DE102014004313B4

DE102014004313B4 - Gesinterte Legierung auf Fe-Basis und Herstellungsverfahren hierfür

Info

Publication number: DE102014004313B4
Application number: DE102014004313.4A
Authority: DE
Inventors: Hiroshi Ohmori; Yuji Yamanishi
Original assignee: Hitachi Chemical Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2013-03-25
Filing date: 2014-03-25
Publication date: 2016-12-15
Anticipated expiration: 2034-03-26
Also published as: US20140286811A1; US10661344B2; CN108838395A; US9937558B2; CN104073707A; DE102014004313A1; US20180185917A1; JP6229281B2; JP2014185380A

Abstract

Gesinterte Legierung auf Fe-Basis, welche, in Masseprozent angegeben, im wesentlichen aus Mn: 0.5 bis 2.0, Mo: 0.3 bis 1.6, Cu: 0.4 bis 1.5, C: 0.4 bis 0.7, Si: 0.11 bis 0.65, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und eine Metallstruktur aufweist, welche aus 5 bis 70% Martensitphase, bezogen auf ein Basismaterial mit Ausnahme der Poren, und 25 bis 90% an Bainitphase, bezogen auf das Basismaterial mit Ausnahme der Poren, hergestellt ist.

Description

QUERBEZUG ZU VERWANDTEN ANMELDUNGEN
Diese Anmeldung basiert auf und beansprucht den Nutzen der Priorität der früheren japanischen Patentanmeldung Nr. 2013-061996 , welche am 25. März 2013 eingereicht wurde und deren gesamter Inhalt hiermit durch Bezugnahme inkorporiert ist.
HINTERGRUND
1. GEBIET DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft eine gesinterte Legierung auf Fe-Basis, welche durch Sintern eines Grünlings erhalten wird, der durch Komprimieren und Kompaktieren eines pulverförmigen Ausgangsmaterials, das Eisen als Hauptkomponente enthält, in einer Matrize erhalten wird, sowie ein Herstellungsverfahren hierfür. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einen Sinterkörper auf Fe-Basis, welcher im Zustand des Sinterkörpers nach dem Sintern eine hohe mechanische Festigkeit und Zähigkeit aufweist, sowie das Herstellungsverfahren hierfür.
2. HINTERGRUND DER ERFINDUNG
In einem pulvermetallurgischen Verfahren, in welchem ein pulverförmiges Ausgangsmaterial in einer Matrize komprimiert und kompaktiert und der hieraus erhaltene Grünling gesintert wird, kann das pulvermetallurgische Verfahren aufgrund der Tatsache, dass die beabsichtigte Komponente in einen Zustand nahe der Endform gebracht werden kann, durch einen geringen Materialverlust infolge geringer Bearbeitungszugabe im post-mechanischen Prozess, die Massenherstellung der gleichgeformten Komponente nach Erzeugung einer vorgegebenen Matrize, sowie die Herstellung einer speziellen Legierung, die nicht mittels normaler Schmelz- und Gießverfahren erhalten werden kann, charakterisiert werden, wodurch die Kosteneffizienz bei der Erzeugung der beabsichtigten Komponente gesteigert wird. Unter diesem Gesichtspunkt wird das pulvermetallurgische Verfahren in breitem Umfang für Fahrzeugkomponenten verwendet.
So muss beispielsweise eine bei einem Fahrzeuggetriebe einzusetzende Synchronnabe eine hohe mechanische Festigkeit und Zähigkeit aufweisen, da die Synchronnabe infolge des Gleitens gegen eine Antriebswelle, eine Abtriebswelle, eine Muffe und einen Ring unter Biegespannung und Zugspannung betrieben wird, während die Synchronnabe Stößen ausgesetzt ist, wenn sich die Synchronnabe bei Schaltvorgängen mit einer Gegenkomponente verzahnt. Für eine solche Synchronnabe, wie sie zuvor beschrieben ist, steht das in Patentdokument Nr. 1 offenbarte pulvermetallurgische Verfahren zur Verfügung.
Die in Patentdokument Nr. 1 offenbarte gesinterte Legierung besteht, in Masseprozent angegeben, aus Ni: 2 bis 6, Cu: 1 bis 3, Mo: 0.6 bis 1.6, C: 0.1 bis 0.8, und einem Rest an Fe, und ist aus dem pulverförmigen Ausgangsmaterial des Gemisches eines Partialdiffusionslegierungspulvers hergestellt, welches, in Masseprozent angegeben, aus Ni: 2 bis 6, Cu: 1 bis 3, Mo: 0.4 bis 0.6, und einem Rest an Fe, 0.1 bis 0.8 Masse% an Graphitpulver, und 0.2 bis 1 Masse% an Molybdän besteht. In der in Patentdokument Nr. 1 offenbarten gesinterten Legierung trägt Nickel, zusammen mit Molybdän und Kupfer, zur Härtbarkeit des Basismaterials der gesinterten Legierung bei, um eine Hartphase, wie beispielsweise Martensit und Bainit, sowie eine nickelreiche austenitische Phase zu erzeugen, wodurch sowohl mechanische Festigkeit als auch Zähigkeit resultiert.
Patentdokument Nr. 2 offenbart eine gesinterte Legierung auf Fe-Basis, welche durch Mischen von zumindest einem Fe-Mo-Legierungspulver und einem Graphitpulver sowie anschließendes Sintern des hierbei erhaltenen Pulvergemischs erzeugt wird, wobei in der gesinterten Legierung 0.4 bis 4 Gew.-% an Molybdän und 0.2 bis 1.1 Gew.-% an Kohlenstoff, sowie gegebenenfalls zusätzlich 0.6 bis 5 Gew.-% an Nickel, 0.5 bis 5 Gew.-% an Kupfer, 0.05 bis 2 Gew.-% an Chrom, 0.09 bis 1 Gew.-% an Mangan oder/und 0.05 bis 0.6 Gew.-% an Vanadium enthalten sind.

Patentdokument Nr. 1: japanische Patentveröffentlichung Nr. 2648519
Patentdokument Nr. 2: deutsche Patentanmeldung Veröffentlichungsnummer DE 101 20 724 A1

