DE112005000921B4

DE112005000921B4 - Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis und eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis

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Publication number: DE112005000921B4
Application number: DE112005000921T
Authority: DE
Inventors: Mikio Kondoh; Nobuhiko Matsumoto; Toshitake Miyake; Shigehide Takemoto; Hitoshi Tanino
Original assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2004-04-23
Filing date: 2005-04-22
Publication date: 2013-08-01
Anticipated expiration: 2025-04-23
Also published as: US9017601B2; DE112005000921A5; US20080025866A1; JP2005336609A; US20100074790A1; JP4440163B2; JP2005336608A; CN1946865A; WO2005103315A1; JP4480084B2; DE112005000921T5; CN1946865B

Abstract

Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis, wobei das Herstellungsverfahren dadurch gekennzeichnet ist, dass es umfasst: einen Pressschritt des Herstellens eines Pulverpresskörpers durch Formpressen eines Ausgangsmaterials, wobei der Pressdruck des Pressschritts 1150 MPa oder mehr beträgt, bei dem ein Fe-System-Pulver, das aus mindestens einem von reinem Eisen und einer Eisenlegierung zusammengesetzt ist, mit einem Verstärkungspulver gemischt ist, das aus einem Fe-Mn-Si-Pulver aufgebaut ist, das aus Fe, Mn und Si zusammengesetzt ist, wobei das Zusammensetzungsverhältnis (Mn/Si) von Mn zu Si 1/3 bis 0,9 beträgt, und einen Sinterschritt des Erhitzens des Pulverpresskörpers zum Sintern des Pulverpresskörpers in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre.

