DE1918176B2 - Niedriglegiertes homogenes eisenpulver zur herstellung von haertbaren sinterstaehlen - Google Patents
Niedriglegiertes homogenes eisenpulver zur herstellung von haertbaren sinterstaehlenInfo
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Description
Die Herstellung von Maschinenteilen durch Pressung und Sinterung von Eisenpulver ist eine Technik,
deren Anwendung während der letzten Jahrzehnte wegen der erreichten Vorteile stark gewaschsen ist.
Unter anderem ermöglicht diese Technik die Erreichung enger Toleranzen Tür komplizierte Teile
mit nur einigen wenigen einfachen und ökonomisch vorteilhaften Arbeitsgängen im Vergleich mit der konventionellen
schneidenden Bearbeitung. Mit "reinem gesintertem Eisen wird allgemein eine Zugfestigkeit
von 15 bis 25 kp/mm1 erhalten. Höhere Festigkeitswerte werden in der heutigen Technik durch Einmischung
von Kupfer, Nickel und/oder Graphit in das Eisenpulver vor der Pressung erreicht. Auch andere
Legierungszusätze sind bekannt. Bei der Sinterung der auf diese Art hergestellten Teile erfolgt eine mehr
oder weniger weitgehende Homogenisierung der Legierungszusammensetzung durch Diffusion.
Sintermaterial, das Kohlenstoff enthält, kann zur weiteren Verbesserung der Festigkeit und der Härte
auf ähnliche Weise wie konventioneller Stahl gehärtet werden. Genau wie bei konventionellen Stählen sind
die Härtungsergebnisse bei Sinterstahl dimensionsabhängig, da die für die Härtung notwendige martensitische
Struktur nur bei Abkühlungsgeschwindigkeiten erreicht wird, die eine bestimmte Grenze überschreiten.
Wachsende Dimensionen führen zu niedrigeren Abkühlungsgeschwindigkeiten. Die Grenze für
die kritische Aokühlungsgeschwindigkeit kann durch Zusatz von gewissen Legierungselementen nach unten
verschoben werden, und demzufolge lassen sich größere Teile durchi.ärten. Mit der Härtbarkeit eines
Materials ist die größte Tiefe gemeint, bei welcher ein Probekörper von definierter Form unter gegebenen
Härtungsbedingtingen eine gewisse Härte erreichen kann. Zusätze von die Härtbarkeit erhöhenden Legierungselementen
durch Einmischung von Legierungsmetallpulver vor der Pressung sind bei der jetzigen
Technik üblich. Die Schwierigkeit, eine ausreichend homogene Verteilung von Legierungselementen im
fertigen Material mit Sinterungstemperaturen und Sinterungszeiten zu erreichen, die vom Gesichtspunkt
der Kosten annehmbar sind, bedeutet hierbei eine Begrenzung.
Hine Verbesserung stellt in dieser Hinsicht die neue
Methode dar. die im schwedischen Patent 12 123 ftf)
beschrieben ist und die die Herstellung von partiell vorlegicrtcn Pulvern betrifft. Gemäß dieser Methode
werden die Legierungsstoffc in extrem feiner, gegebenenfalls oxydischc. Form dem Eisenpulver zugesetzt,
worauf die Mischung einer Glühung in reduzierender Atmosphäre unterzogen wird. Hierbei tritt eine gewisse
Festsintcrung der Legicrungspartikeln auf den Eisenpartikeln ein. Auf diese Art wird eine stabile,
feindisperse Verteilung der Legierungsstofle im Pulver
erreicht, die in unverändertem Zustand während der
Pressung beibehalten wird, und da» sehließluth gesinterte Material wird weniger inhomogen, el» wenn
eine einfache Pulverrnischung mit derselben Zusammensetzung benutzt worden wäre, Wenn man diese
Technik benutzt, kann die hohe Kompressibilität des Eisenpulver* beibehalten werden, da nur eine
geringe Menge der Legierungsstofle sich in den Bisen· partikeln gelöst hat.
Die Sinterungsatmosphfire, wie dissoziierte» Ammoniak, Endoaas u.dgl., welche in den Industriellen
Sinterungsofen eingestellt wird, enthalt immer außer
Wff und anderen reduzierenden oder Inerten Bestandteilen auch Wasserdampf. Wasserdampf
dissoziiert teilweise gemüß folgender Reaktionsformel:
H2O
H2 + 1/2 O2
Hierbei gilt
o = _RTln
d. h., das Sauerstoffpotential wird von der Gleichung bestimmt:
1/2 RT In po = -RTIn
-JG°
Gewöhnlich pflegt der Wasserdampfgehalt von eine.
