DE2732572A1

DE2732572A1 - Verfahren zur herstellung von gesinterten formkoerpern aus einem vorlegierten eisenpulver

Info

Publication number: DE2732572A1
Application number: DE19772732572
Authority: DE
Inventors: Daniel W Hall; Stanislaw Mocarski
Original assignee: Ford Werke GmbH
Current assignee: Ford Werke GmbH
Priority date: 1976-08-06
Filing date: 1977-07-19
Publication date: 1978-02-09
Also published as: CA1095678A; JPS5543483B2; US4069044A; GB1584588A; DE2732572C2; JPS5328012A

Description

IHR ZEICHEN: MEIN ZEICHEN: GFK~2744 DATUM: 19. Jill! 1977

YOUR REF.: MY REF.: DATE: FORD-WERKE AKTIENGESELLSCHAFT, OTTOPLATZ 2, 5 KÖLN-DEUTZ

Verfahren zur Herstellung von gesinterten Fonnkörpern aus einem vorlegierten Eisenpulver

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von gesinterten Formkörpern aus einem vorlegierten Eisenpulver, das nach seinem Verdichten bzw. Verpressen zu einem Grünling gesintert wird.

Bei einem aus der US-PS 3 889 35o bekannten Verfahren dieser Art wird die Lehre erteilt, daß die einzelnen Legierungsanteile in sehr engen Grenzen ausgewählt werden müssen, damit bei der zur Pulvergewinnung vorgesehnen Zerstäubung mittels Wasser einer die einzelnen Legierungsanteile enthaltenen Netallschmelze der Sauerstoffgehalt der einzelnen Pulverteilchen hinreichend niedrig gehalten werden kann. Es ist daher insbesondere vorgeschlagen, die hauptsächlichsten Legierungeelemente, nämlich Nickel und Molybdän, auf eine Menge von im wesentlichen etwa o,5 Gew.- % der gesamten Masse des Pulvers einzustellen und weiterhin den Mangangehalt auf etwa o,3 bis o,4 Gew.-%, um auf diese Weise den Sauerstoffgehalt der einzelnen

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Pulverteilchen auf weniger als o,25 % zu drücken. Bezüglich dieses vorlegierten Eisenpulvers ist indessen feststellbar, daß es eine geringere Härtbarkeit hat als das heute am meisten gebräuchliche Pulvermetall aufweist, das aus etwa 2 % Nickel und 0,5 9ε Molybdän, Rest Eisen, besteht. Der in einer billigeren Herstellung gegenüber diesem marktüblichen Pulvermetall erkennbare Vorteil geht folglich unter dem Gesichtspunkt wieder verloren, daß wegen dieser geringeren Härtbarkeit eine Weiterverarbeitung der gesinterten Formkörper, wie insbesondere eine Warmverformung, so beispielsweise ein Schmieden, zu Endprodukten führt, deren Festigkeitseigenschaften den vergleichbaren Endprodukten stärker unterlegen sind, die aus diesem herkömmlichen Pulvermetall gewonnen werden.

Der Erfindung liegt folglich die Aufgabe zugrunde, innerhalb eines solchen Verfahrens die Voraussetzung für eine wesentlich verbesserte Härtbarkeit des vorlegierten Eisenpulvers zu schaffen, mit der gleichzeitigen Zielsetzung, mit einem möglichst geringen Kohlenstoffgehalt auszukommen, um so bei den mit der verbesserten Härtbarkeit angestrebten größeren Festigkeiten insbesondere eine größere Kernzähigkeit der beispielsweise aus solchen gesinterten Formkörpern geschmiedeten Endprodukte zu erhalten. Als maßgebliche Vergleichsbasis werden dabei augenblickliche Literaturangaben gewählt, mit der Besonderheit, daß eine Steigerung der Härtbarkeit um wenigstens 3o % bei Einhaltung eines niedrigen Kohlenstoffgehalts erreicht wird. Dabei soll gleichzeitig auch die Voraussetzung für eine einfache Warmverformung, insbesondere ein Schmieden, geschaffen werden, mit der Zielsetzung, daß das Endprodukt einer solchen Warmverformung insbesondere eine stark verbesserte Zugfestigkeit Infolge eines homogeneren Mikrogefüges aufweist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß eine Teilmenge eines mit o,25 bis o,6 Gew.-96 Mangan, o,2 bis 1,o Gew.-96 Nickel, o,2 bis o,8 Gew.-96 Molybdän, einzeln oder zu mehreren, legierten und einen Kohlenstoffgehalt von wenigger als o,o4 Gew.-96 sowie einen Sauerstoffgehalt von nicht

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mehr als ο,25 %, vorzugsweise weniger als o,2o %, aufweisenden Eisenpulvers mit einer Siebteilchengröße bis 8o Maschen und einer weitreichend unregelmässigen Kugelform jedes einzelnen Pulverteilchens unter einer Schutzatmosphäre, wie insbesondere trockener Wasserstoff, verdünntes Ammoniak oder ein Stickstoff-Wasserstoff-Gemisch, einer Sintertemperatur zwischen 1121° C und 1232° C bei Anwesenheit von Kupfer und Graphit unterworfen wird.

Nach einer bevorzugten Ausbildung der Erfindung werden dabei die Legierungsanteile des Eisenpulvers auf o,4 bis o,65 Gew.-# Molybdän mit oder ohne Zusatz von Nickel und auf weniger als o,2 Gew.-96 Mangan beschränkt, und es wird noch vor dem Verdichten bzw. Verpressen und dem eigentlichen Sinterprozeß ein Vermischen mit einem Nichteisenpulver vorgenommen, das entweder ausschliesslich aus Kupfer oder aus Kupfer und Mangan im Mischungsverhältnis 1 : 1 und 1o : 1, vorzugsweise zwischen 3 : 1 und 5:1» oder aus Kupfer vorlegiert mit Nickel und Mangan im Mischungsverhältnis von vorzugsweise 5:1:2 besteht sowie weiter mit einem Graphitpulver, das mit einem Anteil zwischen o,1 und 1,o Gew.-tf, insbesondere zwischen o,2 und o, 4 Gew.-96, zugemischt wird, während das Nicht eisenpulver mit einem Anteil zwischen o,2 und 2,1 Gew.-$ im Falle von reinem Kupferpulver und mit einem Anteil bis zu 3, ο Gew.-96 im Falle eines Gehaltes auch von anderen Elementen zugemischt werden sollte.

Erfindungsgemäß ist damit im wesentlichen vorgesehen, dass aus drei verschiedenen Teilmengen verschiedener Pulver ein Pulvergemisch hergestellt wird, bei dem in der getrennten Zumischung des Kupferanteils im Gegensatz zu der früher geübten Vorlegierung des vorlegierten Eisenpulvers auch mit Kupfer die wesentliche Voraussetzung für die Erreichbarkeit einer verbesserten Härtbarkeit und weiteren verbesserten Festigkeiten geschaffen ist. Hinsichtlich der Härtbarkeit wird dabei die Fähigkeit von Stahl verstanden, auf eine Wärmebehandlung hin härtere Materialeigenschaften zu entwickeln, die nicht nur

