CN102271841A - 一种金属零件的制造方法 - Google Patents

一种金属零件的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102271841A
CN102271841A CN2010800039904A CN201080003990A CN102271841A CN 102271841 A CN102271841 A CN 102271841A CN 2010800039904 A CN2010800039904 A CN 2010800039904A CN 201080003990 A CN201080003990 A CN 201080003990A CN 102271841 A CN102271841 A CN 102271841A
Authority
CN
China
Prior art keywords
density
temperature
compacting
under
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN2010800039904A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102271841B (zh
Inventor
克里斯特·阿斯伦德
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.)
Hyp utrine
Metal additive technology Co.
Metal value Co.,Ltd.
Original Assignee
METEC POWDER METAL AB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=42316655&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN102271841(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by METEC POWDER METAL AB filed Critical METEC POWDER METAL AB
Publication of CN102271841A publication Critical patent/CN102271841A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102271841B publication Critical patent/CN102271841B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/11—Making porous workpieces or articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/17—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by forging
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B22F3/04—Compacting only by applying fluid pressure, e.g. by cold isostatic pressing [CIP]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B22F3/087—Compacting only using high energy impulses, e.g. magnetic field impulses

Abstract

本发明公开了一种制造金属零件的方法，所述方法包括如下步骤：a)将团聚的球形金属粉末压实成预制件；b)在不超过1275℃的温度下，将所述预制件脱脂并烧结成零件；c)进行下面的步骤之一：i)将所述零件压实使其密度大于理论密度的95％，或ii)将所述零件压实使其密度小于理论密度的95％，并在不超过1275℃的温度下，将所述零件烧结使其密度大于理论密度的95％；和d)在不超过1200℃的温度下，使所述零件经历热等静压制。所述方法提供了一种由合金制造完全致密的零件的工业方法，这样的零件通常无法制造，并且具有良好的冲击性能，所述方法对于很多使用合金的应用领域是至关重要的。

