet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ferrosilizium mit 15 Gew.-% Si verwendet wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ferromangan mit 80 bis 84 Gew.-% Mn verwendet wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung der Zusammensetzung 19 Gew.-% Si 41 Gew.-% Mn 40 Gew.-% Fe verwendet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch-gekennzeichnet, daß die gesinterten Formteile einer zusätzlichen Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und Anlassen, unterzogen werden.
EP82110622A 1982-05-22 1982-11-18 Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen Expired EP0097737B1 (de)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AT82110622T ATE23198T1 (de) 1982-05-22 1982-11-18 Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von formteilen hoher festigkeit und haerte aus si- mn- oder si-mn-c-legierten staehlen.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE3219324 1982-05-22
DE19823219324 DE3219324A1 (de) 1982-05-22 1982-05-22 Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von formteilen hoher festigkeit und haerte aus si-mn- oder si-mn-c-legierten staehlen

Publications (2)

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