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unter dem Gesichtspunkt einer Erhöhung der eigentlichen Härte oder einer Erhöhung der Festigkeit zu verstehen ist sondern auch unter dem Gesichtspunkt einer höheren Zähigkeit. Mit der hier angesprochenen Härtbarkeit wird damit eigentlich die bei einem Härteprozeß erreichbare Tiefe der maßgeblichen Aushärtung gemeint, und zwar in der Bezugnahme auf eine betreffende Werkstückgröße, die unter vorgegebenen Abkühlbedingungen gehärtet wird. Es wird darunter also nicht die maxiaale Härte verstanden, die für den jeweiligen Stahl erhalten werden kann und in der Erreichbarkeit hauptsächlich bzw. nahezu ausschliesslich abhängt von dem maßgeblichen Kohlenstoffgehalt. Die Härtbarkeit ist im Vergleich dazu eher abhängig von den Legierungsanteilen und auch von der Korngröße des Austenits, wobei die einzelnen Legierungselemente im allgemeinen die Wirkung haben, die die Umwandlungsrate von Austenit bei subkritischen Temperaturen zu verringern und damit die Erreichbarkeit einer Umwandlung in Martensit bei niedrigen Temperaturen oder in Bainit zu begünstigen, sofern darin die gewünschten Endprodukte einer vorhergehendenUmwandlung in Produkte höherer Temperatur gesehen werden. Es soll daher hier nur noch festgehalten sein, daß hinsichtlich der zur Erzeugung eines gewünschten MikrogefUges durchgeführten Wärmebehandlung allgemein eine Aus-tauschbarkeit unter den einzelnen legierten Stählen mit einer vergleichbaren Härtbarkeit besteht, die bei den einzelnen Stählen über eine unterschiedliche Kombination der verschiedenen Legierungselemente gewonnen ist. In Verbindung mit der Beschreibung der verschiedenen Versuchsreihen wird darauf später noch einmal zurückgekommen, während hier nur der Hinweis gegeben wird, daß im Gegensatz zu der bisherigen allgemeinen Auffassung, gemäß welcher von den einzelnen Legierungselementen eine kumulative Auswirkung auf diese Härtbarkeit erwartet wird, die durch eine Multiplikation der Basis-Härtbarkeit der Eisen-Kohlenstoff-Legierung progressiv mit dem jeweiligen Multiplikationsfaktor jedes einzelnen hinzugefügten Legierungselements errechnet werden kann,auf der Grundlage der vorliegenden Erfindung die primäre Erkenntnis vorliegt, daß dieser Kimulationseffekt auf die Härtbarkeit noch wesentlich

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übertroffen werden kann, wenn eben das Kupfer getrennt in Pulverform dem vorlegierten Eisenpulver zugemischt wird.

Hinsichtlich dieser getrennten Zumischung des kupferhaltigen Pulvers liegt ergänzend noch die Erkenntnis vor, daß die daraus erzielbare Steigerung der Härtbarkeit eine geradezu sprunghafte Erhöhung erfährt, je mehr Nickel und Molybdän zugemischt wird. Für diese beiden Legierungselemente besteht indessen eine obere Wirtschaftlichkeitsgrenze, die andererseits ausgeglichen werden kann mit einer eher sorgfältigeren Abstufung aller einzelnen Gemischanteile innerhalb der angegebenen Grenzen. Weiterhin sind dabei auch die vergleichbar höheren Sintertemperaturen von Bedeutung, insbesondere hinsichtlich der für das warmverformte Endstück erreichbaren Dichte, die ohne weiteres auf einen Wert von mehr als 99 % hochgeschraubt werden kann, sofern und solange die einzelnen angegebenen Grenzbedingungen eingehalten werden. Bei der vorstehend begründeten Bedeutung des Kupferanteils werden die erreichbaren Ergebnisse umso vorteilhafter sein je reiner das Kupfer ist, und es sollte daher besonders angestrebt werden, einen Reinheitsgrad des Kupfers von wenigstens 99 % einzuhalten zur dabei gleichzeitig bevorzugten Vermischung mit einem natürlich kristallinen Flockengraphitpulver mit bis zu etwa 4,5 % Asche. Für die Warmverformung sollte dabei dann eine Temperatur von etwa 982° C und ein Verformungsdruck zwischen etwa 7o,3 und I4o,6 Kg/mm eingehalten werden. Es kann damit gleichzeitig darauf hingewiesen werden, dass der Kohlenstoffgehalt des Fertigproduktes folglich abhängt von der Zumischung des Graphitpulvers, so daß auch das hierfür angegebene Mischungsverhältnis einen direkten Einfluß nimmt auf das letztlich erreichte Verhältnis der Härtbarkeit und der sonstigen mechanischen Eigenschaften.

Indem die als Bezugsgröße ausgewählte Härtbarkeit der nach dem Verfahren gemäß Erfindung hergestellten gesinterten Formkörper dadurch eine wesentliche Erhöhung erfährt, daß vor dem eigentlichen Sinterprozeß eine bestimmte Vermischung einzelner Pulver

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vorgenommen wird, ist mithin auch die Bereitstellung dieses Pulvergemisches als eigentlicher Ausgangspunkt der Herstellung solcher gesinterter Formkörper Gegenstand der Erfindung. Für eine bevorzugte Zusammensetzung des Pulvergemisches wird dabei eine Siebteilchengröße bis 80 Maschen gewählt, wobei Jedes Pulverteilchen eine im wesentlichen unregelmässige Kugelform aufweist und aus einer Legierung mit o,A bis 0,65 Gew.-9i Molybdän mit oder ohne den Zusatz von Nickel, Rest im wesentlichen Eisen, besteht, mit der Besonderheit, daß Nickel und Molybdän in jedem Pulverteilchen zur Bildung einer legierungsreichen Phase im ausseren Bereich während der Zerstäubung verteilt sind. In dieser bevorzugten Zusammensetzung sollte weiterhin der Sauerstoffgehalt des Pulvers nicht mehr als o,25 % betragen und der Kohlenstoffgehalt weniger als o,o4 % bei einem Mangananteil zwischen o,25 und 0,6 Gew.-%, indessen vorzugsweise weniger als o,2 Gew.~#.

Weitere Ausbildungen der Erfindung sind in den einzelnen, darauf bezogenen Patentansprüchen erfasst. Ein AusfUhrungsbeispiel der Erfindung wird indessen nachfolgend anhand der Zeichnung näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 ein Kurvenschaubild zur Darstellung der Abhängigkeit der Härtbarkeit von dem Kohlenstoffgehalt eines gesinterten Formkörpers, wobei in das Schaubild auch Vergleichskurven für bekannte Sinterstoffe aufgenommen sind,

Flg. 2 ein Kurvenschaubild zur analogen Darstellung der Abhängigkeit der Härtbarkeit von dem Kupfergehalt des gesinterten Formkörpers,

Fig. 3 ein Kurvenschaubild zur Darstellung der Abhängingkeit des fUr die Härtbarkeit maßgeblichen Multiplikationsfaktors von dem prozentualen Anteil der Legierungselemente, wie insbesondere Kupfer oder Nickel,

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λΌ

Fig. U ein Kurvenschaubild zur analogen Darstellung der Abhängigkeit des für die Härtbarkeit maßgeblichen Multiplikationsfaktors von dem prozentualen Kohlenstoffgehalt ,

Fig. 5 ein Kurvenschaubild zur Darstellung der Abhängigkeit der Zugfestigkeit von dem prozentualen Kohlenstoffgehalt,

Fig. 6 ein Kurvenschaubild zur Darstellung der Abhängigkeit der Zugfestigkeit, der Streckgrenze, der Dehnung und der Brucheinschnürung von dem Kupfergehalt mit einem Vergleich der Ergebnisse bei den beiden Sintertemperaturen von 1121° C und 1232° C und einem Übereinstimmenden Kohlenstoffgehalt von o,2

Fig. 7 ein Kurvenschaubild zur Darstellung der Abhängigkeit der Härte und der Kerbschlagzähigkeit von dem Kupfergehalt mit einem gleichartig ein bezogenen Vergleich zwischen den Ergebnissen bei den beiden Sintertemperaturen von 1121° C und 1232° C sowie einem Übereinstimmenden Kohlenstoffgehalt von o,2 %,

Fig. 8 ein mit der Fig. 1 vergleichbares Kurvenschaubild zur Darstellung der Abhängigkeit der Härtbarkeit von dem Kohlenstoffgehalt, wobei zum Vergleich mit den erfindungsgemäß gesinterten Formkörpern ein gleichwertig legierter Stahl, der 5oooer Reihe genommen ist,

Fig. 9 ein mit der Fig. 6 vergleichbares Kurvenschaubild, wobei indessen zum Vergleich mit erfindungsgemäß gesinterten Formkörpern ein gleichwertiger legierter Stahl der 86ooer Reihe gewählt ist,

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Fig.io u. 11 Mikroaufnahmen zur Darstellung des Mikroge-

füges eines gesinterten Formkörpers, hergestellt mit und ohne die Zumischung eines kupferhaltigen Nichteisenpulvers zu dem legierten Eisenpulver.