KURZE ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Um der in jüngster Zeit beobachteten Entwicklung in Sachen Kostenreduzierung gerecht zu werden, muss die gesinterte Legierung Kosten senken. Da Metalle wie Nickel zu teuer sind, muss bei einer gesinterten Legierung auf Fe-Basis, welche als Ersatz für die in Patentdokument Nr. 1 offenbarte gesinterte Legierung, die Nickel als wesentliche Komponente enthält, dient, hingegen eine Kostenreduzierung vorgenommen werden. Unter diesem Gesichtspunkt ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine kostengünstige gesinterte Legierung auf Fe-Basis, die eine hohe mechanische Festigkeit und Zähigkeit aufweist, sowie ein Herstellungsverfahren für die gesinterte Legierung auf Fe-Basis bereitzustellen.
Um das zuvor beschriebene Problem zu lösen, besteht ein erster Kernpunkt der gesinterten Legierung gemäß vorliegender Erfindung in der Verwendung von Molybdän und Mangan anstelle von Nickel als Legierungselement, um auf diese Weise die Härtbarkeit zu verbessern. Der zweite Kernpunkt der gesinterten Legierung gemäß vorliegender Erfindung besteht in der Realisierung sowohl einer hohen mechanischen Festigkeit als auch einer hohen Zähigkeit, indem die Metallstruktur der gesinterten Legierung in den Zustand eines Gemisches aus Martensit und Bainit gebracht wird, nachdem Martensit eine ausgezeichnete mechanische Festigkeit bei geringer Zähigkeit besitzt, und Bainit eine geringere mechanische Festigkeit als Martensit besitzt, jedoch eine höhere Zähigkeit als Martensit aufweist.
Konkret ist die gesinterte Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamtzusammensetzung, in Masseprozent angegeben, aus Mn: 0.5 bis 2.0, Mo: 0.3 bis 1.6, Cu: 0.4 bis 1.5, C: 0.4 bis 0.7, Si: 0.11 bis 0.65, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht und eine Metallstruktur aufweist, die aus 5 bis 70% an Martensitphase, bezogen auf das Basismaterial der gesinterten Legierung mit Ausnahme der Poren, sowie 25 bis 90% Bainitphase, bezogen auf das Basismaterial der gesinterten Legierung mit Ausnahme der Poren, hergestellt ist.
Der Kernpunkt des Herstellungsverfahrens der gesinterten Legierung auf Fe-Basis gemäß vorliegender Erfindung besteht darin, dass Molybdän und Mangan in Form eines Fe-Mo-Legierungspulvers und eines Fe-Mn-Legierungspulvers als pulverförmiges Hauptausgangsmaterial verwendet werden, und Kupferpulver oder ein Kupferlegierungspulver sowie Graphitpulver zugesetzt werden, um das beabsichtigte pulverförmige Ausgangsmaterial herzustellen.
Die Formulierung „pulverförmiges Hauptausgangsmaterial” besitzt hierbei die gleiche Bedeutung wie ein üblicherweise verwendetes pulverförmiges Hauptausgangsmaterial und bezeichnet jenes pulverförmige Material, welches unter allen pulverförmigen Materialen in der größten Menge eingesetzt wird.
Konkret umfasst das Herstellungsverfahren der gesinterten Legierung auf Fe-Basis gemäß vorliegender Erfindung: einen Schritt der Erzeugung eines pulverförmigen Ausgangsmaterials, welcher das Mischen von Fe-Mo-Legierungspulver, das im wesentlichen aus Mo und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, Fe-Mn-Legierungspulver, das im wesentlichen aus Mn und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, mindestens einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Kupferpulver, Cu-Mn-Legierungspulver mit einer Liquiduslinien-Temperatur von 1120°C oder weniger und einem Fe-Cu-Mn-Legierungspulver mit einer Liquiduslinien-Temperatur von 1120°C oder weniger, sowie Graphitpulver vorsieht, wobei ein pulverförmiges Ausgangsmaterial erzeugt wird, welches, in Masseprozent angegeben, im wesentlichen aus Mn: 0.5 bis 2.0, Mo: 0.3 bis 1.6, Cu: 0.4 bis 1.5, C: 0.4 bis 0.7, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; einen Kompaktierschritt, welcher das Komprimieren und Kompaktieren des pulverförmigen Augangsmaterials, das in dem Schritt der Erzeugung des pulverförmigen Ausgangsmaterials erhalten wurde, in einer Matrize vorsieht; und einen Sinterschritt, welcher das Sintern eines Grünlings, der in dem Kompaktierschritt erhalten wurde, in einem Temperaturbereich von 1120 bis 1200°C unter einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, und das anschließende Abkühlen des hierbei erhaltenen Sinterkörpers auf einen Temperaturbereich von 900 bis 200°C bei einer mittleren Kühlrate in einem Bereich von 10 bis 60°C/Minute vorsieht.
Die gesinterte Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung weist infolge Einstellung ihrer Metallstruktur sowohl eine hohe mechanische Festigkeit als auch eine hohe Zähigkeit auf, und wird bevorzugt für Synchronnaben und ähnliche Gegenstände, welche wiederholt Stößen ausgesetzt sind, verwendet.
Gemäß dem Herstellungsverfahren der gesinterten Legierung auf Fe-Basis enthält das pulverförmige Ausgangsmaterial kein teures Nickel, und die zuvor beschriebene Metallstruktur kann ohne Abschreckprozess mittels eines Sinterprozesses erhalten werden, wodurch die gesinterte Legierung auf Fe-Basis kostengünstig erzeugt und die zuvor beschriebene mechanische Komponente hergestellt wird.
METHODE ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
In der gesinterten Legierung der vorliegenden Erfindung werden zur Verbesserung des Abschreckverhaltens Molybdän und Mangan anstelle von Nickel als Legierungselemente verwendet. Im Vergleich zu Nickel beeinflussen Molybdän und Mangan die kritische Kühlrate erheblich, so dass der Zusatz einer geringen Menge hiervon das Abschreckverhalten des Eisenbasismaterials der gesinterten Legierung verbessern kann. Diese Legierungselemente erzeugen die entsprechenden speziellen Carbide, um das Wachstum von Kristallkörnern zu unterdrücken und damit zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit des Eisenbasismaterials beizutragen. Was das Mangan und das Molybdän betrifft, so verschlechtert sich die Verbesserung des Abschreckverhaltens, wenn der Gehalt an Mangan auf einen Bereich von unter 0.5 Masse% eingestellt wird und der Gehalt an Molybdän auf einen Bereich von unter 0.3 Masse% eingestellt wird. Wird der Gehalt an Mangan auf einen Bereich von über 2.0 Masse% eingestellt und der Gehalt an Molybdän auf einen Bereich von über 1.6 Masse% eingestellt, so verbessert sich das Abschreckverhalten allerdings so stark, dass die nachfolgend beschriebene Martensitphase im Überschuss vorliegt, wodurch sich die Zähigkeit der gesinterten Legierung verschlechtert.
In der gesinterten Legierung der vorliegenden Erfindung ist die Metallstruktur eine Mischstruktur, welche aus einer Martensitphase, die eine ausgezeichnete mechanische Festigkeit bei geringer Zähigkeit aufweist, und einer Bainitphase, die eine gegenüber Martensit schlechtere mechanische Festigkeit sowie eine gegenüber Martensit bessere Zähigkeit aufweist, hergestellt ist. Betrachtet man die Metallstruktur der gesinterten Legierung im Querschnitt, so sind 5 bis 70%, bezogen auf die Gesamtfläche des Basismaterials mit Ausnahme der Poren, Martensit, während 25 bis 90%, bezogen auf die Gesamtfläche des Basismaterials mit Ausnahme der Poren, Bainitphase sind. Stellt man den Anteil an Martensitphase auf einen Bereich von unter 5% ein, so resultiert eine gesinterte Legierung mit schlechter mechanischer Festigkeit. Wird der Anteil der Martensitphase auf einen Bereich von über 70% eingestellt, so resultiert demgegenüber eine gesinterte Legierung mit schlechter Zähigkeit. Stellt man den Anteil an Bainitphase auf einen Bereich von über 90% ein, so resultiert eine gesinterte Legierung mit schlechter mechanischer Festigkeit.
In der gesinterten Legierung der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die gesinterte Legierung ausschließlich aus einer Mischstruktur aus Martensitphase und Bainitphase hergestellt ist. Aber nur wenn 90% oder mehr der Mischphase die Gesamtfläche der gesinterten Legierung besetzen, kann die Restphase von 10% oder weniger eine Mischphase aus Perlit, Sorbit, Ferrit und dergleichen sein.
Da Molybdän mit sehr geringer Geschwindigkeit in das Eisenbasismaterial eindiffundiert, wird das Molybdän in Form eines Fe-Mo-Legierungspulvers als pulverförmiges Hauptausgangsmaterial zugesetzt. Andererseits verschlechtert sich, da Mangan die Härte des Eisenbasismaterials erheblich beeinflusst, die Komprimierbarkeit des pulverförmigen Ausgangsmaterials, wenn Mangan in Form des pulverförmigen Hauptausgangsmaterials, mit welchem das Mangan legiert ist, zugesetzt wird. Aus diesem Grund wird das Mangan in Form eines Fe-Mn-Legierungspulvers zusammen mit dem Fe-Mo-Legierungspulver zugesetzt. Das in Form von Fe-Mo-Legierungspulver zugesetzte Mangan diffundiert beim Sintern in das als pulverförmiges Hauptausgangsmaterial fungierende Fe-Mo-Legierungspulver ein, wobei das Eisenbasismaterials der gesinterten Legierung erzeugt wird.
Wird das Fe-Mo-Legierungspulver dem Fe-Mo-Legierungspulver zugesetzt, so resultiert indessen eine geringe Diffusionsgeschwindigkeit des Mangans, so dass eine übermäßig große Zeitspanne zum Sintern des pulverförmigen Ausgangsmaterials benötigt wird. Unter diesem Gesichtspunkt wird im Rahmen der vorliegenden Erfindung Kupfer verwendet und in Form von Kupferpulver oder einem Kupferlegierungspulver zugesetzt. In diesem Fall wird während des Sinterns des pulverförmigen Ausgangsmaterials eine flüssige Kupferphase erzeugt, wodurch das Sintern sowie die Diffusion des Mangans in das Eisenbasismaterials gefördert werden. Darüber hinaus verbessert das Kupfer auch die kritische Abkühlrate, und trägt damit zur Verbesserung des Abschreckverhaltens des Eisenbasismaterials bei. Wird der Kupfergehalt auf einen Bereich von unter 0.4% eingestellt, so resultiert eine geringe Menge der beim Sintern zu erzeugenden Flüssigphase, so dass sich die Förderung des Sinterprozesses sowie die Förderung der Mangandiffusion verschlechtern können. Wird der Kupfergehalt auf einen Bereich von über 1.5% eingestellt, ist die Verbesserung des Abschreckverhaltens demgegenüber so stark ausgeprägt, dass ein Überschuss an Martensitphase erzeugt werden kann.
Das Kupfer kann in Form eines Kupferlegierungspulvers zugesetzt werden. Da eine Flüssigphase erzeugt werden muss, wenn das Kupfer in Form eines Kupferlegierungspulvers zugesetzt wird, muss indessen ein Kupferlegierungspulver verwendet werden, dessen Liquiduslinien-Temperatur unter der Sinteraufrechterhaltungstemperatur liegt (wie hier nachfolgend beschrieben werden wird, 1120°C oder weniger).
Kohlenstoff ist in dem Eisenbasismaterials in fester Form gelöst, wodurch er zur Bildung der Martensitphase und der Bainitphase beiträgt. Wird der Kohlenstoff in Form von Legierungspulver zugesetzt, so verschlechtert sich die Komprimierbarkeit des pulverförmigen Ausgangsmaterials, so dass der Kohlenstoff, wie herkömmlich erfolgt, in Form von Graphitpulver zugesetzt wird. Wird der Kohlenstoffgehalt auf einen Bereich von unter 0.1% eingestellt, so kann die zuvor beschriebene Metallstruktur nicht erzeugt werden. Wird der Kohlenstoffgehalt auf einen Bereich von über 0.8% eingestellt, so resultiert eine zu hohe Härte der Martensitphase, wodurch sich die mechanische Festigkeit der gesinterten Legierung eher verschlechtert.
In der gesinterten Legierung, welche aus dem pulverförmigen Ausgangsmaterial erhalten wird, das durch Zusetzen des Fe-Mn-Legierungspulvers, des Kupferpulvers oder Kupferlegierungspulvers, sowie des Graphitpulvers zu dem als pulverförmiges Hauptausgangsmaterial fungierenden Fe-Mo-Legierungspulver hergestellt wird, erhöht sich die Menge an Mangan um das inhärente Fe-Mn-Legierungspulver, während die Menge an Mangan um den zentralen Bereich des inhärenten Fe-Mo-Legierungspulvers und um den armen Bereich des inhärenten Fe-Mn-Legierungspulvers abnimmt. Aus diesem Grund kann sich eine Konzentrationsdifferenz bezüglich der Menge an diffundiertem Mangan bilden. Die zuvor beschriebene Metallstruktur bildet sich durch die Konzentrationsdifferenz bezüglich der Menge an diffundiertem Mangan. So bildet der Bereich mit hoher Menge an diffundiertem Mangan die Martensitphase, während der Bereich mit geringer Menge an diffundiertem Mangan die Bainitphase bildet.
Wird der Querschnitt der gesinterten Legierung mittels einer EPMA-Vorrichtung hinsichtlich ihrer Metallstruktur analysiert, so kann sich die zuvor beschriebene Mischmetallstruktur bei dem zuvor beschriebenen Mischverhältnis bilden, wenn der Anteil des Bereichs, in welchem der Mangangehalt 20% oder weniger beträgt, auf einen Bereich von 80% oder mehr des Querschnittsflächenverhältnisses eingestellt wird.
Was das Fe-Mn-Legierungspulver betrifft, so muss bei sinkendem Mangangehalt eine große Menge an Fe-Mn-Legierungspulver zugesetzt werden, dass sich die zuvor beschriebene Konzentrationsdifferenz bezüglich der Menge an diffundiertem Mangan wahrscheinlich nicht bildet. Wenn der Mangangehalt zu stark erhöht ist, verringert sich andererseits die Menge an in das Fe-Mo-Legierungsmaterial einzudiffundierendem Mangan und die Komprimierbarkeit des Fe-Mn-Legierungspulvers verschlechtert sich, so dass sich die Komprimierbarkeit des pulverförmigen Ausgangsmaterials verschlechtert. Unter diesem Gesichtspunkt wird der Mangangehalt des Fe-Mn-Legierungspulvers bevorzugt auf einen Bereich von 35 bis 90 Masse% eingestellt.
Es ist hier erwünscht, dass das Mangan nicht in Form des Fe-Mn-Legierungspulvers zurückbleibt, sondern in das Fe-Mo-Legierungsmaterial eindiffundiert. Unter diesem Gesichtspunkt ist es erwünscht, dass das Fe-Mn-Legierungspulver einen mittleren Durchmesser von 45 μm oder weniger aufweist. Der Mn-reiche und Mo-arme Bereich kann erzeugt werden. Das Fe-Mn-Legierungspulver kann durch Sieben eines vorgegebenen Fe-Mn-Legierungspulvers mittels eines Siebes mit 325 Mesh, sowie Auffangen des gesiebten Legierungspulvers erhalten werden.
Im Hinblick auf die Förderung der Diffusion von Mangan sowie die Unterdrückung der Segregation von Mangan kann für das pulverförmige Ausgangsmaterial eine herkömmliche Segregationsvermeidungsbehandlung durchgeführt werden. Und zwar ist es erwünscht, dass ein pulverförmiges Ausgangsmaterial verwendet wird, welches aus dem Fe-Mn-Legierungspulver mit einem mittleren Durchmesser von 45 μm oder weniger und dem Fe-Mo-Legierungspulver, an welches das Fe-Mn-Legierungspulver mit 50 Masse% oder mehr anhaftet oder gebunden ist, hergestellt ist.
Wie in der Vergangenheit durchgeführt, wird das pulverförmige Ausgangsmaterial in eine von einer Matrizenanordnung gebildete Vertiefung eingefüllt, wobei ein Matrizenloch die äußere Form der Komponente erzeugt, ein Unterstempel die Form des unteren Endes der Komponente erzeugt, und durch Komprimieren mittels eines die Form des oberen Endes erzeugenden Oberstempels und des Unterstempels ein Grünling in Form der Komponente erzeugt wird (Kompaktierprozess).
Der Grünling wird in einen Sinterofen eingebracht, und wird in einem Temperaturbereich von 1120 bis 1200°C unter einer nicht-oxidierenden Atmosphäre gehalten und gesintert. Wird die Temperatur auf einen Bereich von unter 1120°C eingestellt, so schreitet die zwischen den pulverförmigen Ausgangsmaterialien auftretende interne Diffusion nicht hinreichend voran, wodurch sich die mechanische Festigkeit der gesinterten Legierung verschlechtert. Wird die Sintertemperatur auf einen Bereich von über 1200°C eingestellt, so schreitet die Diffusion des Mangans andererseits zu schnell voran, wodurch sich Schwierigkeiten bei der Erzeugung der zuvor beschriebenen Metallstruktur ergeben und der Überschuss an Flüssigphase so stark ausgeprägt ist, dass die gesinterte Legierung ihre Form verliert. Der Zeitraum, über welchen die Sintertemperatur gehalten wird, kann beispielsweise auf einen Bereich von 10 bis 180 Minuten eingestellt werden.
Der bei dem vorstehend genannten Temperaturbereich gehaltene und gesinterte Sinterkörper wird auf einen Temperaturbereich von 100°C oder mehr unterhalb der Sintertemperatur, z. B. bis auf Raumtemperatur, abgekühlt und aus dem Sinterofen herausgenommen. In diesem auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozess kann die gesinterte Legierung, welche die zuvor beschriebene Metallstruktur aufweist, durch Einstellen der mittleren Kühlrate bis zu einem Temperaturbereich von 900 bis 200°C innerhalb eines Bereichs von 10 bis 60°C/Minute erhalten werden. Wird die mittlere Kühlrate bis zum Temperaturbereich von 900 bis 200°C auf einen Bereich von über 60°C/Minute eingestellt, so kann zu viel Martensit gebildet werden. Wird die mittlere Kühlrate auf einen Bereich von unter 10°C/Minute eingestellt, so kann andererseits zu wenig Martensit gebildet werden.
Die durch den Sinterprozess erhaltende gesinterte Legierung weist die zuvor beschriebene Metallstruktur auf, und kann somit als solches verwendet werden. Es ist allerdings erwünscht, dass für den Sinterkörper ein Temperprozess, bei welchem der Sinterkörper im Sinterofen erneut auf einen Temperaturbereich von 150 bis 300°C erwärmt und abgekühlt wird, durchgeführt werden kann, da die Martensitphase ähnlich wie jene, die unmittelbar nach dem Abschrecken erhalten wird, empfindlich ist. Der Temperprozess kann wie folgt durchgeführt werden. Und zwar wird der Sinterkörper in dem auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozess auf einen Temperaturbereich von 100°C oder weniger abgekühlt und erneut auf einen Temperaturbereich von 150 bis 300°C erwärmt, oder wird während des Kühlprozesses in einem Temperaturbereich von 150 bis 300°C im Ofen gehalten. Die Aufbewahrungszeit kann auf einen Bereich von 10 bis 180 Minuten eingestellt werden.
Die gesinterte Legierung der vorliegenden Erfindung enthält darüber hinaus 0.11 bis 0.65 Masse% an Silizium (Si). Das Silizium kann die kritische Kühlrate, und damit die Abschreckeigenschaften verbessern. Und zwar trägt Silizium zur Verbesserung der Abschreckeigenschaften der gesinterten Legierung bei. Da Silizium mit einer hohen Geschwindigkeit in das Eisenbasismaterial eindiffundiert, diffundiert Mangan, wenn das Silizium mit dem Fe-Mn-Legierungspulver unter Bildung von Fe-Mn-Si-Legierungspulver legiert ist, wahrscheinlich mit der Diffusion des Siliziums in die Fe-Mo-Legierung ein. Wird der Siliziumgehalt auf einen Bereich von über 0.65 Masse% eingestellt, so ist die Verbesserung des Abschreckverhaltens indessen so stark ausgeprägt, dass ein Überschuss an Martensit gebildet werden kann. Folglich sollte die Siliziummenge auf einen Bereich von 0.65 Masse% oder weniger eingestellt werden.
Ist das Silizium in fester Form in dem Eisenbasismaterial gelöst, so steigt die Härte des Eisenbasismaterials. Wird das Silizium in Form des Fe-Mn-Si- Legierungspulvers zugesetzt und der Siliziumgehalt in dem Fe- Mn-Si-Legierungspulver wird auf einen Bereich von über 30 Masse% eingestellt, so erhöht sich aus diesem Grund die Härte des Fe-Mn-Si-Legierungspulvers, wobei sich dessen Komprimierbarkeit verschlechtert. Folglich ist es bevorzugt, dass der Siliziumgehalt in dem Fe-Mn-Si-Legierungspulver auf einen Bereich von 30 Masse% oder weniger eingestellt wird.
BEISPIELE
(Beispiel 1)
Fe-Mo-Legierungspulver mit einem mittleren Durchmesser (D₅₀) von 88 μm unter einem Sieb mit 100 Mesh und bestehend aus, in Masseprozent angegeben, Mo: 0.55 und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen, Fe-Mn-Legierungspulver mit einem mittleren Durchmesser (D₅₀) von 16 μm unter einem Sieb mit 200 Mesh und bestehend aus, in Masseprozent angegeben, Mn: 60 und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen, Fe-Mn(Fe-Mn-Si)-Legierungspulver mit einem mittleren Durchmesser (D₅₀) von 21 μm unter einem Sieb mit 200 Mesh und bestehend aus, in Masseprozent angegeben, Mn: 60, Si: 16.5 und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen, Kupferpulver unter einem Sieb mit 200 Mesh, und Graphitpulver unter einem Sieb mit 325 Mesh wurden hergestellt.
Um die pulverförmigen Ausgangsmaterialien anzumischen, wurden anschließend 1 Masse% an Kupferpulver und 0.6 Masse% an Graphitpulver zu dem Fe-Mo-Legierungspulver hinzugefügt, während das Verhältnis an Fe-Mn-Legierungspulver, wie in Tabelle 1 angegeben, verändert wurde. Die pulverförmigen Ausgangsmaterialien wurden bei einem Komprimierungsdruck von 600 MPa in Form quadratischer Säulen mit einer Länge von 10 mm, einer Breite von 60 mm und einer Höhe von 10 mm komprimiert, anschließend unter einer Mischgasatmosphäre bestehend aus Stickstoff und Wasserstoff bei einer Temperatur von 1160°C gesintert, und anschließend mit einer mittleren Kühlrate von 30°C/Minute auf einen Temperaturbereich von 900 bis 200°C abgekühlt, um die durch die Nummern 01 bis 22 angegebenen Sinterproben bereitzustellen. Die Zusammensetzung jeder Sinterprobe wurde in Tabelle 2 aufgelistet.