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis und eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis, bei denen ein Ausgangsmaterialpulver gesintert wird, das Mangan (Mn) und Silizium (Si) umfasst. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis, die bezüglich der Festigkeit oder der Abmessungsstabilität gut ist und eine Cu-Freiheit oder Ni-Freiheit bei verminderten Kosten ermöglicht (nachstehend wird diese Erfindung als eine „erste Erfindung” bezeichnet). Darüber hinaus betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis mit hoher Dichte, das eine hohe Festigkeit und eine gute Abmessungsstabilität aufweist (nachstehend wird diese Erfindung als eine „zweite Erfindung” bezeichnet).
Technischer Hintergrund
Hintergrund der ersten Erfindung
Zur Senkung der Herstellungskosten für Strukturelemente, wie z. B. mechanischen Komponententeilen, kann die Verwendung von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis in Betracht gezogen werden, die durch Erhitzen von Pulverpresskörpern gesintert werden, welche durch Formpressen von Ausgangsmaterialpulvern hergestellt werden, in denen Eisen als Hauptkomponente vorliegt. Wenn Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis verwendet werden, können Produkte (Sinterkörper) erhalten werden, die den Endkonfigurationen nahe kommen, und demgemäß ist es möglich, die Senkung der Herstellungskosten oder der Materialkosten von Strukturelementen durch eine Verminderung der Bearbeitung oder eine Verbesserung der Materialausbeute und dergleichen zu erreichen. Diesbezüglich werden die Festigkeit und die Abmessungsstabilität der Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis vor/nach dem Sintern wichtig.
Im Hinblick darauf wurden Sinterlegierungen auf Fe-Cu-C-System-Eisenbasis verbreitet verwendet, die durch Sintern von Pulverpresskörpern hergestellt werden, welche aus Ausgangsmaterialpulvern mit einer Fe-Cu-C-Zusammensetzung zusammengesetzt sind. Dies ist darauf zurückzuführen, dass Cu ein Element ist, das für die Festigkeitsverbesserung und für die Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern von Sinterlegierungen auf Eisenbasis effektiv ist. Daher wurde davon ausgegangen, dass im Gegensatz zu allgemeinen Eisen/Stahl-Legierungen in dem Fall von Sinterlegierungen auf Eisenbasis Cu eine praktisch essentielle Komponente ist.
Hintergrund der zweiten Erfindung
Zur Senkung der Herstellungskosten für Strukturelemente, wie z. B. mechanische Komponententeile, kann die Verwendung von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis in Betracht gezogen werden, die durch Erhitzen von Pulverpresskörpern gesintert werden, welche durch Formpressen von Ausgangsmaterialpulvern hergestellt werden, in denen Eisen als Hauptkomponente vorliegt. Wenn Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis verwendet werden, können Produkte (Sinterkörper) erhalten werden, die den Endkonfigurationen nahe kommen und demgemäß ist es möglich, die Senkung der Herstellungskosten oder der Materialkosten von Strukturelementen durch eine Verminderung der Bearbeitung oder eine Verbesserung der Materialausbeute und dergleichen zu erreichen. Diesbezüglich werden die Festigkeit und die Abmessungsstabilität der Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis vor/nach dem Sintern wichtig. Als Maßnahmen dafür wurden die folgenden Verfahren eingesetzt.
Erstens wurden Ausgangsmaterialpulver mit einer Fe-Cu-C-System-Zusammensetzung verwendet. Dies ist darauf zurückzuführen, dass Cu ein Element ist, das für die Festigkeitsverbesserung und für die Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern von Sinterlegierungen auf Eisenbasis effektiv ist. Selbst wenn jedoch Ausgangsmaterialpulver mit solchen Zusammensetzungen eingesetzt werden, können keine Sinterkörper mit hoher Festigkeit erhalten werden, wenn die Sinterkörperdichte niedrig ist. Darüber hinaus sind Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis, die Cu umfassen, auch im Hinblick auf die Kosten, im Hinblick auf das Recycling und dergleichen nicht bevorzugt.
Als Verfahren zur Erhöhung der Dichte von Sinterkörpern kann ein Verfahren in Betracht gezogen werden, bei dem ein Doppelpressen und ein Doppelsintern (2P2S) durchgeführt werden. Da jedoch bei diesem Verfahren ein Pressen und Formen wiederholt durchgeführt werden, verursacht es einen Kostenanstieg bei den Sinterkörpern, so dass dies nicht bevorzugt ist. Ein Pulverschmiedeverfahren, bei dem Sinterkörper geschmiedet werden, um sie dichter zu machen (hoch zu verdichten), ist ebenfalls verfügbar. Bei diesem Verfahren werden jedoch die Vorteile des Pulversinterverfahrens geopfert, durch das die Kosten von Strukturelementen gesenkt werden, die auf Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis basieren, da die Abmessungsgenauigkeit von Sinterkörpern nicht aufrechterhalten werden kann, so dass der ursprüngliche Zweck nicht erfüllt werden kann.
Patentliteratur Nr. 1: US 6,346,133
Patentliteratur Nr. 2: US 6,364,927
Patentliteratur Nr. 3: Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 3309970
Patentliteratur Nr. 4: Japanische ungeprüfte Patentoffenlegungsschrift (KOKAI) Nr. 58-210147
Patentliteratur Nr. 5: Japanische Wiederveröffentlichung Nr. JP 10-510007
Nicht-Patentliteratur Nr. 1: Hochfeste Si-Mn-legierte Sinterstähle P. M. Band 17, Int. Nr. 1 (1985)