Description

一种金属零件的制造方法
技术领域
本发明涉及一种从团聚的球形金属粉末制造金属零件的方法。
背景技术
众所周知，粉末金属技术在近净形(near net shape)产品的制造中显示出了显著的优点，所谓近净形产品即从粉末直接得到的产品，是一种以最少的材料和能耗实现最终成本低于传统的锻造、浇铸和/或机械加工零件的产品。在很多情况下，所述粉末金属产品的性能是优越的。
由于钢粉全密度(full density)烧结的经济性和节能性，这种方法获得了越来越多的关注。这种方法通常要求高的烧结温度，除非所述钢粉与低熔点添加剂混合，这样的低熔点添加剂作为更多的高熔点的粉末的胶粘剂。两种典型的低熔点添加剂是铜和硼。然而，这些添加剂对于钢产品的一些特性具有不良效果，如焊接和腐蚀，当由钢粉制造的全致密零件需要满足锻钢要求时，这些种类的添加剂是禁用的。
另一种通过烧结制造全致密产品的方式是使用高温以加快烧结速度并达到全密度。
在专利EP 1 047 518中，显示出高速压实方法(HVC方法)与团聚的球形金属粉末一起提供了显著的优点。
在金属注射成型(MIM)中，由于通常被雾化(gas-atomized)的细纯粉末具有高表面活性，因此使用一种通常在20μm左右的极细粉，这种极细粉具有烧结成全密度的可能性。制备这些细粉末非常昂贵，并且通常很难或不可能用于制造较大重量(例如超过50-100g)的产品。
另一种由粉末制造性能等同于或优于锻造产品的全致密产品的方式是对粉末块使用热等静压制(HIP)。所述粉末块然后必须装入“胶囊”中，即一种包埋粉末块抵抗环境压力介质(通常为氩气)的容器。所述通常使用的容器由钢片制成。从实际情况和经济性方面考虑，这使得该技术限制为针对相对较大的零件，通常例如5kg或更重。由于胶囊制备的成本，对于更复杂的形状也具有局限性。
这意味着，目前从约50g直到约5kg这一重要的产品区间由于经济性和实际情况的原因，使用现有技术不能有效的实现。
使用金属粉末的压实时的一种限制是，即使能够达到有利于达到全密度的、非常高的生坯密度，但对于某些合金，高温烧结会带来问题，因为这会导致不同的相或沉淀的形成，所述不同的相或沉淀无法在随后的过程如硬化、回火或软化退火中消除，这是因为，由于是近净形产品，因此不存在对这种结构进一步的破坏。
一个存在改善空间的方面是，在高温、尤其当不同结构的相产生的时候，可能发生临界晶粒的增长，即形成大晶粒，从而进一步削弱机械性能，尤其是冲击性能和延伸率。当材料在烧结之前已经经历了小的冷变形的时候，上述情况尤其可能发生。在这种情况下，更容易发生临界晶粒的增长。
尚未达到全密度的粉末产品在没有封闭容器的情况下不能进行热等静压制(HIP)，因为在粉末产品中互相连通的孔使HIP操作无效。然而，如果压制的产品密度足够高从而达到理论上的全密度，那么在没有胶囊的情况下压制的产品可以进行HIP，因此如果使用正确的参数可以达到全密度。这通常在比高温烧结更低的温度下进行，因此避免了上面提到的、因沉淀和晶粒增长带来的问题。作为一个经验规则，超过95％TD的生坯密度造成了封闭孔，并且因此这些产品能够在没有封装的情况下经历热等静压制达到全密度。
另一个改善的空间与致密化的上限相关。由于专利EP 1 047 518中描述的绝热效应，可能达到非常高的密度，所述方式超过了常规的压制技术。然而，由于需要脱除粘合剂，如水状胶体，有必要在某个上限停止致密化，使粘合剂在这个过程中蒸发。
随着粘合剂的并入，其它现象也可能在极高密度下发生，例如在表面起泡。
在现有技术中，当烧结体在高温烧结后冷却时，碳化物会积累并留存。由于高含量的碳化物形成剂，如钒、钨和铬，这些类型的结构不可能或很难通过低温下的后续热处理移除。在常规的生产中，当将所述铸造结构进一步加工成棒状、片状等的最终产品时，这些类型的结构在后续的轧制、锻造等工艺中被破坏。冲击值的范围通常为50-150J，取决于硬化/回火后的硬度。然而，当想要在没有或仅有较小的后续变形加工的情况下制备净形或近净形产品时，并不存在破坏所述缺陷结构的可能性。
发明内容
本发明的目的是消除现有技术的至少部分缺点并提供一种改善的方法。
第一方面，提供了一种用于制造金属零件的方法，所述方法包括如下步骤：a)将团聚的球形金属粉末压实成预制件；b)在不超过1275℃的温度下，将所述预制件脱脂并烧结成零件；c)进行下面步骤之一：i)将所述零件压实到其密度大于95％TD，或ii)将所述零件压实到其密度小于95％TD，并在不超过1275℃的温度下，将所述零件烧结到其密度超过95％TD；和d)在不超过1200℃的温度下，使所述零件经历热等静压制。
第二方面，根据本发明提供了一种制造的金属零件。
本发明的一个优点是提供了一种由合金制造全致密烧结零件的工业方法，所述全致密烧结零件是无法根据现有技术制造的，并且具有良好的冲击性能。
附图说明
本发明进一步借助下面的附图进行说明，其中：
图1显示了通过Thermo Calc计算的钢357的相图。
图2显示了通过Thermo Calc计算的高速钢的相图。
图3a显示了通过Thermo Calc计算的实施例10-12中使用的钢材的相图。
图3b是相图图3a的局部放大图。
图1-3中的字母具有下面的含义：
a)液态
b)FCC+液态
c)FCC
d)FCC+MC
e)BCC+FCC
f)液态+FCC+MC
g)液态+FCC+BCC
h)液态+BCC
i)BCC
j)FCC+MC+M7C3
k)FCC+M7C3
l)液态+FCC+M7C3
m)BCC+FCC+渗碳体+M7C3
n)FCC+渗碳体+M7C3
o)FCC+渗碳体
p)BCC+渗碳体
q)FCC+BCC+M7C3
r)BCC+M7C3