Die quadratischen, säulenförmigen Proben wurden mittels eines Zugtests mechanisch bearbeitet, um die entsprechenden Zugfestigkeiten zu messen. Anschließend wurden einige der quadratischen, säulenförmigen Proben dem Charpy-Schlagtest für ungekerbte Proben zugeführt, und somit die entsprechenden Charpy-Schlagzähigkeiten für ungekerbte Proben gemessen. Die Querschnitte der Sinterproben wurden mittels eines Mikroskops bei 500-facher Vergrößerung betrachtet und bildlich mittels eines Bildprozessors (WinROOF, hergestellt von MITANI CORPORATION) analysiert, um das Verhältnis von Martensitphase und Bainitphase, bezogen auf die Gesamtfläche des Basismaterials mit Ausnahme der Poren, zu messen. Die gemessenen Ergebnisse wurden in Tabelle 3 aufgelistet. In Tabelle 3 ist die Martensitphase als „MT-Phase” angegeben, und die Bainitphase ist als „B-Phase” angegeben. Es ist zu beachten, dass die Sinterproben, welche eine Zugfestigkeit von 700 MPa oder mehr und eine Charpy-Schlagzähigkeit von 17 J/cm² oder mehr aufweisen, die zuvor beschriebenen Tests bestehen. TABELLE 1