über die verschiedenen, nachfolgend näher erläuterten Versuchsreihen wurde erfindungsgemäß gefunden, daß bei Zumischung von pulverförmigem Pulver oder einem mit Kupfer vorlegierten Nichteisenpulver ein mit einem oder mehreren anderen Legierungselementen vorlegiertes Eisenpulver eine stark verbesserte Härtbarkeit ergibt, wobei ein gewisser synergistischer Anstieg auftritt. Diese Materialeigenschaften des vorlegierten Eisenpulvers in der Beimischung mit kupferhaltigem Nichteisenpulver und in der weiteren Beimischung mit Graphitpulver entwickeln sich durch einen Sinterprozeß bei Temperaturen zwischen vorzugsweise 1121° C und 1232° C, die mithin vergleichbar höher liegen als die bis jetzt für solche Sinterprozesse gewählten Temperaturen, wobei noch die weitere Erkenntnis gewonnen wurde, daß der für eine solche Steigerung der Härtbarkeit maßgebliche Multiplikationsfaktor eine noch wesentlich bedeutendere Erhöhung dann erfährt, wenn mit dem Nickel- und dem Molybdänanteil in dem vorlegierten Eisenpulver bis an die durch wirtschaftliche Überlegungen diktierten Grenzen gegangen wird.

Unter Beachtung der oben zur Härtbarkeit gegebenen Hinwelse kann die Einflußnahme der verschiedenen Legierungselemente auf die Härtbarkeit quantitativ über Messungen des sog. idaelen Durchmessers eines Mikrogefüges mit einem Anteil von 5o % Martensit ermittelt werden. Sofern dieser Ideale Durchmesser von die gewünschten Legierungselemente enthaltendem Stahl durch die Basis-Härtbarkeit geteilt wird, die derselbe Stahl besitzt, wenn er nicht diese Legierungselemente enthält, dann kann über diesesVerhältnis der sog. Multiplikationsfaktor ermittelt werden, der also den Einfluß des jeweiligen Legierungselements auf die Härtbarkeit ergibt. Zu diesem Multiplikationsfaktor wurde oben bereits festgehalten, daß der primär Im Umfang des Kupfers eine nach den

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bisherigen Erkenntnissen nicht zu erwarten gewesene Erhöhung erfährt, da bei der vorgeschlagenen getrennten Beimischung von kupferhaltigem Nichteisenpulver zu dem mithin entgegen den früheren Vorschlägen ohne Kupfer vorlegierten Elsenpulver die kumulative Auswirkung der Multiplikationsfaktoren aller Legierungselemente entsprechend Ubertroffen wird. Diese Wirkung wurde aus folgenden Versuchsreihen abgeleitet.

Um die Auswirkung von Kupfer auf die Härtbarkeit von gesinterten Fonnkörpern auf der Grundlage von vorlegiertem Eisenpulver zu erfahren, wurden zunächst eine Vielzahl von Proben mit wechselnden Mengen der maßgeblichen Legierungselemente mit und ohne Kupfer hergestellt, wobei die Anwesenheit von Kupfer einer den übrigen Legierungselementen völlig gleichen Vorlegierung des Eisenpulvers entsprach. Die einzelnen Proben dieser verschieden vorlegierten Elsenpulver wurden dann gesintert und warmverformt, um darüber die Auswirkung von Kupfer über den jeweiligen Vergleich mit einer entsprechenden kupferlosen Probe zu erfahren. Auf der anderen Seite wurden Proben zusammengestellt, bei denen Kupfer in Pulverform einem mit verschiedenen Legierungselementen in wechselnden Mengen vorlegierten Elsenpulver beigemischt wurde und weiterhin auch noch Graphitpulver in ebenfalls wechselnden Mengen, und diese Proben wurden dann in ähnlicher Weise bei Anwesenheit eines 1 %-igen Gleitmittels zu einem Zylinder mit einem Durchmesser von 76 mm und einer Länge von 43 mm verdichtet sowie anschließend unter einer Schutzatmosphäre bei Temperaturen zwischen 1121° C und 1232° C gesintert. Als Schutzatmosphäre wurde trockener Wasserstoff mit einem Taupunkt von - 62° C genommen. Die gesinterten Formkörper wurden danach in einer endothermischen Atmosphäre mit geeignetem Kohlenstoffpotential auf 982° C aufgewärmt und dann zu Zylindern mit einem Durchmesser von 1o1 mm verformt, wobei die Werkstückform auf 232 bis 26o° C vorgewärmt und mit einer 16.000 to Hydraulikpresse gearbeitet wurde. Bei dieser Verformung wurde folglich eine Reduktion von 78 % erreicht, wobei zur Gewährleistung einer vollständigen Porenschliessung und eines Ausschlusses von Änderungen in der Dichte

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ein Verfornungsdruck von etwa I4o,6 Kg/mm gewählt wurde. Der fertige Zylinder mit dem Durchmesser von 1o1 mm hatte im übrigen eine Dicke von 28 mm. Im allgemeinen wurde mit zwei Jominy-Stäben mit einem Durchmesser von 25,4 mm und einer Länge von 76 mm gearbeitet, an deren eines Ende für die Bereitstellung nach der SAE-Vorschrift J 4o6 geforderten Standardlänge von 1o1 nun ein Flanschteil angeschraubt wurde, und diese Jominy-Stäbe wurden ebenfalls in Übereinstimmung mit dieser SAE-Vorschrift nach sowohl einer halbstündigen als auch einer einstündigen Temperaturbehandlung für eine Austenit-Bildung dann abschließend am Stabende abgeschreckt. Die Jominy-Stäbe wurden dann zur Bestimmung ihres Kohlenstoff- und Sauerstoff-Gehaltes analysiert,und ausserdem wurde an einigen Stäben eine Untersuchung der ASTM-KorngröBe vorgenommen. Die einzelnen Proben hatten im übrigen alle die gleiche Korngröße von 8 - o,5, und es wurde im allgemeinen keine Korrektur dieser Korngröße vorgenommen. Aus den mit diesen Versuchsdaten dann gewonnenen Jominy-Kurven wurde dann jeweils der 5o $-Martensitpunkt ermittelt, und zwar nach der dafür vorgeschlagenen These von Hodge oder Orehoski "Relationship between Hardenability and Percentage of Martensite in Some Low Alloy Steels", AIME, Band 167, 1946, Seiten 28o bis 294. Nach dieser These wurde also der Abstand zwischen den abgeschreckten Stabenden bis hin zu diesem 5o #-Martensitpunkt gemessen und mit diesem Wert dann weiter der sog. ideale Durchmesser als ein Naß der Härtbarkeit ermittelt, und zwar nach dem jüngeren Vorschlag von Carney, veröffentlicht in ASN, Band 46, 1954, Seite 882. Es wurden weiterhin für einige Proben die idealen Durchmesser gemessen und dann über den Kohlenstoffgehalt abgetragen, um so über diese Kurvenschaubilder den Beitrag des Kupfers an der Härtbarkeit zu ermitteln. Da die mittels der Jominy-Stäbe gewonnenen Werte einige Abweichungen zeigten, wurden für Mittelwerte dieser idealen Durchmesser Kurven aufgezeichnet, um so die Berechnung der Multiplikationsfaktoren bei verschiedenen Kohlenstoffgehalten durchzuführen. Für diese Berechnungen wurde die folgende Formel von Grossman benutzt:

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D. = C- χ Mo- χ Mn- χ Ni_f. Der durch eine Extrapolation auf einen Kupfergehalt von 1 % gewonnene Multipilkationsfaktor betrug danach etwa 1,2, was übereinstimmt mit dem für herkömmliche Stähle angegebenen Wert gemäß der Angaben von Grange, Lambert und Harrington "Effective Copper and Heat Treating Characteristics of Medium Carbon Steel", ASM, Band 51, 1959, Seite 377.

Aus dem Schaubild der Fig. 1 ist zunächst aus dem Vergleich der Kurven 1 und 2 erkennbar, daß das Pulver C gemäß in der Tabelle I angegebenen Zusammensetzung aufgrund des vorlegierten Kupfers eine grössere Härtbarkeit aufweist als beispielsweise das Pulver B mit überhaupt keiner bzw. fast keiner Beimischung von solchem vorlegierten Kupfer. Die wechselseitige Nähe der beiden Kurven 1 und 2 zeigt indessen, daß damit nur eine sehr geringe Steigerung der Härtbarkeit erzielbar ist, was nicht in den Rahmen der Erfindung passt. Erfindungsgemäß wurde nach einer solchen Steigerung der Härtbarkeit gesucht, daß ein idealer Durchmesser von wenigstens etwa 38 mn bei einem Kohlenstoffgehalt von o,2 % erreichbar ist, so daß also damit der eigentliche Kontrollpunkt gegeben ist, an welchem sich die Beurteilung der Erfindung über den gesamten Bereich des Kohlenstoffgehalts beurteilen lässt. Es wurden mithin auch andere vorlegierte Pulver untersucht, bei denen Mangan, Nickel und Molybdän in wechselnden Mengen verwendet worden waren und bei denen sich auch zeigte, daß es doch extrem schwierig ist, eine größere Härtbarkeit zu erreichen, wenn der Kohlenstoffgehalt vergleichbar niedrig ist. Bei höheren Kohlenstoffgehalten sind diese Schwierigkeiten nicht gegeben, d.h. es ist dabei möglich, eine befriedigende Härtbarkeit zu erreichen, die einen Ersatz der SAE-Stähle der 86ooer Reihe durch solche pulvermetallurgische Stähle erlaubt.

In dem Schaubild der Fig. 1 zeigen nun die Kurven 3 bis 6 die positive Auswirkung einer Beimischung von Kupfer, wobei hier das Pulver D gemäß der in Tabelle I angegebenen Zusam-

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mensetzung für die verschiedenen Proben D-1 bis D-11 gemäß der Tabellen II, III und IV berücksichtigt ist. Bei diesen Proben wurde also Kupfer entweder in einer Menge von o,9 Gew.-?6 beigemischt oder es wurde auf eine solche Beimischung verzichtet, und andererseits wurde Graphit in wechselnden Mengen zwischen o,2 und 0,8 Gew.-96 beigemischt, und zwar in Abstufungen von Jeweils etwa o,1 Gew.-%. Das Kupferpulver hatte eine Teilchengrösse bis 32o Maschen, während andererseits die Siebteilchengrösse des natürlich kristallinen Flockengraphitpulvers bis etwa o,7 Mikrons betrug, gemessen nach der Fisher-Siebreihe. Aus dem Vergleich der Kurven 3 und 4 zeigt sich hierbei, daß gegenüber einer Abwesenheit von Kupfer (Kurve 3) bei der Sintertemperatur von 1121° C eine doch ganz beträchtliche Steigerung der Härtbarkeit durch eine solche Beimischung von Kupfer erreichbar ist, und das gleiche positive Ergebnis tritt auch bei einem Vergleich der Kurven 5 und 6 auf, die für eine Sintertemperatur von 1232° C gelten.

Die beiden Kurven 7 und 8 im Schaubild der Fig. 2 zeigen die Härtbarkeit im Verhältnis zu verschiedenen Kupfergehalten bei einem übereinstimmenden Kohlenstoffgehalt von o,2 Gew.-%, jedoch bei den verschiedenen Sintertemperaturen von 1121° C für die Probe D-8 gemäß der Kurve 7 bzw. von 1232° C für die Probe D-2 gemäß der Kurve 8. Aus dem Kurvenvergleich ist erkennbar, daß die Steigerung der Härtbarkeit hin zu dem höheren Kupfergehalt und hin zu der größeren Sintertemperatur größer ist, so daß beispielsweise bei einem Kupfergehalt von 2,1 Gew.-# ein idealer Durchmesser von 72 mm für eine Sintertemperatur von 1232° C erreicht wird im Vergleich mit einem idealen Durchmesser von nur 61 mm für eine Sintertemperatur von 1121° C. Dieselbe Steigerungswirkung auf die Härtbarkeit durch eine Beimischung von Kupferpulver ist auch aus dem Verlauf der Kurven 3 bis 6 in Fig. 1 ableitbar, so daß hier die allgemeine Vorstellung festgehalten werden kann, zur Erreichbarkeit einer größeren Härtbarkelt das Kupfer außerhalb einer Vorlegierung des eisenhaltigen Basispulvers in Pulverform beizumischen und

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den Sinterprozeß bei vergleichbar höheren Sintertemperaturen durchzuführen. Es kann auf diese Weise eine Härtbarkeit erreicht werden, die immerhin einem idealen Durchmesser von bald 17o mm entspricht bei einem Kohlenstoffgehalt von o,81 Gew.-%, wenn also mit solchen höheren Sintertemperaturen gearbeitet wird.

Aus dem Schaubild der Fig. 3 ist der Einfluß des Kupfergehalts auf die Höhe des Multiplikationsfaktors ableitbar. Die Kurve 9 ergibt den Multiplikationsfaktor für einen herkömmlichen Stahl, ermittelt nach der Methode von Grange, Lambert und Harrington gemäß der o.a. Literaturstelle. Die Kurve 1o ergibt den Multiplikationsfaktor von Nickel in Stählen mit einem geringen Kohlenstoffgehalt, wie ermittelt von De Retana und Doane gemäß der Literaturstelle "Predicting the Hardenability of Carburizing Steels" in Climax Molybdenum of Michigan vom 21. Dezember 197ο sowie in Metal Progress Data Book, Ausgabe 1975. Die Kurve 11 ergibt den Multipllkationsfaktor für die Probe D bei einer Sintertemperatur von 1121° C, während die Kurve 12 für dieselbe Probe D bei einer Sintertemperatur von 1232° C gilt und die Kurve 13 den Multiplikationsfaktor für die Probe A bei einer Sintertemperatur von 1121° C ergibt. Aus dem Vergleich dieser Kurven ist ersichtlich, daß wieder bei den höheren Sintertemperaturen eine bessere Lösung des Kupfers stattfindet und daher höhere Multiplikationsfaktoren erhalten werden, wobei die Kurven im wesentlichen einen parabolischen Verlauf haben, der bei der Kurve 1o bei einem Nickelgehalt von etwa 1,5 Gew.-# beginnt. Der höchste, für Kupfer erzielbare Multiplikationsfaktor ist durch die Kurve 13 für die Probe A ausgewiesen, bei der Molybdän und Nickel zusammen mit o,3 bis 1,8 Gew.-96 Kupfer beigemischt waren, und zwar in einer Menge von o,17 Gew.-% mehr Nickel als bei der Probe D. Dieser höhere Multiplikationsfaktor kann damit erklärt werden, daß möglicherweise eine eynergistische Wirkung von der gleichzeitigen Beimischung von Molybdän, Nickel und Kupfer ausgeht, wobei Nickel und Kupfer etwa gleichartig wirken, wenn sie einem molybdän-haltigen Pulver beigemischt werden.