s)BCC+FCC+M7C3
t)BCC+FCC+渗碳体
在附图中，x轴表示碳含量。碳含量的正常值约为0.5-1.0wt％，但有时对于耐磨性很高的高速钢可能更高。所有这些合金的典型特征是，熔化温度随着温度升高而降低，但同时，含液相的混合相区随着碳含量增大。这意味着为了避免熔融相的上限随着碳含量增加而降低。低碳高速钢的上限可最高达到接近1300℃，然而在较高碳含量下，上限约为1250℃。
具体实施方式
在公开和详细描述本发明之前，应该理解，为本发明不限于这里公开的特定的化合物、粉末、构造、方法步骤、基质和材料，因为这些化合物、粉末、构造、方法步骤、基质和材料可以稍有变化。还应理解，这里使用的术语仅用于描述特定实施方案的目的，而并不意为加以限制，因为本发明的范围仅受权利要求和它的等价物的限制。
必须声明的是，当用在本说明书和权利要求书中，单数形式“一个”、“一种”和“这个”、“这种”等包括复数指示物，除非内容中清楚指明。
如果没有其它限制，任何这里使用的术语和科学术语趋向于具有本发明所属领域的技术人员通常理解的含义。
贯穿本说明书和权利要求书的与数值相关的术语“约”是指一个本领域技术人员熟悉并可接受的精确区间。所述区间为±10％。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“冷等静压机”是指一种装置，其中，通常在流体中对元件加压。压力从所有方向施加到所述元件上。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“密度”是指物体的平均密度。应该理解，所述物体的一些部分可能具有高于平均值的密度，而所述物体的一些部分可能具有较低的密度。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“高速钢”是指倾向于用在高速切削工具应用领域中的钢材。所述术语“高速钢”包含钼高速钢和钨高速钢。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“热等静压机”是指一种装置，其中，使元件在高压密封容器中经历高温和气体等静压。压力从所有方向施加到所述元件上。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“烧结”是指一种方法，所述方法包含将粉末加热到低于材料熔点的温度，直到颗粒彼此粘结。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“软化退火”是指一种退火，其中，软化退火后的硬度下降到使材料能够进行进一步的冷变形的值。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“球形金属粉末”是指由球形金属颗粒和/或椭圆形金属颗粒组成的金属粉末。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“％TD”是指理论密度的百分比。本文中的理论密度是构成所述零件的材料的最大理论密度。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“工具钢”是指任何用于制造将材料切削、制造或成形为零件或元件的工具的钢材。
贯穿本说明书和权利要求书使用的术语“单轴压制”是指，通过用刚性冲头或活塞在单一轴向上施压将粉末压实在刚性模具中。
第一方面，提供了一种用于制造金属零件的方法，所述方法包括如下步骤：
a)将团聚的球形金属粉末压实成预制件，
b)在不超过1275℃的温度下，将所述预制件脱脂并烧结成零件，
c)进行下面的步骤之一
i.将所述零件压实到其密度大于95％TD，或
ii.将所述零件压实到其密度小于95％TD，并在不超过1275℃的温度下，将所述零件烧结到其密度大于95％TD，和
d)在不超过1200℃的温度下，使所述零件经历热等静压制。
可以注意到，步骤d)中的热等静压制操作不应该超过某个温度(取决于材料)以避免晶粒长大。
在步骤b)和c)中1275℃的温度界限针对在0.5-1.0wt％范围的较低端的碳含量。对于碳含量在0.5-1.0wt％范围的中间或更高处的实施方案，步骤b)和c)中的界限是1250℃。
在热等静压制中，在某个保持时间内对所述零件施加一个压力。保持时间的例子包括但不限于1-2h。较大的产品优选经历更长的保持时间，例如，但不限于3h。热等静压制过程中的压力的例子包括但不限于1500巴(bar)。
在一个实施方案中，步骤c)中进行的压实为高速压实。在一个实施方案中，步骤c)的i)中进行的压实为高速压实。在一个实施方案中，步骤c)的ii)中进行的压实为高速压实。在一个实施方案中，所述高速压实以超过2m/s的冲压速度进行。在另一个实施方案中，所述高速压实以超过5m/s的冲压速度进行。而在另一个实施方案中，所述高速压实以超过7m/s的冲压速度进行。在另一个实施方案中，所述高速压实以超过9m/s的冲压速度进行。高冲压速度具有能够改善材料性能的优点。在不希望受任何特定的科学理论限制的前提下，本发明人相信，在所述高速压实过程中，在金属颗粒之间的边界处的金属在某种程度上熔融，这使得在所述高速压实之后，所述金属颗粒之间具有有利的连接。因此，步骤c)包含高速压实的实施方法在例如提高所述零件的冲击值的方面具有优势。这样的效果需要高纯度的(球形的)雾化粉体，这是因为在这些类型的粉体上不存在大量的、能够阻碍这种性能的表面氧化物或其它杂质。
在所述高速压实过程中，通过模具的冲压向粉末提供能量。获得的压实所依赖的因素包括但不限于冲击冲压速度、待压实粉末的量、冲击体的重量、冲击的次数、冲击长度和元件的最终几何形状。大量粉末通常比小量的粉末需要更多次的冲压，也取决于所述雾化金属的机械性能。