solchen Größenordnung zu sein, daß der Taupunkt der Atmosphäre zwischen -10 und + 50C liegt,
das bedeutet für dissoziiertes Ammoniak, daß das Sauerstoffpotential - 50,3 bis - 56.4 kcal pro Grammatom
Sauerstoff bei 1120" C beträgt, welches die am
häufigsten angewandte Sinterungstemperatur ist. Dieses Sauerstoffpotential ist so hoch, daß gewisse Legierungselemente,
deren Verwendung denkbar ist, bei der Sinterung oxydieren und dadurch ihre Wirkung
verlieren würden. Die Gleichgewichtsbedingungen einer solchen Oxydation können allgemein wie folgt
geschrieben werden:
Me + 1/2 O2 ZZZZ MeO
Hierbei gilt
IG2' = -RTIn —"-*&■
Hierbei gilt
IG2' = -RTIn —"-*&■
und
\/2RT\npOi = 1G$
Man sieht hieraus, daß das Sauerstoffpotential. bei welchem die Metalle M' <u oxydieren beginnen,
erhöht wird, wenn die Metalle Me in einem anderen Metall gelöst sind. d. h.. wenn dessen Aktivität niedriger
ist als I.
Bei reinen Mischungen von Eisenpulver uiv? Legierungsmetallpulver
oder Pulver, das nach dem Verfahren des schwedischen Patents 12 123/66 hergestellt
so wurde, sind die Legierungsmetallpartikeln fast rein,
d. h.. die Einlösung von Legierungsmetallen ins Eisen erfolgt nicht vor der eigentlichen Sinterung. Dies
bringt mit sich, daß für oxydationsempfindltche Legierungseiemcnte die Gefahr der Oxydation besteht.
5» bevor die Auflösung ihren Anfang genommen hat.
Bei homogen legierten Pulvern, d. h. Pulvern, deren Partikeln eine vollständig homogene Verteilung sämt-HcherLegierungseleBienteauiweisen, wird dieser Nachteil dadurch vermieden, daß die Aktivillten der Legle-
rangsmetalle schon vor der Sinterung ihre niedrigsten
Werte haben. Die Kohlensäurepotentiale fur gewisse
LegteningsstoiFe bei 1!200C werden nachfolgend in
Tabelle 1 wiedergegeben. Aus der Tabelle geht hervor, daß die LegierungsstofFe Cu, Mo und Ni weniger
*s Qxvdationsempflndlicb sind als Eisen, und deshalb
genauso gut in partiell vorlegierten Pulvern wie in
homogenen verwendet werden können. P, Cr, Mn, Ta. Nb, V, B, Ti und Al sind beträchtlich mehr oxy·
juiionsempfindlich, und für diese Stoffe lsi es ein
Vorteil, wenn sie vor der Sinterung homogen verteilt iind.
Aus den oben gemachten Ausführungen geht hervor, daß homogene, vorlegierte Pulver vorzuziehen
sind, teils, weil man eine völlig homogene Struktur in den gesinterten Teilen erreichen, teils, weil man die
oxydationsempfindlichen Legierungselemente mit größerem Vorteil verwenden kann als bei partiell vorlegierten
Pulvern oder Mischungen. Eine große Schwierigkeit bedeutet jedoch die Tatsache, daß die
meisten Legierungsstoffe in fester Lösung im Eisen ihre Härte erhöhen; das aber hat zur Folge, daß die
Kompressibilität des Pulvers sich verschlechtert.
Vorliegende Erfindung zielt darauf ab, durch Zusatz von geeigneten Legierungsstoffen neue homogen
legierte, extrem feine Pulver mit höchstmöglicher Kompressibilität zu erhalten, die gleichzeitig nach Zusatz
von Kohlenstoff mit Hilfe der pulvermetallurgischen Herstellungüiechnik Sinterstahl höchstmöglicher
Härtharkeit ergeben.
Gemäß der Erfindung wird ein homogen legiertes,
extrem verteiltes Eisenpulver mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,1 Gewichtsprozent für die Herstellung
härtbarer Sinterstähle mittels pulvermetallurgischer Technik unter Zusatz von Kohlenstoff, in Gegenwart
üblicher in Stahl anwesender Verunreinigungen und gegebenenfalls unter Verwendung von Al, Ca, 5'r
u.dgl. als Desoxydationsmitteln, vorgeschlagen, das dadurch gekennzcJmet ist, daß es bis zu einer Menge
von höchstens 10 Gewichtsprozent wenigstens einen Legierungsbestandteil enthält, dessen Konzentration
durch den Quotienten mindestens gleich 0,40 be-
stimmt | ist, wobei | / = |
dF
dC |
und | K = |
dG
dC |
|
ist und C die Konzentration des oder der Legierungsstoffe, F den Multiplikationsfaktor der Härtbarkeit
und G die Streckgrenze in kp/mm2 bedeutet.