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Durch das Schaubild der Fig. 4 wird der Einfluß des Kohlenstoffgehalts auf den Multiplikationsfaktor ausgewiesen, wobei der mit o,9 Gew.-# angegebene Kupfergehalt der Probe D auf einen Gehalt von 1,o Gew.-% korrigiert wurde. Die Kurve 14 gilt dabei für die niedrigere Sintertemperatur von 1121° C, während die Kurve 15 für die höhere Sintertemperatur von 1232° C gilt. Bei der Sintertemperatur von 1121° C tritt mithin bei einem Kohlenstoffgehalt von o,4 Gew.-# der geringste Wert für den Multiplikationsfaktor auf, der zu den höheren Kohlenstoffgehalten hin bei der höheren Sintertemperatur eine beträchtliche Steigerung erfährt. So beträgt der Multiplikationsfaktor bei einem Kohlenstoffgehalt von o,8 Gew.-96 den Wert 1,75 bei der höheren Temperatur von 1232° C, hingegen nur den Wert von 1,52 für beide Sintertemperaturen bei einem Kohlenstoffgehalt von o,4 Gew.-96.

In Tabelle II sind die mittels eines Elektronenmikroskops ermittelten quantitativen Meßergebnisse der Verteilung von Kupfer und Mangan bei einem Abstand von 6 Mikrons der einzelnen Meßschritte festgehalten. Die Ergebnisse wurden von Proben mit der Zusammensetzung des Pulvers D gewonnen, die einen Kohlenstoffgehalt von etwa o,3 Gew.-96 hatten und bei Temperaturen von 1121° C bzw. 1232° C gesintert worden waren. Die Proben ohne Kupfer zeigten dabei eine beträchtliche Streuung der Mikrozusammensetzung des vorlegierten Mangans, nämlich innerhalb des 4 Sigma-Bereichs eine Streuung von - 1o % für die Sintertemperatur von 1121° C und von - 7 % für die Sintertemperatur von 1232° C, bezogen auf einen mittleren Mangangehalt von o,34 Gew.-96. Durch die Beimischung von Kupfer konnte diese Streubreite des Mangangehalts für beide Sintertemperaturen auf etwa 1/3 dieser Werte reduziert werden, wobei die Mikroverteilung des beigemischten Kupfers nach dem Sinterprozeß ί 18 Ji für die Sintertemperatur von 1121° C und - 4 96 für die Sintertemperatur von 1232° C betrug, bezogen auf einen maßgeblichen Mittelwert des Kupfergehalts und berechnet nach den - 2 Sigma-Werten. Die höhere Sintertemperatur führte folglich auch hier zu einer besseren Diffusion.

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Zur Bestimmung der Verteilung des Kupfers und des Mangans relativ zu den Korngrenzen wurden weitere 1o Mikroanalysen durchgeführt, ebenfalls in Abständen von jeweils 6 Mikrons an Proben, die von beiden Sintertemperaturen er-halten worden waren. Es ergab sich dabei keine Beziehung zwischen der Konzentration des Kupfers oder des Mangans und der Nähe der Korngrenzen, indessen zeigte sich, daß in einigen Fällen der Kupfergehalt zur Mitte des Korns hin abnahm, während er in anderen Fällen an der einen Korngrenze wesentlich höher war als einer anderen, woraus der Schluß zu ziehen ist, daß die Verteilung des Kupferpulvers nach dem Durchmischen und die Teilchengröße des Pulvers von wesentlich größerer Bedeutung sind als eine solche Diffusion entlang der Korngrenzen.

Zu den in den Tabellen III und IV festgehaltenen Meßwerten einiger maßgeblicher mechanischer Eigenschaften ist weiterhin zunächst in Fig. 5 der Einfluß des Kohlenstoffgehalts auf die Zugfestigkeit grafisch dargestellt, wobei die Kurve 16 für eine Probe ohne Kupfer der Zusammensetzung D gilt, während die Kurve 17 die entsprechenden Werte für eine Probe mit einer Beimischung von o,9 Gew.-96 Kupfer ergibt. Es tritt also eine Erhöhung der Zugfestigkeit bei einer Vergrößerung der Härtbarkeit ein und weiterhin auch bei einer Verfestigung in fester Lösung, so daß die Proben auf einen höheren Wert aushärten. Im übrigen ist aus diesen Tabellen ablesbar, daß das Kupfer keinen Einfluß auf die Duktilität und die Kerbschlagzähigkeit nimmt, indessen mit der Ausnahme, daß die Vergleichswerte bei der höheren Sintertemperatur von 1232° C größer sind als bei der Sintertemperatur von 1121° C. Die Duktilität ist dabei offenbar abhängig von der Härte und dem Sauerstoffgehalt. Ausserdem wird durch diese Meßwerte noch ausgewiesen, daß durch die Beimischung von kleinen, jedoch ausgewogenen Mengen von Molybdän, Nickel und Mangan zu dem Kupferpulver mechanische Eigenschaften erhalten werden, die etwa gleich denjenigen des handelsüblichen Schmiedestahls mit der Bezeichnung 5139 H sind und der sich durch eine sehr geringe Duktilität und eine sehr niedrige Kerbschlagzähigkeit

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in Querrichtung auszeichnet. Unter den verschiedenen Proben hatte die Probe E-4 die besten mechanischen Eigenschaften mit einer Zugfestigkeit UTS von 272,5 KSI, einer Streckgrenze V.P. von 224,8 KSI, einer Dehnung von 12,5 %, einer Brucheinschnürung von 24 % und einer Kerbschlagzähigkeit von 8 ft.lbs. (1,8o6 mkg) bei - 51° C.

In den Schaubildern der Fig. 6 und 7 sind weitere Meßwerte aus den Tabellen V und VI grafisch dargestellt, wobei jeweils ein Kohlenstoffgehalt von etwa o,2 Gew.-96 zugrunde gelegt ist, gemeinsam mit Kupferbeiroischungen bis zu 2,1 Gew.-%, ein Abschrecken von einer Temperatur von 927° C und ein Spannungsfreiglühen bei 2o4° C. Aus diesen Meßwerten ist ersichtlich, daß durch die Beimischung von Kupfer in einer Menge bis zu 2,1 Gew.-% die Zugfestigkeit von 118 KSI(786 MPa) auf 183 KSI (1262 MPa) bei einer Sintertemperatur von 1121° C gesteigert werden kann bzw. von 12o KSI (826 MPa) auf 194 KSI (1338 MPa) bei einer Sintertemperatur von 1232° C. Dabei gilt, dass nahezu alle diese Steigerungen der Festigkeit bereits ab einem Kupfergehalt von etwa 1,5 Gew.-96 auftreten und eine Erhöhung des Kupfergehalts über diesen Wert hinaus eine nur noch unwesentliche Steigerung der Festigkeit ergibt.