在一个实施方案中，进行步骤a)中的压实使用的方法选自由单轴压制、高速压制和冷等静压制组成的组。
在一个实施方案中，步骤a)中的压实以不超过1000N/mm2的压力进行。在一个备选的实施方案中，步骤a)中的压实以不超过600N/mm2的压力进行。在另一个实施方案中，步骤a)中的压实以不超过500N/mm2的压力进行。而在另一个实施方案中，步骤a)中的压实以不超过400N/mm2的压力进行。在另一个实施方案中，步骤a)中的压实以不超过300N/mm2的压力进行。步骤a)中的压实的压力必须合适，以便在步骤a)中的压实之后存在开孔。由于工具的寿命，正常压力为400-1000N/mm2。
步骤a)之后的密度不应该太高，因为在脱脂过程中，应该允许物质蒸发。因此在步骤a)之后，压实的金属粉末中应该存在使粘合剂能够在脱脂过程中蒸发的开放结构。如果所述密度变得太高，会不再有开孔存在，并且所述粘合剂不能蒸发，这可能导致不希望的结果。在一个实施方案中，步骤a)之后的密度不高于80％TD。在另一个实施方案中，步骤a)之后的密度不高于85％TD。而在另一个实施方案中，步骤a)之后的密度不高于90％TD。
在步骤b)中的脱脂过程中，粘合剂蒸发。在脱脂之后，烧结所述生坯预制件。所述脱脂和烧结通过加热所述零件进行。在一个实施方案中，所述脱脂与接下来的烧结在一个步骤中进行。
最适合本方法的钢材种类是具有复杂相行为的钢材。在一个实施方案中，所述金属粉末包含至少一种选自由工具钢和高速钢组成的组的钢材。在一个实施方案中，所述金属粉末由工具钢构成。在一个实施方案中，所述金属粉末由高速钢构成。在一个备选的实施方案中，使用另一个种类的钢材。与钢材如工具钢和高速钢相关的优点包括，解决了与它们的相行为相关的问题。
在一个实施方案中，软化退火在步骤b)之后进行。所述软化退火的优点包括后续步骤中的压实可以较早进行。在一个备选的实施方案中，软化退火在第一烧结之后的钢材冷却过程中实现。
第二方面，提供了一种根据上述方法制造的金属零件。
在一个实施方案中，所述金属零件包含至少一种选自由工具钢和高速钢组成的组的钢材。
在一个实施方案中，根据SS-EN 10045-1夏比(Charpy)V、U刻痕标准，金属零件在室温下对10×10mm的无刻痕样品测试，测得所述金属零件具有以冲击值计最小25J的延展性。在一个备选的实施方案中，所述金属零件具有最小75J的延展性。在另一个实施方案中，所述金属零件具有最小100J的延展性。而在另一个实施方案中，所述金属零件具有最小130J的延展性。而在另一个实施方案中，所述金属零件具有最小130J的延展性。还在另一个实施方案中，所述金属零件具有最小200J的延展性。
在一个实施方案中，所述金属零件具有0.5wt％的最小碳含量。在另一个实施方案中，所述金属零件具有0.6wt％的最大碳含量。而在另一个实施方案中，所述金属零件具有0.65wt％的最大碳含量。在一个实施方案中，所述金属零件具有1.5wt％的最大碳含量。在另一个实施方案中，所述金属具有1.5wt％的最大碳含量。在一个优选的实施方案中，所述碳含量在0.5-1.0wt％的范围内。
应该理解，本发明不限于这里显示的特定实施方案。下面的实施例用于说明目的，并不意为限定本发明的范围，因为本发明的范围仅受限于权利要求和它的等价物。
实施例
团聚颗粒的制造
所述球形颗粒通过用惰性气体将工具钢水喷雾而获得，所述工具钢水含有C 0.49wt％、Si 1.2wt％、Mn 0.34wt％、Cr 7.3wt％、Mo 1.4wt％、V 0.57％。一批这种粒径不大于150微米的颗粒用筛网制备。水溶液以去离子水为基础制备，所述水溶液含有以重量计30％的明胶，所述明胶的胶凝强度为50勃劳姆(bloom)。将溶液加热到50℃和70℃之间以使明胶完全溶解。
混合物由95wt％的粒径不大于150μm的工具钢颗粒和5wt％的明胶水溶液制成，即以质量计1.5％的明胶。为了润湿颗粒的整个表面，进行彻底的混合。
随着溶液逐渐冷却，凝胶形成。通过吹动空气使部分水蒸发，并且将膏状稠度的混合物通过具有约450μm筛孔尺寸的筛网。由此获得了颗粒料。所述颗粒料通过空气干燥，然后进行二次筛选阶段，以将颗粒料彼此分开并且将它们通过具有400μm筛孔尺寸的筛网来按尺寸调整它们。
干燥的颗粒料由团聚的球形金属的颗粒构成，所述颗粒通过明胶膜牢固地粘结在一起。小部分颗粒料由明胶涂覆的孤立的球形金属颗粒构成。
实施例1(对比)
将含有下面分析成分的工具钢制成雾化粉末：C 0.49wt％、Si 1.2wt％、Mn 0.34wt％、Cr 7.3wt％、Mo 1.4wt％、V 0.57wt％。
根据上述方法制造粉末并使粉末团聚。
在团聚之前，将所述工具钢粉末在压制后的生坯阶段中软化退火以得到尽可能高的密度。软化退火后的典型硬度为最大250HB。
用600N/mm2的压力将所述粉末压制成直径150mm高22mm的圆柱体。用重量除以体积测定的密度为83.5％TD。将所述压制的样品在1300℃下在氢气中烧结。
在烧结工艺之后，密度已经增加到87.7％TD。这个密度不足以获得希望的机械性能。尤其由于孔隙导致的低密度，冲击性能受到削弱。
以每步20℃的速度，将烧结温度升高到1420℃。在1380℃及以上的温度下，烧结后的密度为100％TD。
所述样品被硬化到56HRC，当在磨损和冲击力相结合的应用领域中使用的时候，这是一个正常值。在所有情况下，冲击性能都非常低，室温下对标准10×10mm无刻痕样品测量为3-12J。这些值对很多工业生产应用来说太低。