Es ist hierbei zweckmäßig, die Einwirkung verschiedener Legierungsstoffe teils auf die Härtbarkeit,
teils auf die Härte des kohlenstofffreien Eisensund oder
dessen Streckgrenze zu vergleichen. Die Einwirkung der Legierungsstoffe auf die Härtbarkeit wird gewöhnlich als Multiplikationsfaktor [F) angegeben, womit
der Faktor gemeint ist, mit weichern die Härtbarkeit für eine reine Eisen-Kohlenstoff-Legierung multipliziert werden muß, um der HHrtbarkeit eines Stahls
mit demselben Kohlenstoffgehalt, aber mit einer gegebenen Konzentration des Legierungsstoffes zu entsprechen
W , Bei niedrigen Legierungsgehalten ist F im allgemeinen eine lineare Funktion der Legierungskonzentration
C. Zu der nachfolgenden Tabelle I
dr
wird die Konzentrationsderivate/ = -ν- für eine
wird die Konzentrationsderivate/ = -ν- für eine
Reihe von Legierungselementen innerhalb interessanter Konzentrationsgebiete angegeben. Des weiteren
wird in der Tabelle 1 die Konzentrationsderivate
0 = -j-; für die Streckgrenze G, für kohlenstoffreies
Eisen mit Legierungssioffen in fester Lösung aufgefährt. Da die Kompressibilität des Pulvers mit steigender
Streckgrenze für die Partikeln abnimmt, ist Ο also ein Maß für die Verschlechterung der Kompressibilität,
die vom Legierungsstoff pro Konzentrationseinheit verursacht wird. Der Quotient ist somit
bei einem gewissen Legierungsgehalt ein Maß für die Hartbarkeitszunahme, die für eine gegebene Senkung
der Kompressibilität erreicht werden kann.
Bor wegen seiner die Härtbarkeit besonders erhöhenden Wirkung auch bei sehr geringen Konzentrationen
erhalten. Der Multiplikationsfaktor für Bor erreicht jedoch ein Maximum von 1,76 bei einer Konzentration
von 0,001% und oleibt danach konstant. Ein Borgehalt, der größer ist als 0,001%, bringt demnach eine
weitere Erhöhung der Härtbarkeit nicht mit sich. Es hat sich jedoch in der Praxis gezeigt, daß ein Borgehalt
bis zu 0,005% eine unerwünschte Senkung der Kom
pressibilität nicht nach sich zieht. Durch weitere
Zugabe eines oder mehrerer LegierungsstofTe kann der Gesamtwert des Multiplikationsfaktors für den Sinterstahl und damit dessen Härtbt.ieit noch mehr erhöht werden.
daß der Multiplikationsfaktor bis zu einer Konzentration von ca. 5% fast linear und danach weiterhin
mit etwas geringerer Geschwindigkeit bis zu etwa 13%
zunimmt. Bei noch höheren Chromgehalten wird das Austenitgebiet so stark begrenzt, daß das Material
aus diesem Grund schwer zu härten |7) ist. In der
Tabelle I ragen des weiteren Molybdän und Mangan
als wertvolle, die Härtbarkeit erhöhende Zusätze
( J = 0.61 bzw. 0.47) heraus. Diese beiden Stoffe er-
geben eine fast lineare Erhöhung des Multiplikationsfaktors bis zu Gehalten von 3 bis 5%.
Al
Si
P
0 bis 0,001
> 0,001
Obis I
ObIs 2
0 bis 0,12
kp/tnm1
76t131
0
1.93 &
1.67«J»
3.50"»
C105*)]
9,2
19,7
74
J-g
mm'/kp
0.21
0,08
0.05
1,76
'.i RT In Pn.
beil IWC und
der Aktivität IP"
kcal/Grammatom
-74
-99
-75
-61
Konzeniraiionsbereich Gewichtsprozent |
/ | kp/mnr | f | ''ffHWf | Vj HT In /1O. | |
tegierungssiorr | O bis 0,11 | 6,50 <3' | 15,5 | 8 mmVkp |
1,61 | bei mQ-Cund der Aktivität I|Λ kcal/Grammaton Sauerstoff |
Ti | 0,11 bis 0,25 | -6,30 | 0,41 | -93 | ||
0 bis 0,25 | 2,70 '3' | 5,6· | — | 1,44 | ||
V | 0,25 bis 0,8 | -1,73 | 0,48 | -71 | ||
0bis4 | 3,25|5' | 3,0 | — | |||
Cr | 4 bis 13 | >! <3,25 | 1,08 | -62 | ||
0 bis 4 | 4,3 (5> | 9,2 | ||||
Mn | 0 bis 3 | l,75f5) | 7,4 | 0,47 | -68 | |
Ni | Obis I | 1.75f5) | 25 | 0,25 | -29 | |
Cu | 0 bis 0,8 | 0,88'4| | 0,07 | - 16 | ||
Nb | 0,1 | 4,50 <5> | 7,4 | -70 | ||
Mo | 0,61 | -38 | ||||
Ta | -69 | |||||
Fe | -41 | |||||
*) Angaben über die Einwirkung des Bors auf die Streckgrenze des Ferrit* fehlen in dar Literatur. Der Wert, der in der Tabelle angegeben ist
gilt für Beryllium, das die stärkste Einwirkung von allen einsatzfähigen Legierungselementen hat und das, wie Bor, einen sehr kleinen Atom
radius hat Es liegt daher Grund vor. anzunehmen, daß der Wert für Bor von derselben Größenordnung ist wie der Wert fiir Beryllium.