Wenn herkömmliche Stähle durch pulvermetallurgische Stähle ersetzt werden sollen, ist es von Wichtigkeit, daß besonders die physikalischen Eigenschaften und die Voraussetzungen der Härtbarkeit vergleichbar sind. Bei diesem Vergleich kommt es besonders auf die Voraussetzungen bei der Wärmebehandlung an, die bei den herkömmlichen Stählen über eine Kontrolle der Härtbarkeit erreicht wird. Bei den pulvermetallurgischen Stählen kann diese Kontrolle der Härtbarkeit wesentlich einfacher erfolgen, sofern die chemische Zusammensetzung des betreffenden Pulvere vorbestimmt ist. So ist es möglich, durch die HinzufUgung von Graphit und Kupfer eine gewünschte Härtbarkeit zu erreichen, womit andererseits ein gewisser Ausgleich zu dem nachteiligen Einfluß gewisser Legierungselemente des vorlegierten Eisenpulvers möglich ist. Bei den herkömmlichen

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Stählen 1st eine solche Verfahrenswelse nicht Möglich, vielmehr gilt dabei, daß bei einem einmal abgeschlossenen Schmelzvorgang kein Einfluß mehr auf die chemische Zusammensetzung und die Härtbarkeit der vergossenen Schmelze genommen werden kann. Folglich ist die vorliegende Erfindung Insbesondere im Umfang ihrer Ersatzmöglichkeit zahlreicher herkömmlicher Stähle durch solche pulvermetallurgischen Stähle insbesondere der Zusammensetzungen D und E zu beurteilen, wofür nachfolgend zwei Beispiele gegeben werden.

In dem Schaubild der Fig. 8 ist mit den einzelnen Rechtecken 19 bis 23 die vom Kohlenstoffgehalt abhängige Härtbarkeit verschiedener herkömmlicher SAE-Stähle der 51oo Η-Reihe angegeben. Diese SAE-Stähle enthalten typischerweise zwischen o,7 und 1,o5 Gew.-# Chrom, o,o35 Gew.-Ji Phosphor, o,o4 Gew.-96 Schwefel, o,2 bis o,35 % Silizium, o,6 bis 1,o Gew.-Ji Mangan und Kohlenstoff zwischen o,17 und o,64 Gew.-96. In dem Schaubild sind folglich mit den waagerechten Kanten der einzelnen Rechtecke die jeweiligen Grenzwerte des Kohlenstoffgehalts jedes einzelnen SAE-Stahls berücksichtigt, während die vertikalenKanten die Grenzwerte der Härtbarkeit festlegen. Sofern nun zu dieser Härtbarkelt der SAE-Stähle die Härtbarkelt pulvermetallurgischer Stähle, ausgedrückt über den idealen Durchmesser, in einen geeigneten Vergleich gesetzt wird, so kann dann von vergleichbaren Voraussetzungen für einen jeweils berücksichtigten Kohlenstoffgehalt ausgegangen werden, wenn das für die Härtbarkeit maßgebliche Streuband des betreffenden pulvermetallurgischen Stahls die beiden vertikalen Kanten des Rechtecks des entsprechenden SAE-Stahls schneidet. Dieses Streuband ist gewöhnlich eng im Verhältnis zur Höhe des Rechtecks, weshalb mit den Kurven in Fig. 8 auch nur Mittelwerte dieses Streubandes berücksichtigt sind. Aus der grafischen Darstellung der Fig. 8 ist folglich ableitbar, daß ein herkömmlicher pulvermetallurgischer Stahl entsprechend dem Verlauf der Kurve 24 hinsichtlich des Kriteriums der Härtbarkeit allenfalls an der unteren Grenze die herkömmlichen SAE-Stähle 512o H und 5i6o H ersetzen kann, während

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alle SAE-Stähle der Reihe 51oo durch einen Stahl der erfindungsgemässen Zusammensetzung D für eine Ersatzmöglichkeit getroffen werden, also einen pulvermetallurgischen Stahl mit einer Beimischung von o,9 Gew.-# Kupfer, gesintert bei einer Temperatur von 1121° C unter einer Schutzatmosphäre mit einem niedrigen Sauerstoffpotential entsprechend dem Verlauf der Kurve 25. Wenn dieselbe Zusammensetzung des Pulvers einer Sintertemperatur von 1232° C unterworfen wird, dann wird damit entsprechend dem Verlauf der Kurve 26 eine höhere Härtbarkeit erreicht, wodurch wieder alle SAE-Stähle dieser Reihe ersetzt werden können und bezüglich des SAE-Stahls 516o H sogar noch eine Verbesserung vorliegt. Die Verbesserung ist insbesondere gegeben hinsichtlich der Härtbarkeit an der Oberfläche, die im Vergleich zur Härtbarkeit des Kerns eine überproportionale Steigerung erfährt.

Das Schaubild der Fig. 9 zeigt in vergleichbarer Weise die Ersatzmöglichkeit der herkömmlichen SAE-Stähle der 86oo H-Reihe durch die gleichen pulvermetallurgischen Stähle der Zusammensetzung D wieder bei den beiden Sintertemperaturen von 1121° C gemäß dem Verlauf der Kurve 32 und bei der Sintertemperatur von 1232° C gemäß dem Verlauf der Kurve 33. Die SAE-Stähle dieser Reihe enthalten typischerweise o,7 bis 1,o Gew.-# Mangan, o,o35 Gew.-# Phosphor, o,o4 Gew.-# Schwefel, o,2 bis o,35 Gew.-tf Silizium, o,4 bis o,7 Gew.-# Nickel, o,4 bis o,6 % Chrom, o,15 bis o,25 Gew.-96 Molybdän und o,15 bis o,64 Gew.-96 Kohlenstoff. Während entsprechend dem Verlauf der Kurve 34 ein herkömmlicher pulvermetallurgischer Stahl 46oo überhaupt nicht zum Ersatz für einen SAE-Stahl dieser Reihe in Betracht kommt, kann der bei 1121° C gesinterte pulvermetallurgische Stahl gemäß Erfindung entsprechend dem Verlauf der Kurve 32 immerhin die SAE-Stähle 8617 H, 862o H und 863o H ersetzen. Bei einer Durchführung des Sinterprozesses bei einer Temperatur von 1232° C kann derselbe pulvermetallurgische Stahl sogar alle SAE-Stähle dieser Reihe ersetzen, was durch den Verlauf der Kurve 33 und die beiden davon jeweils geschnittenen vertikalen Kanten der

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einzelnen Rechtecke 27 bis 31 ausgewiesen wird. Auch dabei tritt bei den höheren Kohlenstoffgehalten eine ziemliche Steigerung der Härtbarkeit auf, wobei wieder die Härtbarkeit an der Oberfläche im Vergleich zu derjenigen des Kerns überproportional gesteigert ist. Da hierbei die beiden SAE-Stähle 864o H und 865o H allerdings nur in den unteren Grenzwerten der Härtbarkeit getroffen werden, müsste für eine volle Ersatzmöglichkeit der Kupfergehalt des entsprechenden pulvermetallurgischen Stahls auf 1,1 Gew.-# erhöht werden oder aber alternativ dazu der Kohlenstoffgehalt auf etwa o,o3 Gew.-%.