一个金相学研究显示，孔隙是在较低温度下冲击性能低的原因，然而晶界沉淀是较高温度下冲击值低的原因，甚至当密度为100％TD时也是如此。
用SEM(扫描电镜)的研究显示，沉淀由碳化物组成，主要为M23C6型和MC型(M为金属，C为碳)。这些沉淀诱发裂纹并解释了低延展性数值的原因。这种结构通过相图(例如通过Thermo Calc计算的相图，见图1)解释，在相图中熔化相在较高温度下渐增地存在。在这些区域中，当烧结体在烧结后冷却时，碳化物得到积累并留存。这些类型的结构不可能或很难通过后续的较低温度下的热处理来移除，因为本方法的意图是在没有或只有较小后续变形工艺的情况下，制造净形或近净形。
实施例2
另一个测试使用与实施例1中相同的材料进行。在相同的压制操作和在1250℃下的烧结之后，所述密度为85％TD。对所述材料软化退火，然后再进行一次单轴压制，达到92.3％TD的最终生坯密度。在这个操作之后，在1250℃下将压制的产品再一次烧结到密度为95.2％TD。然后将所述烧结的产物插入到热等静压机中并在无封装的情况下，在1150℃的温度和1500巴的压力下压制成全密度。
所述产品的微观结构显示了具有均匀分散的碳化物的均一结构。在正常的硬化和回火达到56HRC的硬度之后，测试的冲击值达到120-132J，即对很多工业生产应用领域而言的一个满意值。
实施例3
将与实施例2中相同的、具有92.3％TD的生坯产品在1150℃下直接进行热等静压制。所述产品的密度为99.2％TD。微观结构揭示了高孔隙度的区域，而其它区域是全致密的。在同样的硬化和回火之后，冲击值为15-85J，取决于所述产品的分散孔隙。
实施例4
使用与实施例1中相同的材料进行另一个测试。在与实施例2中相同的压制和烧结得到85％TD的生坯密度之后，通过高速压实(HVC)再次冲击产品以获得95.8％TD的生坯密度，这一密度高于以前由绝热的HVC压实所获得的密度。该冲击速度为7.5m/s。然后，在没有任何最终烧结的情况下，与上面一样，在1150℃下使产物经历热等静压制达到全密度。测得的冲击值达到140-175J，即甚至好于上面的值。
实施例5(对比)
用含有C 0.65wt％、Cr 4.0wt％、Mo 2.0wt％、W 2.1wt％、V 1.5wt％、Si 1.0wt％、Mn 0.3wt％的钢材进行实验。如之前在实施例1中所述，所述实验以1300℃的烧结温度开始，并且烧结温度以每步20℃升高。由于严重的碎片熔化，所述烧结操作在1380℃下停止，从而导致了产品的严重变形。这些测试的结果与上面的测试相同。压制后的生坯密度为82％TD。在较低烧结温度下的低密度和较高烧结温度下的全密度下的严重沉淀均会导致非常低的冲击值，为3-6J。对这种钢材用Thermo Calc计算的相图显示于图2中。
实施例6和7
对含有C 0.65wt％、Cr 4.0％、Mo 2.0％、W 2.1％、V 1.5％、Si 1.0％、Mn 0.3％的高速钢进行测试。压制的样品分别在1200℃和1250℃下烧结，分别得到84.5％和86％TD的密度。然后，将这两种样品按照这些种钢材指定的那样在950℃下软化退火，然后用600N/mm2的压力分别将其单轴压制到90.7％和92.1％TD的密度。然后对样品分别在1200℃和1250℃下再一次烧结，如下面图表中所示。
Figure BPA00001392977100121
将所有样品在1150℃下进行热等静压制，使A2、B1和B2得到全密度，然而A1出现了一些分散孔隙。在所有情况下，所述冲击值好于上面的一次高温烧结得到的冲击值，其范围从A1的25J到B1的235J。A1由于局部存在的孔隙表现为一个低值。
实施例8
用实施例6和7的高速钢进行另一个测试。将所述样品压制并烧结到84％TD的密度，经软化退火，随后以9.7m/s的冲压速度进行HVC再次冲击达到95.6％TD的生坯密度，然后如上所述直接进行热等静压制达到全密度。经硬化和回火达到56HRC之后，冲击值为225J。所述微观结构揭示了具有细晶粒(ASTM 7-8)的全致密结构。没有探测到晶界沉淀。
实施例9
对实施例2进行重复，但两种情况下烧结温度均为1275℃。在第一烧结之后，所述密度为86.2％TD，在第二烧结之后，所述密度为96.3％TD。该结构具有90-102J的延展性，在这一方面是令人满意的。
实施例10、11和12
将含有Fe＝bal、C＝0.93、Si＝0.28、Mn＝0.41、P＝0.007、S＝0.006、Cr＝1.52、Ni＝0.15、Cu＝0.07的碳钢(100Cr6)如实施例1所述进行团聚。所述比例以重量计算。(Fe＝bal是指Fe的加入量最多到100wt％)。这种合金的相图在图3中显示。粉末在团聚之前进行软化退火。将团聚的粉末的密度在5500巴下冷等静压制得到密度为85.2％TD的圆柱体，尺寸为直径75mm×高度30mm。
然后，将产品脱脂并在1200℃下烧结，保持时间为1.5小时，达到87.3％TD的密度。然后将所述材料进行软化退火。
在实施例10中，将所述产物以850N/mm2单轴压制到90.8％TD。然后，产品在1325℃下用1.5小时的保持时间烧结到全密度。经硬化和回火达到55HRC后，冲击值(10×10mm，无刻痕)是非常低的，为4-7J。
在实施例11中，将所述产品经HVC压制达到96.8％TD的密度，然后在1150℃和1400巴下用2小时的保持时间进行热等静压制HIP。如前面所述测试得到的冲击值为142-156J。
在实施例12中，所述产品经HVC压制达到93.2％TD的密度，之后在1275℃下烧结到96.5％TD的密度。然后如实施例11中所述将所述产品经热等静压制达到全密度。所述冲击值为127-135J。