111 Sandvikens Handbuch. Teil 7. Bd. II, S. 54.
111 C ο m s t ο c k. G F.. Titanium in Iron and Steel. 1955. S 116.
'J| G r a η g e. R. A., Boron. Calcium. Columbium and Zirconium in Iron and Steel, 1957, S.
141 Ibid. S. 155.
·*· Metals Handbuch. 1948. S. 498.
0-490339
rl E. H ο u d r c m ο η t. Handbuch der Sonderstahlkunde. 1956. S. 629.
'"1L. Meyer. CSirassburger und D. Schauwinhold. Archiv Tür das Eisenhüttenwesen. 35 (1964), S. 541 bis 549.
|U| Sandvikcns Handbuch. Teil 7. Bd. I. S. 109.
40
45
Vanadin und Titan haben schließlich auch relativ hohe Werte für den Quotienten ■■-- (0,48 und 0,41 resp.),
aber der Multiplikationsfaktor ist auf maximal 1,44 bzw. 1,61 begrenzt; diese Werte werden bei 0,25 bzw,
0,11 Gewichtsprozent erreicht, weshalb diesen beiden
Stoffen ein relativ begrenzter Wert vom Gesichtspunkt der Härtbarkeit zugeschrieben werden muß.
Es hat sich gezeigt, daß die Stoffe, bei welchen der
Quotient f 0.40 übersteigt, als Legierungsmittel in
homogen legiertem Eisenpulver zur Herstellung von härtbaren Sinterstählen besonders geeignet sind. Offensichtlich
ungeeignet sind Stoffe, wie Silicium, Phosphor und Kupfer ( f - 0,08,0,05 bzw. 0,07). weshalb deren
Gehalt so niedrig wie möglich gehalten werden sollte. Aluminium und Nickel nehmen eine Zwischenstellung
«in( J = 0,21 bzw. 0.25).
Es ist bekannt, daß die Festigkeitseigenschaften der Metalle sich mit zunehmender Korngröße verschlechtern. Das Sintermaterial wird während der
Sinterung solchen Bedingungen ausgesetzt, daß die Kornvergrößerung gefordert wird. Kleine Zusätze
eines der Legierungsstoffe Nb, Ti oder V haben sich als wirksam erwiesen, die Kornvergrößerung in solchen
Stählen ^ zu begrenzen. Um festzustellen, inwieweit dieselbe Wirkung mit Sinterstahl erreicht werden
kann, wurden Versuvhc mit homogen legierten Pul* vera, teils ohne, teils mit kornverfeinernden Zusätzen
unternommen. Die Pulver wurden zusammen mi 0,6% Graphit und 0,5% Zinkstearat zu zylindrischei
Probekörpern gepreßt, die 1 Stunde in reduzierenden Gas mit einem Kohlenstoffpotential entsprechend den
eingemischten Graphitgehalt bei Π 20° C gesinter und danach langsam auf Zimmertemperatur abge
kühlt wurden. Eine metallographische Untersuchunf von Probekörpern ergab, daß die Korngröße be
Zusatz von Nb, Ta, Ti und V abnahm. Die Ergebnisse werden unten in Tabelle 2 wiedergegeben.
Cr, %
Mo, %
Nb, %
Ta, %
Ti, %
Korngröße nach Sinterung gemäß JKM-Skala M
Probe !
0,0013
0.52
0,48
11
Probe 2
0.0010
0,50
0,47
0,031
0,003
Probe 3
0,0012
0,49
0,52
0,09
10
Probe 4
0,0009
0,51
0,47
0,22
Die Konzentrationen von Titan und Vanadin wurden so gewählt, daß sie der maximalen Härtbar·
keit entsprachen. Bei höheren Gehalten hätte vielleicht
noch eise stärkere Kemverfeinening effeieht werden
können, aber der Multielikaiionsfaktor hätte abgenommen. Niob wards bei der Herstellung de» Pulvers
in For» von Fefro«Niob«Tan{al zugesetzt, wobei das
Verhältnis zwischen der» Niob» und Tantalgehalt
etwa Iu: 1 betrug. Der Niobgehalt wurde auf 0,03 Oewtehtspfozent begrenzt, de sieh bei Versuchen mit
soliden Stählen PI gezeigt hat, daß eine weitere Ir*
hehtmgt des Niobzusataes eine bessere Wirkung flieht
ergibt
Die Ergebnisse in Tabelle 2 zeigen, daß Niob-Tantal
die stärkste kornverfeinernde Wirkung aufweist, gefolgt von Vanadin und schließlich Titan.