Proben-Nr.	Mischverhältnis, Masse%
	Fe-Mo-Legierungspulver	Fe-Mn-Legierungspulver				Kupferpulver	Graphitpulver
			Zusammensetzung, Masse%
			Fe	Mn	Si
01*	Rest	0.00	Rest	60.00	-	1.00	0.60
02*	Rest	0.41	Rest	60.00	-	1.00	0.60
03*	Rest	0.83	Rest	60.00	-	1.00	0.60
04*	Rest	1.25	Rest	60.00	-	1.00	0.60
05*	Rest	1.66	Rest	60.00	-	1.00	0.60
06*	Rest	2.00	Rest	60.00	-	1.00	0.60
07*	Rest	2.17	Rest	60.00	-	1.00	0.60
08*	Rest	2.50	Rest	60.00	-	1.00	0.60
09*	Rest	3.00	Rest	60.00	-	1.00	0.60
10*	Rest	3.33	Rest	60.00	-	1.00	0.60
11*	Rest	4.16	Rest	60.00	-	1.00	0.60
12*	Rest	0.00	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
13*	Rest	0.41	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
14	Rest	0.83	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
15	Rest	1.25	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
16	Rest	1.66	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
17	Rest	2.00	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
18	Rest	2.17	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
19	Rest	2.50	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
20	Rest	3.00	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
21	Rest	3.33	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
22*	Rest	4.16	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 2

Proben-Nr.	Zusammensetzung, Masse%
Proben-Nr.	Fe	Mn	Mo	Si	Cu	C
01*	Rest	0.00	0.54	-	1.00	0.55
02*	Rest	0.25	0.54	-	1.00	0.55
03*	Rest	0.50	0.54	-	1.00	0.55
04*	Rest	0.75	0.53	-	1.00	0.55
05*	Rest	1.00	0.53	-	1.00	0.55
06*	Rest	1.20	0.53	-	1.00	0.55
07*	Rest	1.30	0.53	-	1.00	0.55
08*	Rest	1.50	0.53	-	1.00	0.55
09*	Rest	1.80	0.52	-	1.00	0.55
10*	Rest	2.00	0.52	-	1.00	0.55
11*	Rest	2.50	0.52	-	1.00	0.55
12*	Rest	0.00	0.54	0	1.00	0.55
13*	Rest	0.25	0.54	0.07	1.00	0.55
14	Rest	0.50	0.54	0.14	1.00	0.55
15	Rest	0.75	0.53	0.21	1.00	0.55
16	Rest	1.00	0.53	0.27	1.00	0.55
17	Rest	1.20	0.53	0.33	1.00	0.55
18	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.55
19	Rest	1.50	0.53	0.41	1.00	0.55
20	Rest	1.80	0.52	0.49	1.00	0.55
21	Rest	2.00	0.52	0.55	1.00	0.55
22*	Rest	2.50	0.52	0.69	1.00	0.55

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 3

Proben-Nr.	Flächenanteil, bezogen auf das Basismaterial			Zugfestigkeit MPa	Schlag-zähigkeit J/cm²	Anmerkungen
Proben-Nr.	Mt-Phase	B-Phase	Andere	Zugfestigkeit MPa	Schlag-zähigkeit J/cm²	Anmerkungen
01*	1.6	97.7	0.7	582	18.0	Gehalt an Mn niedriger als unterer Grenzwert
02*	3.8	95.1	1.1	644	20.1	Gehalt an Mn niedriger als unterer Grenzwert
03*	5.8	90.0	4.2	700	21.2	Gehalt an Mn gleich unterem Grenzwert
04*	14.2	81.8	4.0	716	23.2
05*	24.4	70.9	4.7	738	24.0
06*	34.0	60.8	5.2	748	23.1
07*	38.8	55.1	6.1	767	22.4
08*	46.0	47.8	6.2	788	22.2
09*	56.4	37.2	6.4	780	20.2
10*	60.7	32.1	7.2	756	17.8	Gehalt an Mn gleich oberem Grenzwert
11*	68.0	24.5	7.5	678	14.1	Gehalt an Mn höher als oberer Grenzwert
12*	2.2	97.0	0.8	601	16.9	Gehalt an Mn niedriger als unterer Grenzwert
13*	4.7	94.3	1.0	678	18.9	Gehalt an Mn niedriger als unterer Grenzwert
14	7.7	88.9	3.4	734	20.2	Gehalt an Mn gleich unterem Grenzwert
15	18.4	76.7	4.9	765	22.4
16	34.2	61.1	4.7	799	23.7
17	41.5	52.3	6.2	812	23.1
18	50.0	44.3	5.7	835	21.7
19	57.4	36.8	5.8	856	21.0
20	62.2	32.5	5.3	855	19.3
21	68.8	26.0	5.2	804	17.2	Gehalt an Mn gleich oberem Grenzwert
22*	73.8	21.3	4.9	723	13.3	Gehalt an Mn höher als oberer Grenzwert