Die Fig. 1o zeigt schließlich noch das typische Mikrogefüge eines pulvermetallurgischen Stahls mit einer Beimischung von o,9 Gew.-96 Kupfer, dessen Austenit-Behandlung bei einer Temperatur von 927° C vorgenommen wurde mit einer nachfolgenden Abschreckung in öl und einer Temperung bei 2o4° C. Die Härte beträgt 45 Rc und erkennbar liegt eine ziemlich gleichmässige Verteilung des martensitisehen Gefüges vor bei gleichzeitiger Abwesenheit anderer Umwandlungsprodukte. Gerade durch diese Abwesenheit anderer Umwandlungsprodukte ergibt sich die verbesserte Härtbarkelt, für die ausserdem noch eine vollständige Diffusion des Kupfers in das Korninnere kennzeichnend ist. Zu vergleichen hierzu ist das Mikrogefüge gemäß Fig. 11 von einem pulvermetallurgischen Stahl ohne die Beimischung von Kupfer, der bei einer vergleichbaren Wärmebehandlung eine Härte von 44 Rc aufweist und außer Nartensit noch einiges Bainit besitzt sowie feine Ferrit-Streifen, was diesem Stahl eine um bis zu 1ο % geringere Härtbarkeit verleiht ebenso wie eine Verringerung der sonstigen mechanischen Eigenschaften.

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Chemische Zusammensetzung der Pulver Tabelle I

Gew.-9

ppm

Pulver

C

Mn

Ni

Cu

Mo

Si

S

P

Cr

ο7

Pulver

°2
Schmieden

23ο

13ο ϊ

A

Ο,θ1

ο,ο9

ο,6ο

ο,ο4

ο,62

ο,ο15

ο,ο13

-

ο9

97ο

28ο £

1ΟΟΗ

B

ο,ο1

ο,12

ο,ο1

ο,ο3

ο,65

ο,οΐο

-

ο,οοβ

-

ο7

76ο

-

C

ο,ο7

ο,ο4

ο,39

ο,62

ο,ο16

-

ο,ο11

-

94ο

D

ο,ο1

ο,34

ο,43

ο,ο6

ο,65

-

ο,ο23

ND

ο,

24οο

395*

ε

ο,ο5

ο,31

ο,42

ο,οθ

ο,56

ο,οΐο

ο,ο17

ο,

17οο

28ο*

F

ο,32-
ο,43

ο,79

-

ο,28

ο,ο23

ο,ο2ο

1,

-

♦ gesintert bei 1121° C + gesintert bei 1232° C

cn

Quantitative chemische Mikroanalyse (alle 6 u)

Tabelle II

oo cx>

Gesinterte Probe

No.

D-9 D-11

D-3 D-4

Sinter-Temp.

1232° C

Naßanalyse Gew.-96

1121° C

1121° C o,92 o,34

o,34

o,92 0,34

Untersuchte Probenlänge

12o u

12o u η

=736 u 12o u

12o u

Il
•I

=374 u

Mangan

Mittl. Bereich Gew.-96 Zwei Sigma

Kupfer

0,33 χ
ο,34 i
ο,36 i

o,3o χ
ο,33 χ
ο,29 -

ο,28 -

ο,35 χ
o,32 χ
ο,32 ±

o,35 χ
o,33 χ
o,33 -

o,33 -

o,o3 o,o3 o,o4

o,o1 o,o1 o,o2

o,o2

o,o3 o,o1 o,o3

o,o1 o,o1 o,o1

o,o1

Mittl. Gew.-96

o,84 ±

o,99 I

1,o2 -

o,84 ί

Bereich

Zwei

Sigma

ο,86 χ o,12

1,o3 χ o,13

o,79 - o,2o

o,98 i o,2o

Tabelle III

Mechanische Eigenschaften der Pulver D-Stähle, gesintert bei 1121 C, mit öl abgeschreckt von 927° C und spannungsfrei geglüht bei 2o4° C, ohne Kupfer und mit beigemischtem Kupfer

No.

Cu

ο
co
co
co
o>

D-7

D-8

D-9

D-Ιο

o,25

o,9 o,25

o,31

o,9 o,31

D-11 o,9 o,36

Schmiedestahl
H

in Längsrichtung
in Querrichtung

Zugfestigkeit

UTS V.P. KSI KSI (MPa) (MPa)

121,2
(836)

178,5
(123ο)

2o1,1
(1386)

237,5
(1637)

259,7
(1792)

1o1,4 (698)

128,4 (885)

181,2 (1249)

2o3,2 (14o2)

285,7_N 261,7

(197o) (18o4)

234,2 212,5

(1614) (1465)

Dehnung BrucheinschnUrung

18
12
1o
8
1o

13

49 31 2o 15 48

29 1

Kerbschlagzähigkeit Härte -51⁰C -18⁰C +2o°C R ft.lbs. ft.lbs. ft.lbs. ^c (Joules) (Joules) (Joules)

12

11
(14,9)

11

12

(16,3) (16,3)

1o
(13,6)

(14,9) (14,9)

8
(1o,8)

(16,3) (16,3

26

14

1o 39 (13,6)

9 46 (12,2)

( 9,5) (12,

( 4,1) ( 5,6) ( 5,6)

48

co

9 N) 54

ISJ

54

Tabelle IV

Mechanische Eigenschaften der Pulver D- und Pulver Ε-Stähle, gesintert bei 1232° C, mit öl abgeschreckt von 927 C und spannungsfrei geglüht bei 2o4 C, ohne Kupfer und mit beigemischtem Kupfer

No.	Cu	-	C	Zugfestigkeit	V.P. KSI (MPa)	224.8 (1549)	Dehnung	Bruchein	Kerbschlagzähigkeit	Härte	-51°C -18⁰C +2o°C ft.lbs. ft.lbs. ft.lbs. (joules) (joules) (joules)	12 (16,3)	14 (19)	ro co	^Rc
	%	o,9	%	UTS KSI (MPa)	118,3 (816)	*	schnürung	14 (19)	12 (16,3)	13 (17,6)	N> cn	38
D-1	-	o,25	145,1 (1ooo)	147,8 (1o2o)	19	46	11 (14,9)	(13?6)	1o (13,6)	to	37
D-2	o,9	o,25	191,6 (132ο)	175,2 (12o8)	12	3o	1o (13,6	11 (14,9)	1o (13,6)		47
D-3	-	o,3o	211,5 (1458)	2o4,6	13	26	11 (14,9)	9 (12,2)	1o (13,6)	49
D-4	o,9	0,31	243, ο (1675)	193,1 (1331)	12,5	31	9 (12,2)	1o (13,6) 9 (12,2)	11 (14,9) 9 (12,2)	41
D-5	o,9	o,35	244,5 (1685)	199,7 (1378) 157,1 (1o83)	11	24	9 (12,2) 9 (12,2)	9 (12,2)	11 (14,9)	'••3 47
D-6 E-1	-	o,34 o,33	252,3 (1739) 199,ο (1372)	2o9,4 (1443)	13 1o,5	27 25	9 (12,2)	8 (1o,8)	8 (10,8)	5o
E-2	o,9	o,31	258,3 (1685)	256,ο 2o5,2 (1765) (1414)	9	18	7 ( 9,5)	(1o?8)		51 ·
E-3	o, 39	272,5 (1878)	8,5	18	8 (1o,8)		52 «
E-4	o, 39	12,5	24