Bei der Herstellung von homogen legiertem Stahlpulvcr
durch Feinverteilung von geschmolzenem Stahl ist es wünschenswert, sowohl den Kohlenstoffgehalt
der Schmelze, als a:ich den Sauerstoffgehalt auf niedrige
Werte zu senken. Bei allzu hohen Kohlenstoffgehalten wird ein Teil der Legierungselemente als
Karbid gebunden, und dadurch wird die Kompressibilität des Stahlpulvers gesenkt. Ein niedriger Kohlenstoffgehalt
in der Schmelze hat einen hohen Sauerstoffgehalt zur Folge. Dies bedeutet für gewisse empfindliche
Legierungselemente die Gefahr einer Oxydation. Es ist deshalb notwendig, vor der Zugabe der Legierungsstoffe
die Schmelze zu desoxydieren. Hierfür ist Aluminium auf Grund seiner starken Sauerstoffaffinität
und seines relativ hohen ' -Wertes besonders
geeignet. Im Durchschnitt genügt ein Zusatz von . etwa 0.05% Aluminium, um den Stahl ausreichend zu
desoxydieren. Zusätze von Calcium oder Zirkonium können auch zur Desoxydation verwendet werden.
Außer den vorgenannten Legierungsstoffen ist noch eine Anzahl anderer Stoffe als normale Verunreinigung
im Stahl und demnach auch im Stahlpulver anwesend, das durch Feinverteilung von geschmolzenem Stahl
hergestellt wurde. Demnach können kleinste Gehalte von Si. S und P nicht vermieden werden.
Die Erfindung wird durch folgende Beispiele verdeutlicht:
Drei Pulver verschiedener Zusammensetzung wurden durch extreme Verteilung von geschmolzenem,
niedrig kohlenstoffhaltigem Stahl. Trocknung und Glühen bei 950rC über 1 Stunde in dissoziiertem
Ammoniak hergestellt.
Die Zusammensetzungen waren wie folgt:
A: 0,25% Mn. 0,01% C, normale Verunreinigungen:
B: 1,75% Ni, 1,50% Cu. 0,5% Mo, 0,01% C, normale Verunreinigungen;
C: 0,0013% B. 0,52% Cr, 0,48% Mo. 0,25% Mn, 0,01 % C, 0,03% Al, normale Verunreinigungen.
Für jedes dieser Pulver wurden nachstehende Berechnungen angestellt:
Die gesamte Streckgrenzenerhöhung i)G,B„ hervorgerufen
durch Legierungsstoffe in fester Lösung in dem kohlenstoffreien Pulver, wurde gemäß
Des weiteren wurde der Gesamtwert des Multi« plikationsfaktors, P,„ Rlr die Härtung von kehlen'
sfofThaltlgem Sinterstahl, Hergestellt aus dem Pulver
gemäß
berechnet, wobei der Index 1 bis » die darin eingehen'
den LegterufigselemeBte bezeichnet.
to Die Kompressibilität wurde für die drei Pulver ge·
maß ASTM Standard B 331-63T ohne Einmischung
Von Graphit oder Schmiermitteln überprüft.
Die Pulver wurden durch ein Siebtuch mit Maschenweite 0.147 mm gesiebt.
t5 Die Fraktion, die das Tuch passierte, wurde eingemischt
und zur Herstellung gesinterter Probestäbe mit 0.6% Graphit und 0.5% Zinkstearat mit einem
Druck von 6 t/cm2 zu Zugprobestäben gemäß MPI Standard 10 bis 50 und Schlagprcbestäben gemäß
to Charpy. ASTM Standard E 23-66 (Simple-beam
impact text specimen type A) gepreßt. Danach wurden sie bei 1120 C während einer Stunden in reduzierendem
Gas mit einem Kohlenstoffpotential, das dem eingemischten Graphitgehalt entspricht, gesintert. Der
ij Kohlenstoffgehalt nach der Sinterung betrug 0.5
± 0.03%. *;η Teil der Probestäbe wurde danach einer
Wärmebehandlung durch Erhitzung auf ca. 50° C über die Phasengrenzentemperatur. Löschen in öl
und Anlassen auf 250 C während einer Stunde unter-Worfen.
Die Dichte der Probestäbe wurde gemessen; danach wurden Bruchgrenze und Dehnung ermittelt.