* Probe nicht erfindungsgemäß

Die Proben Nr. 01 bis 11 betreffen die Beispiele, in welchen das Si-freie Fe-Mn-Legierungspulver verwendet wird. Gemäß diesen Proben stellt man fest, dass sich mit steigendem Mangangehalt die Menge an Martensitphase erhöht, während sich die Menge an Bainitphase verringert. In diesem Fall erhöht sich die Zugfestigkeit bei einem Mangangehalt im Bereich von 1.5 bis 1.8 Masse% tendenziell. Da die Martensitphase ähnlich wie jene, die unmittelbar nach dem Abschrecken erhalten wird, empfindlich und nicht getempert ist, verringert sich unter der Bedingung, dass bei stark steigendem Mangangehalt die Martensitphase stark zunimmt und die Bainitphase stark abnimmt, indessen die Zugfestigkeit.
Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass eine Zugfestigkeit von 700 MPa oder mehr und eine Charpy-Schlagzähigkeit von 17 J/cm² oder mehr bei einem Mangangehalt im Bereich von 0.5 bis 2 Masse% realisiert werden kann (siehe Proben Nr. 03 bis 10).
Die Proben Nr. 12 bis 22 betreffen die Beispiele, in welchen das Si-haltige Fe-Mn-Legierungspulver verwendet wird, und zeigen sodann ähnliche Tendenzen wie die Proben Nr. 01 bis 11. Und zwar stellt man fest, dass sich mit steigendem Mangangehalt die Menge an Martensitphase erhöht, während sich die Menge an Bainitphase verringert. In diesem Fall erhöht sich die Zugfestigkeit bei einem Mangangehalt im Bereich von 1.5 bis 1.8 Masse% tendenziell. Allerdings verringert sich die Zugfestigkeit unter der Bedingung, dass bei stark steigendem Mangangehalt die Martensitphase stark zunimmt und die Bainitphase stark abnimmt. Die Charpy-Schlagzähigkeit erhöht sich mit steigendem Mangangehalt im Bereich von 1 Masse% oder mehr, verringert sich jedoch tendenziell, wenn der Mangangehalt 1 Masse% stark übersteigt. Im Falle, dass das Si-haltige Fe-Mn-Legierungspulver verwendet wird, wird das Basismaterial darüber hinaus verstärkt, so dass sich die Zugfestigkeit erhöht. Allerdings verschlechtert sich die Charpy-Schlagzähigkeit im Vergleich zu dem Fall, in welchem das Si-freie Fe-Mn-Legierungspulver verwendet wird, etwas.
Im Falle, dass das Si-haltige Fe-Mn-Legierungspulver verwendet wird, ist ersichtlich, dass eine Zugfestigkeit von 700 MPa oder mehr und eine Charpy-Schlagzähigkeit von 17 J/cm² oder mehr bei einem Mangangehalt im Bereich von 0.5 bis 2 Masse% realisiert werden kann (siehe Proben Nr. 14 bis 21).
(Beispiel 2)
Das in Beispiel 1 jeweils verwendete Fe-Mo-Legierungspulver (Mo: 0.55 Masse%), Kupferpulver und Graphitpulver, sowie das in Tabelle 4 angegebene Fe-Mn(Fe-Mn-Si)-Legierungspulver wurden hergestellt. Um die entsprechenden pulverförmigen Ausgangsmaterialien anzumischen, wurden diese Legierungspulver anschließend in den in Tabelle 4 angegebenen Verhältnissen gemischt. Die auf diese Weise erhaltenen pulverförmigen Ausgangsmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 komprimiert bzw. gesintert, um die Sinterproben 23 bis 29 bereitzustellen. Die Zusammensetzungen der Sinterproben wurden in Tabelle 5 aufgelistet.

Die Sinterproben wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 untersucht, um deren Zugfestigkeiten und Charpy-Schlagzähigkeiten zu messen, und um durch Analyse ihrer Metallstrukturen das Verhältnis der das Basismaterial mit Ausnahme der Poren besetzenden Martensitphase und Bainitphase zu bestimmen. Die gemessenen Ergebnisse wurden in Tabelle 6 aufgelistet. In den Tabellen 4 bis 6 wurden auch die Ergebnisse der in Beispiel 1 erhaltenen Sinterproben 07 und 18 aufgelistet. TABELLE 4

Proben-Nr.	Mischverhältnis, Masse%
		Fe-Mn-Legierungspulver				Kupferpulver	Graphitpulver
	Fe-Mo-Legierungspulver		Zusammensetzung, Masse%
	Fe-Mo-Legierungspulver		Fe	Mn	Si
07*	Rest	2.17	Rest	60.00	-	1.00	0.60
23	Rest	2.17	Rest	60.00	5.00	1.00	0.60
24	Rest	2.17	Rest	60.00	10.00	1.00	0.60
25	Rest	2.17	Rest	60.00	15.00	1.00	0.60
18	Rest	2.17	Rest	60.00	16.50	1.00	0.60
26	Rest	2.17	Rest	60.00	20.00	1.00	0.60
27	Rest	2.17	Rest	60.00	25.00	1.00	0.60
28	Rest	2.17	Rest	60.00	30.00	1.00	0.60
29*	Rest	2.17	Rest	60.00	35.00	1.00	0.60

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 5

Proben-Nr.	Zusammensetzung, Masse%
Proben-Nr.	Fe	Mn	Mo	Si	Cu	C
07*	Rest	1.30	0.53	-	1.00	0.55
23	Rest	1.30	0.53	0.11	1.00	0.55
24	Rest	1.30	0.53	0.22	1.00	0.55
25	Rest	1.30	0.53	0.33	1.00	0.55
18	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.55
26	Rest	1.30	0.53	0.43	1.00	0.55
27	Rest	1.30	0.53	0.54	1.00	0.55
28	Rest	1.30	0.53	0.65	1.00	0.55
29*	Rest	1.30	0.53	0.76	1.00	0.55

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 6

Proben-Nr.	Flächenanteil, bezogen auf das Basismaterial			Zugfestig-keit MPa	Schlag-zähigkeit J/cm²	Anmerkungen
Proben-Nr.	Mt-Phase	B-Phase	Andere	Zugfestig-keit MPa	Schlag-zähigkeit J/cm²	Anmerkungen
07*	38.8	55.1	6.1	767	22.4
23	41.1	52.1	6.8	788	23.1
24	44.4	49.9	5.7	802	22.8
25	48.2	47.0	4.8	820	22.1
18	50.0	44.3	5.7	835	21.7
26	54.3	40.2	5.5	844	21.2
27	58.9	34.5	6.6	842	20.4
28	63.1	28.8	8.1	822	18.6	Gehalt an Si gleich oberem Grenzwert
29*	67.7	22.2	10.1	801	16.4	Gehalt an Si höher als oberer Grenzwert

* Probe nicht erfindungsgemäß

Der Einfluss von Silizium in den entsprechenden gesinterten Legierungen kann den Proben Nr. 07, 18, 23 bis 29 entnommen werden, wenn den gesinterten Legierungen Silizium zugesetzt wird. Im Vergleich zu Probe Nr. 07, welche kein Silizium enthält, erhöht sich in den siliziumhaltigen Proben Nr. 18, 23 bis 29 mit steigendem Siliziumgehalt tendenziell die Menge an Martensitphase, und verringert sich tendenziell die Menge an Bainitphase. Gemäß dieser Tendenz erhöht sich die Zugfestigkeit bis zu etwa 0.43 Masse% an Silizium. Da die Martensitphase ähnlich wie jene, die unmittelbar nach dem Abschrecken erhalten wird, empfindlich und nicht getempert ist, verringert sich unter der Bedingung, dass bei stark steigendem Siliziumgehalt die Martensitphase zunimmt und die Bainitphase abnimmt, indessen die Zugfestigkeit tendenziell. Die Charpy-Schlagzähigkeit erreicht ein Maximum bei 0.11 Masse% an Silizium und verringert sich bei einem Anstieg des Siliziumsgehalts auf über 0.11 Masse% tendenziell. Folglich verbessert der Zusatz von Silizium die Zugfestigkeit, verschlechtert jedoch die Charpy-Schlagzähigkeit. Es ist somit ersichtlich, dass der Siliziumgehalt bevorzugt auf einen Bereich von 0.5 Masse% oder weniger eingestellt wird, um die Charpy-Schlagzähigkeit in einen Bereich von 17 J/cm² oder mehr zu bringen.
Für den Fall, dass das Silizium in dem Fe-Mn-Legierungspulver enthalten ist, ist darüber hinaus ersichtlich, dass der Siliziumgehalt in dem Fe-Mn-Legierungspulver auf einen Bereich von 30 Masse% oder weniger eingestellt wird (siehe Proben Nr. 18, 23 bis 28).
(Beispiel 3)
Die Fe-Mo-Legierungspulver mit den in Tabelle 7 jeweils dargestellten Zusammensetzungen wurden hergestellt, während jeweils das in Beispiel 1 verwendete Kupferpulver, Graphitpulver, und das aus, in Masseprozent angegeben, Mn: 60, Si: 16.5, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen bestehende Fe-Mn(Fe-Mn-Si)-Legierungspulver hergestellt wurde. Um die entsprechenden pulverförmigen Ausgangsmaterialien anzumischen, wurden diese Legierungspulver anschließend in den in Tabelle 7 angegebenen Verhältnissen gemischt. Die auf diese Weise erhaltenen pulverförmigen Ausgangsmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 komprimiert bzw. gesintert, um die Sinterproben 30 bis 37 bereitzustellen. Die Zusammensetzungen der Sinterproben wurden in Tabelle 8 aufgelistet.