	Cu	Eigenschaften der Pulver	Zugfestigkeit UTS Y.P. KSI KSI (MPa) (MPa)	86,1 (593)	D-StMhIe	Tabelle V	Kerbschlagzähigkeit -51⁰C -18⁰C ft.lbs. ft.lbs. (joules) (joules)	18 (24)	+21⁰C ft.lbs. (joules)	ro co	I
	0	C %	114,0 (786)	87,1 (6o1)	Dehnung		16 (22)	15 (2o)	22 (3o)	cn -J ro	-W C .
Mechanische	o,3	o,21	124,2 (857)	(6o3)	21	mit beigemischtem Kupfer, gesintert bei 1121°	(18)	(18)	19 (16)	Härte ^Rc
No.	0,6	ο,23	134,8 (929)	93,6 (646)	2o	Bruchein- schnUrung	(18)	13 (18)	17 (23)	31
D-12	o,9	o,22	143,7	1o6,1 (731)	18	5o	(18)	12 (16)	15 (2o)	36
D-13	1,2	o,22	161,3 (1112)	114,5 (789)	19	41	11 (15)	12 (16)	13 (18)	38
D-14	1,5	o,23	17o,5 (1175)	134,4 (927)	1o	44	-	12 (16)	13 (18)	38
D-15	1,8	o,23	19o,6 (1314)	122,9 (848)	1o	38	11 (15)	1o (14)	11 (15)	39
D-16	2,1	o,23	183,0 (1262)		15	19	1o (14)	11 (15)	*o
D-17		o,22	1o	23		41
D-18			26		41 1 V
D-19			2o

	Mechanische	Cu	Eigenschaften der Pulver	Zugfestigkeit	Y.P.	D-Stähle	mit beigemischtem Kupfer,	Tabelle VI	-18°C	+21⁰C	16	31	ro «4	C	C
	No.	%	C	UTS	KSI	Dehnung	Bruchein-		ft.lbs.	ft.lbs	(22)	(42)	OJ	Härte
			%	KSI	(MPa)		schnUrung	,gesintert bei 1232°	(Joules) (Joules)(Joules)	18	27	K) cn	R
				(MPa)		%	96	Kerbschlagzähigkeit		(24)	(37)		33
					88,6			-51°C	16	15	17
		0		119,9	(61ο)			ft.lbs.	(22)	(2o)	(23)		31
-J	D-2o		o,19	(826)	86,8	27	59	15	16	17
O		o,3		128,5	(598)			(2o)	(22)	(23)	37
IO OO	D-21		o,21	(885)	99,3 (685)	23	54	15	13	15
OO		0,6		151,ο	99,3 (685)			(2o)	(18)	(2o)	3β
o> ■>»	D-22		0,21	(1o4i)	126,9 (876)	18	44	16	15	14
O σ>		o,9		147.6	14o,5 (968)			(22)	(2o)	(19)	4ο
cn	D-23		o,22	(1oi4)	137,1	18	39	13	15	16
		1,2		187,o	(946)			(18)	(2o)	(22)	4ο
	D-24		o,22	(1289)	142,9	15	38	15	14	13
		1,5		191,1	(985)			(2o)	(19)	(18)	Ζ..1
	D-25		0,22	(1317)		12	29	14
		1,8		2o3,1			(19)		42
	D-26		ο,21	(14oo)	13	39	13
		2,1		193,9 (1338)			(18)
	D-27		o,22	15	35

ι ⁵⁹\

Leerseil

Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von gesinterten Fonnkörpern aus einem vorlegierten Elsenpulver, das nach seinem Verdichten bzw. Verpressen zu einem Grünling gesintert wird, dadurch gekennzeichnet, daß eine Teilmenge eines mit ο,25 bis 0,6 Gew.-96 Mangan, o,2 bis 1,o Gew.-% Nickel, o,2 bis 0,8 Gew.-% Molybdän, einzeln oder zu mehreren, legierten und einen Kohlenstoffgehalt von weniger als o,o4 Gew.-% sowie einen Sauerstoffgehalt von nicht mehr als o,25 %_f vorzugsweise weniger als o,2o %, aufweisenden Eisenpulvers mit einer Siebteilchengröße bis 80 Maschen und einer weitreichend unregelmässigen Kugelform jedes einzelnen Pulverteilchens unter einer Schutzatmosphäre,vorzugsweise trockener Wasserstoff, verdünntes Ammoniak oder ein Stickstoff-Wasserstoff-Gemisch, einer Sintertemperatur zwischen 1121° C und 1232° C bei Anwesenheit von Kupfer und Graphit unterworfen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungsanteile des Eisenpulvers auf o,4 bis o,65 Gew.-96 Molybdän mit oder ohne den Zusatz von Nikkei und auf 0,25 bis 0,6 Gew.-96, vorzugsweise auf weniger als o,2 Gew.-96, Mangan beschränkt werden.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , daß das vorlegierte Eisenpulver durch das Zerstäuben einer die Legierungsanteile enthaltenden

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ORIGINAL INSPECTED

Metallschmelze erhalten und nach seiner Verfestigung über etwa 11/2 Stunden bei 927° C ausgeglüht, dann zum Aufbrechen der dabei gebildeten Kuchen gemahlen und schließlich gesiebt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet , daß das vorlegierte Eisenpulver für den Sinterprozeß mit einem Nichteisenpulver entweder ausschliesslich aus Kupfer oder aus Kupfer und Mangan im Mischungsverhältnis zwischen 1 : 1 und 1o : 1, vorzugsweise zwischen 3 : 1 und 5:1» oder aus Kupfer vorlegiert mit Nickel und Mangan im Mischungsverhältnis von vorzugsweise 5:1:2 sowie weiter mit einem Graphitpulver vermischt wird, wobei das Graphitpulver mit einem Anteil zwischen o,1 und 1,o Gew.-#, insbesondere zwischen o,2 und o,4 Gew.-# , und das Nichteisenpulver mit einem Anteil zwischen o,2 und 2,1 Gew.-#_;im Falle von reinem Kupferpulver, und mit einem Anteil bis zu 3,ο Gew.-Ji₁Im Falle eines Gehalts auch von anderen Legierungselementen, des gesamten Pulvergemisches ausgewählt wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet , daß das Verdichten bzw. Vorpressen zu einem Grünling auf eine grüne Dichte von etwa 6,4 g/cm vorgenommen wird.

6. Verfahren mindestens nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß bei Verwendung von reinem Kupferpulver ein Reinheitsgrad des Kupfers von wenigstens 99,5 96 eingehalten wird bei einer bevorzugten Vermischung mit einem natürlich kristallinen Flockengraphitpulver mit maximal

4,5 % Asche.

7. Verfahren mindestens nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine erste Metallschmelze aus aufgeschmolzenem Eisen mit einer homogenen Verteilung von bis

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zu o_t19 Gew.-# Nickel oder Molybdän und eine zweite Metallschmelze aus aufgeschmolzenem Kupfer und Mangan und/oder Nickel für eine jeweilige Pulvermischung getrennt zerstäubt werden, daß die aus der Zerstäubung der ersten Metallschmelze gewonnen Pulverteilchen über eine für eine Entkohlung ausreichende Zeit bei einer Temperatur zwischen 816° C und 1149° C ausgeglüht und dann auf eine Siebteilchengröße bis 8o Maschen zerkleinert werden, und daß die Pulverteilchen der zweiten Metallschmelze auf eine Siebteilchengröße bis 2oo Maschen, vorzugsweise bis 32o Maschen, gebracht werden.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Metallschmelze aus 66 % Kupfer, 16 bis 33 % Mangan und ο bis 8 % Nickel aufgeschmolzen wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet , daß die gesinterten Formkörper bei einer Temperatur von etwa 982° C und einem Druck zwischen etwa 7o,3 und 14o,6 Kg/mm geschmiedet werden.

1o. Verfahren nach Anspruch 9· dadurch gekennzeichnet, daß das abschließende Schmieden der Formkörper für ein Verdichten auf eine Dichte von mehr als 99 % durchgeführt wird.

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