Claims (10)

1.一种制造金属零件的方法，所述方法包括如下步骤：
a.将团聚的球形金属粉末压实成预制件，
b.在不超过1275℃的温度下，将所述预制件脱脂并烧结成零件，
c.进行下面的步骤之一
i.将所述零件的密度压实成大于理论密度的95％，或
ii.将所述零件的密度压实成小于理论密度95％，并在不超过1275℃的温度下，将所述零件的密度烧结成大于理论密度的95％，和
d.在不超过1200℃的温度下，使所述零件经历热等静压制。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤c)中进行的压实为高速压实。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述高速压实以超过2m/s、优选超过5m/s的冲压速度进行。
4.根据权利要求1-3中任意一项所述的方法，其特征在于，进行所述步骤a)中的压实所使用的方法选自由单轴向压制、高速压制和冷等静压制组成的组。
5.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，所述步骤a)中的压实以不超多1000N/mm2的压力进行。
6.根据权利要求1-5中任意一项所述的方法，其特征在于，所述金属粉末包含至少一种选自由工具钢和高速钢组成的组的钢材。
7.根据权利要求1-6中任意一项所述的方法，其特征在于，在权利要求1中的步骤b)之后进行软化退火。
8.由压实的团聚球形金属粉末制造的金属零件，其中在不超过1275℃的温度下，将所述粉末脱脂并烧结成零件，并且脱脂之后的零件
i.被压实到其密度大于理论密度的95％，或
ii.被压实到其密度小于理论密度的95％，并在不超过1275℃的温度下被烧结到其密度大于理论密度95％，
然后，所述零件在不超过1200℃的温度下经历热等静压制。
9.根据权利要求8所述的金属零件，其特征在于，所述的金属零件包括至少一种选自由工具钢和高速钢组成的组的钢材。
10.根据权利要求8-9中任意一项所述的金属零件，其特征在于，根据SS-EN 10045-1夏比V、U刻痕标准在室温下对10×10mm的无刻痕样品测试，测得所述金属零件具有以冲击值计最小25J的延展性。
CN2010800039904A 2009-01-12 2010-01-08 一种金属零件的制造方法 Active CN102271841B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14408509P 2009-01-12 2009-01-12
US61/144,085 2009-01-12
SE0950007-5 2009-01-12
SE0950007A SE534273C2 (sv) 2009-01-12 2009-01-12 Stålprodukt och tillverkning av stålprodukt genom bland annat sintring, höghastighetspressning och varmisostatpressning
PCT/SE2010/050011 WO2010080063A1 (en) 2009-01-12 2010-01-08 Method for the manufacture of a metal part