Die Schlagprobestäbe wurden ohne Anzeige in einem Schlagpendel untersucht.
Die Härtbarkeit wurde so gemessen, daß eine Serie geometrisch gleichförmiger, zylindrischer Probekörper
mit verschiedenen Durchmessern gepreßt, bei Il 20 C bis zu einer Dichte von 7.0 g/cm3 gesintert
und einem End-Kohlenstoffgehalt von 0.5% während 30 Minuten bei einer Temperatur von 50rC über der
Phasengrenztemperatur austenitisiert wurde; danach wurde in öl. das bei einer Temperatur von 50" C gehalten
wurde, gelöscht. Die Zylinder wurden dann in der Mitte geteilt und die Härte im Zentrum der
Schnittfläche gemäß der Vickersmethode mit 10 kg Belastung bestimmt. Eine Kurve über die Härte als
Funktion der Zylinderdurchmesser wurde aufgezeichnet und der Durchmesser, bei dem die ilärte
275 kp/mm2 betrug, wurde als Maß für die Härtbarkeit
genommen.
Die erhaltenen Werte zeigt die nachstehende Tabelle:
Gro, =
+AG2+
berechnet, wobei der Index 1 bis π die eingehenden T eeieruneselemente bezeichnet.
A | B | C | |
-IG10,. kp/mm2 | 3.5 1.5 6.72 7.07 49,7 2.5 2,0 |
53,5 ' 7,3 5.98 6,52 40,3 1,1 1,3 |
9,6 10,5 6,65 7,00 53,2 3,4 2,4 |
Kompressibilität, g/cmJ bei 4.2 Mp/cm2 Eigenschaften nach der Sinterung: Dichte, g/cm3 Bruchgrenze, kp/mm2 Dehnung. % Schlagzähigkeit, kDm/cm2 |
Dichte. g/em3
Dehnung, %
kpm/cm2
Härte, kp/mm2
Härtbarkeit, mm bei
7.0g/cm'
7.07
Sl
1,2
1.6
270
270
6.51
75
0.4
0.5
215
28
Die Ergebnisse gehen aus der folgenden Tabelle hervor: ι
6.98
98
1.8
346
46
to
Diese Ergebnisse zeigen, daß das Pulver A. das nur
0,25% Mn enthielt, (ein in sogenannten unlegierten Stählen normaler üehalt) nicht unerwartet die höchste
Kompressibilität, 6.72 g/em3 hatte. Das Pulver B. dessen Legierungsstoffe eine starke Einwirkung auf die
Streckgrenze *Gtot « 53,5 kp/mm2 des kohlenstofffreien Eisens aufwies, besaß eine beachtlich niedrige
Kompressibilität von 5.98 g/cm3, während das Pulver C.
dessen Legierungsstoffe so gewählt waren, daß sie jeder
für sich einen Wert des Quotienten ■*- ergaben, der 0.40
überstieg,einenniedrigenWertvon^G,ol = 9.6 kp/mm2
und folglich eine hohe Kompressibilität von 6,65 g/cm3
hatte. Die Härtbarkeit des gesinterten Materials A, das 0.5% Kohlenstoff enthielt, war niedrig und entsprach gemäß den oben beschriebenen Probebedingungen der Durchhärtung von Zylindern mit nur
6 mm Durchmesser. Die gesinterten Materialien B und C. die auch 0.5% Kohlenstoff enthielten, zeigten
auf Grund der zugesetzten Legierungsstoffe eine relativ gute Härtbarkeit, entsprechend der Durchhärtung
von Zylindern mit 28 bzw. 46 mm Durchmesser. Da jedoch das Material B eine niedrige Kompressibilität
besaß, war seine Dichte bei der Pressung der Probestäbe mit einem Druck von 6 Mp/cm2 viel niedriger
als beim Material C, so daß die Festigkeitseigenschaften des erstgenannten Materials sowohl in gesintertem, als auch im wärmebehandelten Zustand beträchtlich niedriger waren.
Zwei Pulver verschiedener Zusammensetzung wurden auf dieselbe Art hergestellt, wie im Beispiel 1 beschrieben.
Die Zusammensetzungen waren wie folgt:
D: 2,51% Cr, 0,43% Mn. <0,01% C. normale Verunreinigungen:
E: 2,46% Cr, 0.45% Mn. 0,18% V. 0.03% Nb. 0.003% Ta, 0,01% C und normale Verunreinigungen.
Das Pulver wurde gesiebt, mit Graphit und Schmiermitteln
gemischt und zu Probestäben auf gleiche Art wie im Beispiel 1 gepreßt. Die Probestäbe wurden teils
bei 1120" C. teils bei 1250·° C in geschlossenen Kästen
während einer Stunde gesintert. Ein Teil der Probestäbe,
die bei 125O°C gesintert worden waren, wurden
auf dieselbe Art wie im Beispiel 1 wärmebehandelt. Die Stäbe wurden auf dieselbe Art wie im Beispiel 1
untersucht.