Die Sinterproben wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 untersucht, um deren Zugfestigkeiten und Charpy-Schlagzähigkeiten zu messen, und um durch Analyse ihrer Metallstrukturen das Verhältnis der das Basismaterial mit Ausnahme der Poren besetzenden Martensitphase und Bainitphase zu bestimmen. Die gemessenen Ergebnisse wurden in Tabelle 9 aufgelistet. In den Tabellen 7 bis 9 wurden auch die Ergebnisse der in Beispiel 1 erhaltenen Sinterprobe 18 aufgelistet. TABELLE 7

Proben-Nr.	Mischverhältnis, Masse%
	Fe-Mo-Legierungspulver			Fe-Mn-Legierungspulver	Kupferpulver	Graphitpulver
		Zusammensetzung, Masse%
		Fe	Mo
30*	Rest	Rest	-	2.17	1.00	0.60
31	Rest	Rest	0.31	2.17	1.00	0.60
18	Rest	Rest	0.55	2.17	1.00	0.60
32	Rest	Rest	0.80	2.17	1.00	0.60
33	Rest	Rest	1.00	2.17	1.00	0.60
34	Rest	Rest	1.20	2.17	1.00	0.60
35	Rest	Rest	1.40	2.17	1.00	0.60
36	Rest	Rest	1.66	2.17	1.00	0.60
37*	Rest	Rest	2.00	2.17	1.00	0.60

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 8

Proben-Nr.	Zusammensetzung, Masse%
Proben-Nr.	Fe	Mn	Mo	Si	Cu	C
30*	Rest	1.30	-	0.36	1.00	0.55
31	Rest	1.30	0.30	0.36	1.00	0.55
18	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.55
32	Rest	1.30	0.77	0.36	1.00	0.55
33	Rest	1.30	0.96	0.36	1.00	0.55
34	Rest	1.30	1.16	0.36	1.00	0.55
35	Rest	1.30	1.35	0.36	1.00	0.55
36	Rest	1.30	1.60	0.36	1.00	0.55
37*	Rest	1.30	1.93	0.36	1.00	0.55

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 9

Proben-Nr.	Flächenanteil, bezogen auf das Basismaterial			Zugfestigkeit MPa	Schlagzähigkeit J/cm²	Anmerkungen
Proben-Nr.	Mt-Phase	B-Phase	Andere	Zugfestigkeit MPa	Schlagzähigkeit J/cm²	Anmerkungen
30*	2.7	56.0	41.3	425	28.1	Gehalt an Mo niedriger als unterer Grenzwert
31	34.6	55.5	9.9	700	25.3	Gehalt an Mo gleich unterem Grenzwert
18	50.0	44.3	5.7	835	21.7
32	56.7	39.2	4.1	867	19.4
33	62.8	34.0	3.2	902	18.8
34	65.0	32.4	2.6	935	18.2
35	68.6	27.6	3.8	974	17.6
36	70.0	25.0	5.0	952	17.0	Gehalt an Mo gleich oberem Grenzwert
37*	75.6	18.6	5.8	823	14.8	Gehalt an Mo höher als oberer Grenzwert

* Probe nicht erfindungsgemäß

Der Einfluss von Molybdän in den entsprechenden gesinterten Legierungen kann den Proben Nr. 18, 30 bis 37 entnommen werden, wenn den gesinterten Legierungen Molybdän zugesetzt wird. Im Vergleich zu Probe Nr. 30, welche kein Molybdän enthält, erhöht sich in den molybdänhaltigen Proben Nr. 18, 31 bis 37 mit steigendem Molybdängehalt tendenziell die Menge an Martensit, und verringert sich tendenziell die Menge an Bainitphase. Gemäß dieser Tendenz erhöht sich die Zugfestigkeit bis zu etwa 1.35 Masse% an Molybdän. Da sich mit stark steigendem Molybdängehalt die Menge an Martensitphase erhöht und sich die Menge an Bainitphase verringert, verringert sich indessen die Zugfestigkeit tendenziell. Darüber hinaus verringert sich mit steigendem Molybdängehalt tendenziell die Charpy-Schlagzähigkeit. Beträgt der Molybdängehalt über 1.6 Masse%, verringert sich die Charpy-Schlagzähigkeit auf einen Bereich von 17 J/cm² oder weniger.
Es ist somit ersichtlich, dass der Molybdängehalt bevorzugt auf einen Bereich von 1.6 Masse% oder weniger eingestellt wird, um die Charpy-Schlagzähigkeit in einen Bereich von 17 J/cm² oder mehr zu bringen (siehe Proben Nr. 18, 31 bis 36).
(Beispiel 4)
Das in Beispiel 1 jeweils verwendete Fe-Mo-Legierungspulver, Kupferpulver, Graphitpulver, und das aus, in Masseprozent angegeben, Mn: 60, Si: 16.5, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen bestehende Fe-Mn(Fe-Mn-Si)-Legierungspulver wurde hergestellt. Um die entsprechenden pulverförmigen Ausgangsmaterialien herzustellen, wurden diese Legierungspulver anschließend mit den in Tabelle 10 angegebenen, jeweils unterschiedlichen Kupfermengen gemischt. Die auf diese Weise erhaltenen pulverförmigen Ausgangsmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 komprimiert bzw. gesintert, um die Sinterproben 38 bis 45 bereitzustellen. Die Zusammensetzungen der Sinterproben wurden in Tabelle 11 aufgelistet.

Die Sinterproben wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 untersucht, um deren Zugfestigkeiten und Charpy-Schlagzähigkeiten zu messen, und um durch Analyse ihrer Metallstrukturen das Verhältnis der das Basismaterial mit Ausnahme der Poren besetzenden Martensitphase und Bainitphase zu bestimmen. Die gemessenen Ergebnisse wurden in Tabelle 12 aufgelistet. In den Tabellen 10 bis 12 wurden auch die Ergebnisse der in Beispiel 1 erhaltenen Sinterprobe 18 aufgelistet. TABELLE 10

Proben-Nr.	Mischverhältnis, Masse%
Proben-Nr.	Fe-Mo-Legierungspulver	Fe-Mn-Legierungspulver	Kupferpulver	Graphitpulver
38*	Rest	2.17	-	0.60
39*	Rest	2.17	0.20	0.60
40	Rest	2.17	0.40	0.60
41	Rest	2.17	0.60	0.60
42	Rest	2.17	0.80	0.60
18	Rest	2.17	1.00	0.60
43	Rest	2.17	1.25	0.60
44	Rest	2.17	1.50	0.60
45*	Rest	2.17	1.75	0.60

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 11

Proben-Nr.	Zusammensetzung, Masse%
Proben-Nr.	Fe	Mn	Mo	Si	Cu	C
38*	Rest	1.30	0.54	0.36	-	0.55
39*	Rest	1.30	0.53	0.36	0.20	0.55
40	Rest	1.30	0.53	0.36	0.40	0.55
41	Rest	1.30	0.53	0.36	0.60	0.55
42	Rest	1.30	0.53	0.36	0.80	0.55
18	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.55
43	Rest	1.30	0.53	0.36	1.25	0.55
44	Rest	1.30	0.53	0.36	1.50	0.55
45*	Rest	1.30	0.53	0.36	1.75	0.55