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102271841A true CN102271841A (zh) 2011-12-07
CN102271841B CN102271841B (zh) 2013-10-16

Family

ID=42316655

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010800039904A Active CN102271841B (zh) 2009-01-12 2010-01-08 一种金属零件的制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9796020B2 (zh)
EP (1) EP2376248B1 (zh)
JP (1) JP5697604B2 (zh)
CN (1) CN102271841B (zh)
ES (1) ES2681206T3 (zh)
SE (1) SE534273C2 (zh)
WO (1) WO2010080063A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102990055A (zh) * 2012-08-24 2013-03-27 山东莱芜金华辰粉末冶金制品有限公司 一种高密度铁基粉末冶金结构零件生产的新工艺
CN107567362A (zh) * 2015-02-25 2018-01-09 金属价值联合股份公司 将气体雾化金属粉末压制成部件

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9457404B2 (en) * 2013-02-04 2016-10-04 The Boeing Company Method of consolidating/molding near net-shaped components made from powders
CN106470784A (zh) * 2014-05-13 2017-03-01 金属价值联合股份公司 用于生产高温使用组分的新粉末金属工艺
EP4324577A1 (en) 2015-12-16 2024-02-21 6K Inc. Method of producing spheroidal dehydrogenated titanium alloy particles
US10987735B2 (en) 2015-12-16 2021-04-27 6K Inc. Spheroidal titanium metallic powders with custom microstructures
CA3104080A1 (en) 2018-06-19 2019-12-26 6K Inc. Process for producing spheroidized powder from feedstock materials
KR102271127B1 (ko) * 2018-08-10 2021-06-30 이상규 유무기혼련조성물을 원료로 하는 산화물 분산강화 합금 제조 방법
WO2020069795A1 (en) * 2018-08-20 2020-04-09 Höganäs Ab (Publ) Composition comprising high melting iron alloy powder and modified high speed steel powder, sintered part and manufacturing method thereof, use of the high speed steel powder as additive for sintering
SG11202111576QA (en) 2019-04-30 2021-11-29 6K Inc Mechanically alloyed powder feedstock
US11611130B2 (en) 2019-04-30 2023-03-21 6K Inc. Lithium lanthanum zirconium oxide (LLZO) powder
JP2023512391A (ja) 2019-11-18 2023-03-27 シックスケー インコーポレイテッド 球形粉体用の特異な供給原料及び製造方法
US11590568B2 (en) 2019-12-19 2023-02-28 6K Inc. Process for producing spheroidized powder from feedstock materials
EP4173060A1 (en) 2020-06-25 2023-05-03 6K Inc. Microcomposite alloy structure
AU2021349358A1 (en) 2020-09-24 2023-02-09 6K Inc. Systems, devices, and methods for starting plasma
US11919071B2 (en) 2020-10-30 2024-03-05 6K Inc. Systems and methods for synthesis of spheroidized metal powders

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2084612A (en) * 1980-10-01 1982-04-15 Uddeholms Ab Isostatic pressing of sintered crushed spherical particles
CN1163808A (zh) * 1997-02-04 1997-11-05 冶金工业部钢铁研究总院 粉末合金球的制造方法
DE19752505C1 (de) * 1997-11-27 1999-04-08 Bt Magnettechnologie Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Formteils aus Sinterstahlpulver
CN1229016A (zh) * 1999-02-01 1999-09-22 中南工业大学 钛铝基合金气门的制备方法
CN1870187A (zh) * 2005-05-23 2006-11-29 包头市科技开发研究院 稀土铝——镁合金永磁材料

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63250405A (ja) 1987-04-04 1988-10-18 Kobe Steel Ltd 高強度粉末治金製品の製造法
DE3727571A1 (de) 1987-08-19 1989-03-02 Ringsdorff Werke Gmbh Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von nocken
JPH04180504A (ja) 1990-11-15 1992-06-26 Sumitomo Heavy Ind Ltd 高速度工具鋼の製造方法
SE511834C2 (sv) * 1998-01-13 1999-12-06 Valtubes Sa Heltäta produkter framställda genom enaxlig höghastighetspressning av metallpulver
JP4640134B2 (ja) 2004-11-25 2011-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高密度鉄基焼結体の製造方法
WO2006057434A1 (ja) * 2004-11-25 2006-06-01 Jfe Steel Corporation 高密度鉄基成形体および高密度鉄基焼結体の製造方法
US9403213B2 (en) * 2006-11-13 2016-08-02 Howmedica Osteonics Corp. Preparation of formed orthopedic articles