Schließlich wurde die Härtbarkeit aufdie Art, wie sie im Beispiel 1 beschrieben ist, gemessen.
<)G,„. kp/mm2
Kompressibilität,
g'cmJ bei 4.2 M p/cm2
Eigenschaften nach der Sinte
rung bei 1120 C:
Dichte, g cm'
Dehnung. %
Eigenschaften nach der Sinte·
rung bei I25O'C:
Dichte, g/cm'
Dehnung. %
Eigenschaften nach der
Wärmebehandlung des
Materials bei l25OrC:
Dichte, g cm3
Dehnung. %
Schlagzähigkeit, kpm/cm2
Härte, kp-mm2
Härtbarkeit nach der Sinte-
terung bei 1250 C. bei der
Dichte 7.0 g cm'.
mm
11.3 15,6
6.63
7.01 25.2 1.5 0,8
7.22 68.3 3.1 2.8
7.19 | 7.15 |
123 | 138 |
2.0 | 2.1 |
1.7 | 1.9 |
456 | 472 |
59
12.5 2QA
6,61
6.99 24.6 1.7 1.0
7.18 77.1 3.0 2.6
>70
55
Die Härtbarkeit konnte für dieses Material nicht bestimmt werden, da auch der größte Probekörper mit
einem Durchmesser von 70 mm durchgehärtet war.
Die besonders niedrigen Festigkeitswerte nach der Sinterung bei 1120 C beruhen auf der Gegenwart
einer sinterungshemmenden Schicht von Chromoxyd auf den Partikeln dieses hohen Chromgehalts. Wenn
dagegen eine Sinterungstemperatur von 1250° C gewählt
wurde, wurde das Chromoxyd reduziert:"es konnte eine gute Sinterung eintreten, was aus den bc-.
sonders guten Festigkeitseigenschaften hervorgeht.
Die kornverfeinernde Einwirkung von Niob und Vanadin wird in den hohen Werten für die Bruchgrenze
des Materials E widergespiegelt. In wärmebehandeltem Zustand stiegen die Bruchgrenze und
die Härie, teils auf Grund der hohen Dichte, teils auf Grund vollständiger und gleichmäßiger Martensitbildung
während der Härtung. Die Härtbarkeit war für beide Materialien sehr hoch.
Zwei Pulver verschiedener Zusammensetzung wurden auf dieselbe Art wie im Beispiel 1 hergestellt. Die
Zusammensetzung war wie folgt:
F: 0,005% B, 2,12% Mn, 0,01 % C. normale Verunreinigungen;
F: 0,005% B, 2,12% Mn, 0,01 % C. normale Verunreinigungen;
G: 1,75% Mn, 0,31% Mo, 0,01% C, normale Verunreinigungen.
11
Von den Pulvern wurden Probestäbe mit einem
Kohlenstoffgehalt von 0,5% auf dieselbe Art her* gestellt, wie im Beispiel 1 beschrieben. Des weiteren
wurde eine Ansaht Probestäbe durch doppelte Pres· sung und Sinterung angefertigt, wobei das Pulver zu*
erst mit einem Druck von θ Mp/crn1 gepreßt, danach
zur Rekristallisation bei 7SO0C während 15 Minuten
geglüht, wtnf! wieder mit öMo/crpr1 gepreßt und
schließlich toi 1120° C während einer Stunde in einem
geschlossenen Kasten gesintert wurde, Sowohl die to einfach, als auch die doppelt behandelten Probestäbe
Wurden auf die Art wärmebeharidett, wie im Seispiet
tngegeben. Die Stäbe wurden in der gleichen Weise,
Wie aus Beispiel 1 hervorgeht, untersucht. Die Hart*
barkeit wurde nach der im Beispiet 1 angegebenen Me*
<5 thode bestimmt.