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 12

Proben-Nr.	Flächenanteil, bezogen auf das Basismaterial			Zugfestigkeit MPa	Schlagzähigkeit J/cm²	Anmerkungen
Proben-Nr.	Mt-Phase	B-Phase	Andere	Zugfestigkeit MPa	Schlagzähigkeit J/cm²	Anmerkungen
38*	0.8	94.0	5.2	620	13.6	Gehalt an Cu niedriger als unterer Grenzwert
39*	3.0	91.1	5.9	689	15.9	Gehalt an Cu niedriger als unterer Grenzwert
40	5.0	90.0	5.0	744	17.2	Gehalt an Cu gleich unterem Grenzwert
41	22.1	69.7	8.2	794	19.9
42	36.1	58.8	5.1	812	21.0
18	50.0	44.3	5.7	835	21.7
43	58.9	34.1	7.0	836	20.7
44	70.0	25.0	5.0	842	19.5	Gehalt an Cu gleich oberem Grenzwert
45*	83.2	16.5	0.3	849	15.5	Gehalt an Cu höher als oberer Grenzwert

* Probe nicht erfindungsgemäß

Der Einfluss von Kupfer in den entsprechenden gesinterten Legierungen kann den Proben Nr. 18, 38 bis 45 entnommen werden, wenn den gesinterten Legierungen Kupfer zugesetzt wird. In Probe Nr. 38, welche kein Kupfer enthält, ist der Sinterprozess nicht hinreichend fortgeschritten und die Diffusion des Fe-Mo-Legierungspulvers ist ebenfalls hinreichend fortgeschritten, da während des korrespondierenden Sinterprozesses keine flüssige Kupferphase erzeugt wird. Da die Menge an Martensit gering ist, verringern sich darüber hinaus die Zugfestigkeit und die Charpy-Schlagzähigkeit. In den kupferhaltigen Proben Nr. 18, 39 bis 45 erhöht sich mit steigendem Kupfergehalt die Menge an flüssiger Kupferphase, wodurch sich die Dichte der korrespondierenden gesinterten Legierung erhöht. Da mit steigender Menge an flüssiger Kupferphase die Diffusion des Fe-Mo-Legierungspulvers voranschreitet, erhöht sich mit steigendem Kupfergehalt darüber hinaus die Menge an Martensitphase und verringert sich die Menge an Bainitphase, während sich die korrespondierende Zugfestigkeit verringert. Allerdings muss der Kupfergehalt auf einen Bereich von 0.4 Masse% oder mehr eingestellt werden, um die Zugfestigkeit in einen Bereich von 700 MPa oder mehr zu bringen.
Die Charpy-Schlagzähigkeit erhöht sich mit steigendem Kupfergehalt bis zu etwa 1 Masse% an Kupfer, verringert sich bei einem Kupfergehalt von über 1 Masse% jedoch tendenziell. Der Kupfergehalt muss auf einen Bereich von 0.4 bis 1.5 Masse% eingestellt werden, um die Charpy-Schlagzähigkeit in einen Bereich von 17 J/cm² zu bringen. Folglich verbessern sich die Zugfestigkeit und die Charpy-Schlagzähigkeit, wenn der korrespondierenden gesinterten Legierung Kupfer zugesetzt wird. Allerdings muss der Kupfergehalt auf einen Bereich von 0.4 bis 1.5 Masse% eingestellt werden, um die Zugfestigkeit auf einen Bereich von 700 MPa oder mehr einzustellen und die Charpy-Schlagzähigkeit auf einen Bereich von 17 J/cm² oder mehr einzustellen (siehe Proben Nr. 18, 40 bis 44).
(Beispiel 5)
Das in Beispiel 1 jeweils verwendete Fe-Mo-Legierungspulver, Kupferpulver, Graphitpulver, und das aus, in Masseprozent angegeben, Mn: 60, Si: 16.5, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen bestehende Fe-Mn(Fe-Mn-Si)-Legierungspulver wurde hergestellt. Um die entsprechenden pulverförmigen Ausgangsmaterialien anzumischen, wurden diese Legierungspulver anschließend mit den in Tabelle 13 angegebenen, jeweils unterschiedlichen Mengen an Graphitpulver gemischt. Die auf diese Weise erhaltenen pulverförmigen Ausgangsmaterialien wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 komprimiert bzw. gesintert, um die Sinterproben 46 bis 51 bereitzustellen. Die Zusammensetzungen der Sinterproben wurden in Tabelle 14 aufgelistet.

Die Sinterproben wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 untersucht, um deren Zugfestigkeiten und Charpy-Schlagzähigkeiten zu messen, und um durch Analyse ihrer Metallstrukturen das Verhältnis der das Basismaterial mit Ausnahme der Poren besetzenden Martensitphase und Bainitphase zu bestimmen. Die gemessenen Ergebnisse wurden in Tabelle 15 aufgelistet. In den Tabellen 13 bis 15 wurden auch die Ergebnisse der in Beispiel 1 erhaltenen Sinterprobe 18 aufgelistet. TABELLE 13

Proben-Nr.	Mischverhältnis, Masse%
Proben-Nr.	Fe-Mo-Legierungspulver	Fe-Mn-Legierungspulver	Kupferpulver	Graphitpulver
46*	Rest	2.17	1.00	0.35
47	Rest	2.17	1.00	0.45
48	Rest	2.17	1.00	0.55
18	Rest	2.17	1.00	0.60
49	Rest	2.17	1.00	0.65
50	Rest	2.17	1.00	0.75
51*	Rest	2.17	1.00	0.85

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 14

Proben-Nr.	Zusammensetzung, Masse%
Proben-Nr.	Fe	Mn	Mo	Si	Cu	C
46*	Rest	1.30	0.54	0.36	1.00	0.31
47	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.40
48	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.49
18	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.55
49	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.60
50	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.70
51*	Rest	1.30	0.53	0.36	1.00	0.78

* Probe nicht erfindungsgemäß TABELLE 15

Proben-Nr.	Flächenanteil, bezogen auf das Basismaterial			Zugfestigkeit MPa	Schlagzähigkeit J/cm²	Anmerkungen
Proben-Nr.	Mt-Phase	B-Phase	Andere	Zugfestigkeit MPa	Schlagzähigkeit J/cm²	Anmerkungen
46*	23.4	54.1	22.5	622	29.2	Gehalt an C niedriger als unterer Grenzwert
47	33.1	59.4	7.5	742	26.7	Gehalt an C gleich unterem Grenzwert
48	38.6	52.3	9.1	794	24.5
18	50.0	44.3	5.7	835	21.7
49	54.7	40.4	4.9	830	20.9
50	63.1	32.4	4.5	815	20.2	Gehalt an C gleich oberem Grenzwert
51*	72.2	24.3	3.5	768	16.8	Gehalt an C höher als oberer Grenzwert