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2084612A (en) * 1980-10-01 1982-04-15 Uddeholms Ab Isostatic pressing of sintered crushed spherical particles
CN1163808A (zh) * 1997-02-04 1997-11-05 冶金工业部钢铁研究总院 粉末合金球的制造方法
DE19752505C1 (de) * 1997-11-27 1999-04-08 Bt Magnettechnologie Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Formteils aus Sinterstahlpulver
CN1229016A (zh) * 1999-02-01 1999-09-22 中南工业大学 钛铝基合金气门的制备方法
CN1870187A (zh) * 2005-05-23 2006-11-29 包头市科技开发研究院 稀土铝——镁合金永磁材料

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102990055A (zh) * 2012-08-24 2013-03-27 山东莱芜金华辰粉末冶金制品有限公司 一种高密度铁基粉末冶金结构零件生产的新工艺
CN102990055B (zh) * 2012-08-24 2015-06-10 山东莱芜金华辰粉末冶金制品有限公司 一种高密度铁基粉末冶金结构零件生产的新工艺
CN107567362A (zh) * 2015-02-25 2018-01-09 金属价值联合股份公司 将气体雾化金属粉末压制成部件

Also Published As

Publication number Publication date
WO2010080063A1 (en) 2010-07-15
JP5697604B2 (ja) 2015-04-08
US9796020B2 (en) 2017-10-24
EP2376248B1 (en) 2018-04-25
SE534273C2 (sv) 2011-06-28
EP2376248A1 (en) 2011-10-19
EP2376248A4 (en) 2014-01-15
SE0950007A1 (sv) 2010-07-13
ES2681206T3 (es) 2018-09-12
CN102271841B (zh) 2013-10-16
JP2012515258A (ja) 2012-07-05
US20110256015A1 (en) 2011-10-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102271841B (zh) 一种金属零件的制造方法
Gonzalez et al. Characterization of Inconel 625 fabricated using powder-bed-based additive manufacturing technologies
Mesquita et al. Spray forming high speed steel—properties and processing
CN108103387A (zh) 一种纳米wc颗粒增强高铬铁基粉末冶金材料
CN1230568C (zh) 冷加工钢
Liu et al. A hot-compression bonding method for manufacturing large high-speed homogeneous steels
KR20010052220A (ko) 강 재료 및 그의 제조 방법
CN101797641A (zh) 烧结硬化原料粉末及其烧结体
EP3903971A1 (en) Auto-tempering steels for additive manufacturing
CN101988161A (zh) 一种制造在高温时具有提高的延展性的钴铬钼合金烧结元件的方法
CN114318135A (zh) 耐磨损高速钢
US4534808A (en) Method for refining microstructures of prealloyed powder metallurgy titanium articles
US5538683A (en) Titanium-free, nickel-containing maraging steel die block article and method of manufacture
US20090142219A1 (en) Sinter-hardening powder and their sintered compacts
JP5088532B2 (ja) 軟化特性および表面仕上げ特性に優れた高強度工具ならびに、その製造方法
JP4008597B2 (ja) アルミニウム基複合材およびその製造方法
Rao et al. High performance stainless steel via powder metallurgy hot isostatic pressing
JP4277264B2 (ja) 高温強度特性に優れた工具部材およびその製造方法
JP2003055747A (ja) 焼結工具鋼及びその製造方法
Su et al. Dense layer, microstructure, and mechanical performances of Ti–6Al–4V alloy prepared by metal injection molding
Kim et al. Study on microstructure and mechanical properties of the Al–25Cr–5Si (at%) alloy powder using gas-atomization and SPS process
Fazira et al. Low strain rate upset forging of preformed CoCrMo powder alloy for load bearing application: A review
CN110607487A (zh) ODS-Fe3Al合金、合金制品及其制备方法
Gabbitas et al. Cost effective forging of titanium alloy parts and their mechanical properties
EP4180549A1 (en) Fe-based alloy for melt-solidification-shaping and metal powder

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20191113

Address after: Fa Guofanersai

Patentee after: Metal additive technology Co.

Address before: Paris France

Patentee before: Metal value Co.,Ltd.

Effective date of registration: 20191113

Address after: Paris France

Patentee after: Metal value Co.,Ltd.

Address before: Karlskoga Sweden

Patentee before: Hyp utrine

Effective date of registration: 20191113

Address after: Karlskoga Sweden

Patentee after: Hyp utrine

Address before: Karlskoga Sweden

Patentee before: Metec Powder Metal AB

TR01 Transfer of patent right