•ΙΟΙ
Kompressibilität,
g/cm' bei 4,2 Nip/em2
Eigenschaften nach einfacher Pressung und Sinterung:
Dichte, g/cm'
Dehnung, %
Eigenschaften nach doppelter Pressung und Sinterung:
Dichte, g/cm3
Dehnung, %
Eigenschaften nach einfacher Pressung und Sinterung sowie Wärmebehandlung:
Dichte, g/cm3
Dehnung, %
Schlagzähigkeit, kpm/cm2 Härte, kp/mm2
Eigenschaften nach doppelter Pressung und Sinterung sowie Wärmebehandlung:
Dichte, g/cmJ
Bruchgrenze, kp/mm2
Dehnung, %
Schlagzähigkeit, kpm/cm2
Härte, kp/mm2
Härtbarkeit bei 7,0 g/cm3, mm
19,3 14,1
6.54
7,29 148 4,1
515 52
ίο
18,4 14,3
6,57
6.92 | 6,94 |
55.6 | 52,7 |
5,7 | 6.2 |
3,2 | 3,0 |
7,30 | 7,31 |
81,9 | 79,3 |
9,3 | 10,1 |
6.7 | 7,1 |
35
40
45
6,90 | 6,92 |
102 | 97 |
2,3 | 2,7 |
2,5 | 2,7 |
403 | 395 |
7,29
140 4,5 4,2
502
50
55
6o
Sinterstähle, die aus den Pulvern F und G hergestellt
wurden, weisen sehr gleichartige Eigenschaften auf. Die Zähigkeit der Materialien ist als Folge deshohen Mangangehalts besonders hoch. Doppelte
Pressung und doppelte Sinterung bringen eine starke Erhöhung der Diente mit sieh; das wiederum ergibt
besonders hohe Festigkeitseigenschaften, vor allem
naen der Wärmebehandlung. Ie wärmebehandeitern
Zustand wird die Zähigkeit aus natürlichen Gründen beträchtlich niedriger ab in gesintertem Zustand.
Claims (7)
1. Homogen legiertes, extrem feines Bisenpulver
mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,1 Gewichtsprozent 'für die Herstellung härtbarer Sinterstähle
mittels pulvermetallurgischer Technik unter Zu* satz von Kohlenstoff, in Gegenwart üblicher in
Stahl anwesender Verunreinigungen und gegebenenfalls unter Verwendung von Aluminium,
Calcium, Zirkonium -u. dgl. als Desoxydationsmitteln, dadurch gekennzeichnet,daß
es bis zu einer Menge von höchstens 10 Gewichtsprozent wenigstens einen Legierungsbestandteil
enthält, dessen Konzentration durch den Quotienten — mindestens gleich 0,40 bestimmt ist,
wobei
und
df
dC
dC
dG
&C
ist und C die Konzentration des oder der Legierungsstoffe, F den Multiplikationsfaktor der Härtbarkeit und G die Streckgrenze in kp/mm2 bedeutet.
2. Eisenpulver nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es als die Härtbarkeit erhöhendes Legierungselement mindestens eines der Elemente Bor, Chrom. Molybdän. Mangan, Vanadin oder Titan enthält.
3. Eisenpulver nach den Ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß es zusätzlich Niob
und/oder Tantal als Bestandteile enthält, die das Kornwachstum hemmen.
4. Eisenpulver nach jedem der Ansprüche 2 und 3. dadurch gekennzeichnet, daß es
0,0005 bis 0.005 Gewichtsprozent Bor,
0.5 bis 3 Gewichtsprozent Chrom,
0,1 bis 0,5 Gewichtsprozent Mangan,
höchstens 1 Gewichtsprozent Molybdän,
höchstens 0,3 Gewichtsprozent Vanadin
höchstens 0,3 Gewichtsprozent Vanadin
und/oder
Titan und
Titan und
höchstens 0,1 Gewichtsprozent Niob und/odei Tantal
enthält.
5. Eisenpulver nach jedem der Ansprüche ^ und 3. dadurch gekennzeichnet, daß es
0,0005 bis 0,005 Gewichtsprozent Bor,
0,5 bis 3 Gewichtsprozent Mangan,
höchstens 1 Gewichtsprozent Molybdän,
höchstens 0,3 Gewichtsprozent Vanadin
0,5 bis 3 Gewichtsprozent Mangan,
höchstens 1 Gewichtsprozent Molybdän,
höchstens 0,3 Gewichtsprozent Vanadin
und/oder
Titan und
Titan und
höchstens 0,1 Gewichtsprozent Niob und/odei
Tantal
enthält.
109552/371
13 1
6. Eisenpulver nach jedem der Ansprüche 2
7. Eisenpulver nach Jedem der Ansprüche ί
und 1, dadurch gekennzeichnet, daß es und 3, dadurch gekennzeichnet, daß es
η? hl! η ?nÜÜ^r^TJL^iaüüLn °'5 Ws 3 Gewichtsprozent Mangan,
0,1 Bis u,5 Gewichtsprozent Mangan, _ . ., , _. , u »it Iju
höchstens I Gewichtsprozent Molybdän, 5 f- ™ » Gewichtsprozent Molybdän,
höchstens 0.3 Gewichtsprozent Vanadin höchstens 0,3 Gewichtsprozent Vanadiö
.j ι j r und/odef
Titan und Tltan ußd
höehstensO.1 Gewichtsprozent Niob und/oder höchstensO,! Gewichtsprozent Niob und/ode,
Tantal '* Tafltal
enthält. enthält.
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