* Probe nicht erfindungsgemäß

Der Einfluss von Kohlenstoff in den entsprechenden gesinterten Legierungen kann den Proben Nr. 18, 46 bis 51 entnommen werden, wenn den gesinterten Legierungen Kohlenstoff zugesetzt wird. In der Probe Nr. 46, welche unter 0.4 Masse an Kohlenstoff enthält, resultiert eine geringe Zugfestigkeit, da der das Basismaterial verstärkende Kohlenstoff lediglich in geringer Menge enthalten ist. In Probe Nr. 47, welche 0.4 Masse% an Kohlenstoff enthält, erhöht sich die Zugfestigkeit demgegenüber auf über 700 MPa, da der das Basismaterial verstärkende Kohlenstoff in ausreichender Menge enthalten ist. Darüber hinaus erhöht sich mit steigendem Kohlenstoffgehalt die Zugfestigkeit bis zu 0.55 Masse% an Kohlenstoff, verringert sich bei über 0.55 Masse% jedoch tendenziell. Andererseits verringert sich mit steigendem Kohlenstoffgehalt die Charpy-Schlagzähigkeit tendenziell. Konkret verringert sich die Charpy-Schlagzähigkeit auf einen Bereich von unter 17 J/cm², wenn der Kohlenstoffgehalt auf einen Bereich von über 0.7 Masse% eingestellt wird.
Da sich die Zugfestigkeit bei einem Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0.4 Masse% oder mehr erhöht und sich die Charpy-Schlagzähigkeit bei einem Kohlenstoffgehalt im Bereich von über 0.7 Masse% auf unter 17 J/cm² verringert, ist es ersichtlich, dass der Kohlenstoffgehalt auf einen Bereich von 0.4 bis 0.7 Masse% eingestellt wird, um sowohl einer Zugfestigkeit von 700 MPa oder mehr und einer Charpy-Schlagzähigkeit von 17 J/cm² oder mehr Rechnung zu tragen (siehe Proben Nr. 18, 47 bis 50).
(Beispiel 6)
Das gleiche pulverförmige Ausgangsmaterial wie in Probe Nr. 18 gemäß Beispiel 1 wurde verwendet und komprimiert. Im Anschluss an den korrespondierenden Sinterprozess wurden sodann, wie in Tabelle 16 angegeben, die Sintertemperatur und die mittlere Kühlrate in einem Temperaturbereich von 900 bis 200°C verändert, um die Sinterproben 52 bis 63 bereitzustellen. Die Sinterproben wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 untersucht, um deren Zugfestigkeiten und Charpy-Schlagzähigkeiten zu messen, und um durch Analyse ihrer Metallstrukturen das Verhältnis der das Basismaterial mit Ausnahme der Poren besetzenden Martensitphase und Bainitphase zu bestimmen. Die gemessenen Ergebnisse wurden in Tabelle 16 aufgelistet. In Tabelle 16 wurden auch die Ergebnisse der in Beispiel 1 erhaltenen Sinterprobe 18 aufgelistet.
Der Einfluss der Veränderung der Sintertemperatur auf die entsprechenden gesinterten Legierungen kann den Proben Nr. 18, 52 bis 57 entnommen werden. In der Probe Nr. 52, in welcher die Sintertemperatur auf einen Bereich von unter 1120°C eingestellt ist, ist die Martensitphase in geringer Menge enthalten, da der Sinterprozess nicht hinreichend fortgeschritten ist, und somit keine hinreichende Diffusion des Fe-Mn-Legierungspulvers stattgefunden hat. Aus diesem Grund verringern sich die Zugfestigkeit und die Charpy-Schlagzähigkeit. Andererseits ist in Probe Nr. 53, in welcher die Sintertemperatur auf 1120°C eingestellt ist, eine hinreichende Menge an Martensitphase vorhanden, da der Sinterprozess hinreichend fortgeschritten ist, um die Dichte des Sinterkörpers zu erhöhen, und eine hinreichende Diffusion des Fe-Mn-Legierungspulvers stattgefunden hat. Aus diesem Grund erhöht sich die Zugfestigkeit auf 700 MPa oder mehr, und die Charpy-Schlagzähigkeit erhöht sich auf 17 J/cm² oder mehr.
Wird die Sintertemperatur stark erhöht, so resultiert aufgrund eines Fortschreitens des Sinterprozesses eine starke Erhöhung der Zugfestigkeit und der Charpy-Schlagzähigkeit. In der Probe Nr. 57, in welcher die Sintertemperatur auf einen Bereich von über 1200°C eingestellt ist, verliert die Sinterprobe allerdings ihre Form, so dass der Sintertest beendet wurde. Es ist somit ersichtlich, dass die Sintertemperatur auf einen Bereich von 1120 bis 1200°C eingestellt werden sollte.
Der Einfluss der mittleren Kühlrate bis zum Temperaturbereich von 900 bis 200°C in den entsprechenden gesinterten Legierungen während des auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozesses kann den Proben Nr. 18, 58 bis 63 entnommen werden. In der Probe Nr. 58, in welcher die mittlere Kühlrate auf einen Bereich von unter 10°C/Minute eingestellt ist, erfolgt in dem auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozess keine Abschreckung, so dass sich aufgrund unzureichender Bildung von Martensitphase die Zugfestigkeit und die Charpy-Schlagzähigkeit verringern. Andererseits erfolgt in Probe Nr. 59, in welcher die mittlere Kühlrate auf 10°C/Minute eingestellt ist, in dem auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozess eine hinreichende Abschreckung, so dass sich aufgrund hinreichender Bildung von Martensitphase die Zugfestigkeit auf einen Bereich von 700 MPa oder mehr erhöht, und sich die Charpy-Schlagzähigkeit auf einen Bereich von 17 J/cm² oder mehr erhöht. Darüber hinaus erhöht sich mit steigender mittlerer Kühlrate die Wahrscheinlichkeit einer Abschreckung, so dass sich mit steigender Menge an Martensitphase die Zugfestigkeit erhöht.
Allerdings ist die Martensitphase ähnlich wie jene, welche unmittelbar nach dem Abschrecken erhalten wird, empfindlich und nicht getempert. In der Probe Nr. 63, in welcher die mittlere Kühlrate auf einen Bereich von über 60°C/Minute eingestellt ist, resultiert aufgrund der Anwesenheit eines Überschusses an empfindlicher Martensitphase daher eine signifikante Verringerung der Zugfestigkeit auf unter 700 MPa. In einem Bereich von 30°C/Minute oder weniger erhöht sich die Charpy-Schlagzähigkeit tendenziell, verringert sich in einem Bereich von über 30°C/Minute jedoch tendenziell. In der Probe Nr. 63, in welcher die mittlere Kühlrate über 60°C/Minute liegt, verringert sich die Charpy-Schlagzähigkeit auf unter 17 J/cm².
Es ist somit ersichtlich, dass die mittlere Kühlerrate bis zum Temperaturbereich von 900 bis 200°C während des auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozesses auf einen Bereich von 10 bis 60°C/Minute eingestellt werden sollte (siehe Proben Nr. 18, 59 bis 62).
In den Beispielen 1–6 weisen die Proben eine Zugfestigkeit von 700 MPa oder mehr und eine Charpy-Schlagzähigkeit von 17 J/cm² auf, und enthalten 5.0 bis 70% an Martensitphase und 25.0 bis 90% an Bainitphase.
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Die gesinterte Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung weist durch Einstellung ihrer Metallstruktur sowohl eine hohe mechanische Festigkeit als auch Zähigkeit auf, und wird bevorzugt für eine Synchronnabe und ähnliche Gegenstände, welche wiederholt Stößen ausgesetzt sind, verwendet.

Claims

Gesinterte Legierung auf Fe-Basis, welche, in Masseprozent angegeben, im wesentlichen aus Mn: 0.5 bis 2.0, Mo: 0.3 bis 1.6, Cu: 0.4 bis 1.5, C: 0.4 bis 0.7, Si: 0.11 bis 0.65, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und eine Metallstruktur aufweist, welche aus 5 bis 70% Martensitphase, bezogen auf ein Basismaterial mit Ausnahme der Poren, und 25 bis 90% an Bainitphase, bezogen auf das Basismaterial mit Ausnahme der Poren, hergestellt ist.
Gesinterte Legierung auf Fe-Basis nach Anspruch 1, wobei die Gesamtmenge an Martensitphase und Bainitphase, bezogen auf das Basismaterial, auf 90% oder mehr eingestellt ist.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Fe-Basis, umfassend: einen Schritt der Erzeugung eines pulverförmigen Ausgangsmaterials, welcher das Mischen von Fe-Mo-Legierungspulver, das im wesentlichen aus Mo und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, Fe-Mn-Legierungspulver, das im wesentlichen aus Mn und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, mindestens einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Kupferpulver, einem Cu-Mn-Legierungspulver mit einer Liquiduslinien-Temperatur von 1120°C oder weniger und einem Fe-Cu-Mn-Legierungspulver mit einer Liquiduslinien-Temperatur von 1120°C oder weniger, sowie Graphitpulver vorsieht, wobei ein pulverförmiges Ausgangsmaterial erzeugt wird, welches, in Masseprozent angegeben, im wesentlichen aus Mn: 0.5 bis 2.0, Mo: 0.3 bis 1.6, Cu: 0.4 bis 1.5, C: 0.4 bis 0.7, und einem Rest an Fe plus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; einen Kompaktierschritt, welcher das Komprimieren und Kompaktieren des pulverförmigen Ausgangsmaterials, das in dem Schritt der Erzeugung des pulverförmigen Ausgangsmaterials erhalten wurde, in einer Matrize vorsieht; und einen Sinterschritt, welcher das Sintern eines Grünlings, der in dem Kompaktierschritt erhalten wurde, in einem Temperaturbereich von 1120 bis 1200°C unter nichtoxidierender Atmosphäre, und das anschließende Abkühlen des hierbei erhaltenen Sinterkörpers auf einen Temperaturbereich von 900 bis 200°C bei einer mittleren Kühlrate im Bereich von 10 bis 60°C/Minute vorsieht.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 3, wobei der mittlere Durchmesser des Fe-Mn-Legierungspulvers auf einen Bereich von 45 μm oder weniger eingestellt ist.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 4, wobei das Fe-Mn-Legierungspulver mit 50 Masse% oder mehr an das Fe-Mo-Legierungspulver anhaftet oder gebunden ist.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 3, wobei der Gehalt an Mangan (Mn) in dem Fe-Mn-Legierungspulver auf einen Bereich von 35 bis 90 Masse% eingestellt ist.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 3, wobei das Fe-Mn-Legierungspulver 30 Masse% oder mehr an Silizium (Si) enthält.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 3, wobei der Sinterkörper in dem auf den Sinterprozess folgenden Kühlprozess, nachdem der Sinterkörper auf einen Temperaturbereich von 100°C oder weniger gekühlt worden ist, erwärmt und in einem Temperaturbereich von 150 bis 300°C gehalten wird, oder der Sinterkörper in einem Temperaturbereich von 150 bis 300°C gehalten wird.