Nicht-Patentliteratur Nr. 2: „Effect of Sinter-Hardening an the Properties of High Temperature Sintered PM Steels”, Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials, MPIF, 2002, Teil 13, Seiten 1–13
Nicht-Patentliteratur Nr. 3: „New focus an chromium may sidestep alloy cost increases”, MPR. September (2004), Seiten 16–19
WO 95/21275 A1 betrifft ein Verfahren zur Bildung eines Sintergegenstands aus Pulvermetall, welches das Mischen von Kohlenstoff, Ferrolegierungen und eines Schmiermittels mit kompressiblem elementaren Eisenpulver, das Pressen und Sintern umfasst, wobei das Pressen bei einem Druck von 25 bis 50 Tonnen/Zoll2 (381 MPa bis 762 MPa) durchgeführt wird.
DE 32 19 324 A1 betrifft ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen.
DE 693 27 728 T2 betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer geschmierten, eisenbasierenden metallurgischen Pulverzusammensetzung, wobei in dem Verfahren ein Druck beim Verdichten der Metallpulver von maximal 66 Tonnen/Zoll2 eingesetzt wird.
AT 308 160 B betrifft ein niedriglegiertes homogenes Eisenpulver zur Herstellung von härtbaren Sinterstählen.
WO 01/831 39 A1 betrifft ein Verfahren zum Sintern eines Kohlenstoffstahlbauteils unter Verwendung eines Hydrokolloidbindemittels als Kohlenstoffquelle.
JP 7-138602 A betrifft ein niedriglegiertes Stahlpulver für die Pulvermetallurgie.
DE 101 19 772 A1 betrifft eine Pulverpresseinrichtung und ein Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmagneten.
DE 689 27 094 T2 betrifft einen gesinterten Legierungsstahl mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
W. Schaff, Pulvermetallurgie Sinter- und Verbundwerkstoffe, 3. Auflage, Dr. Alfred Hüthig Verlag, 1988, 112–121 beschreibt die Formgebung von Sintermetalllegierungspulvern.
Offenbarung der Erfindung
Durch die erste Erfindung zu lösendes Problem
Cu-Pulver sind derart, dass die Einheitskosten hoch sind und die Einsatzmengen bei Sinterlegierungen auf Eisenbasis auch vergleichsweise groß sind. Demgemäß führen sie zu einer Erhöhung der Herstellungskosten von Sinterlegierungen auf Eisenbasis. Ferner ist Cu ein Element, das die Ursache für eine Warmsprödigkeit von Eisen/Stahlmaterialien wird, die durch Schmelzen und dergleichen nur schwer beseitigt werden kann. Folglich sind Sinterlegierungen auf Eisenbasis, bei denen Cu eingesetzt wird, derart, dass das Zumischen zu Schrott, usw., nicht erwünscht ist, deren Recycling schwierig ist und die Verwendung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis, die Cu umfassen, bezüglich des Umweltschutzes nicht bevorzugt ist.
Neben Cu steht Ni als Element zur Verfügung, das in Sinterlegierungen auf Eisenbasis verbreitet verwendet wird. Ni ist wie Cu ein Element, das zur Verbesserung der Festigkeit und dergleichen von Sinterlegierungen auf Eisenbasis effektiv ist. Ni-Pulver sind jedoch ebenfalls teuer und erhöhen die Herstellungskosten von Sinterlegierungen auf Eisenbasis. Darüber hinaus ist Ni ein allergenes Element und demgemäß gibt es Fälle, bei denen dessen Verwendung nicht bevorzugt ist.
In der vorstehend genannten Patentliteratur Nr. 1 und 2 und der vorstehend genannten Nicht-Patentliteratur Nr. 1 sind Sinterlegierungen auf Eisenbasis beschrieben, bei denen ohne die Verwendung von Cu Mn oder Si enthalten sind, um eine Festigkeitsverbesserung und dergleichen zu erreichen. Es handelt sich jedoch um ein Laborniveau und es bestehen bezüglich der später beschriebenen vorliegenden Erfindung Unterschiede im Hinblick auf die Zusammensetzungen oder die Zugabeverfahren und dergleichen von Mn oder Si.
In der Patentliteratur Nr. 3 ist ein Formverfahren mit ultrahoher Dichte für einen Pulverpresskörper beschrieben. In der Patentliteratur Nr. 4 und der Patentliteratur Nr. 5 ist eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die durch Formpressen und Sintern eines Pulvergemischs aus einem pulverisierten Si-Mn-Fe-Härterpulver und einem Eisenpulver hergestellt wird, beschrieben. Sinterlegierungen auf Eisenbasis, die in diesen Patentveröffentlichungen beschrieben sind, sind jedoch derart, dass die Zusammensetzungen von C, Mn, Si und dergleichen von der später beschriebenen erfindungsgemäß hergestellten Sinterlegierung auf Eisenbasis verschieden sind, und demgemäß unterscheiden sich auch die entsprechenden Ziele.
Darüber hinaus ist in der Patentliteratur Nr. 5 auch eine Sinterlegierung auf Eisenbasis beschrieben, bei der Mo anstelle von Ni enthalten ist. Deren Festigkeit ist jedoch nicht notwendigerweise ausreichend und sie erfordert separate Wärmebehandlungen, wie z. B. ein Härten und Anlassen, um sie weiter stark zu verfestigen. Es ist selbstverständlich, dass solche Wärmebehandlungen viel Zeit und Arbeitskraft erfordern, so dass sie die Herstellungskosten für Sinterlegierung auf Eisenbasis erhöht haben.
Diesbezüglich gibt es in der Nicht-Patentliteratur Nr. 2 oder 3 eine Offenbarung dahingehend, dass eine Sinterlegierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit (sinterhärtender Stahl) erhalten werden kann, während Wärmebehandlungen nach dem Sinterschritt weggelassen werden. Im Gegensatz zur vorliegenden Erfindung beschreibt die Nicht-Patentliteratur Nr. 2 jedoch keine Sinterlegierung auf Eisenbasis, in der Mn oder Si enthalten ist. In der Nicht-Patentliteratur Nr. 3 ist ein sinterhärtender Stahl beschrieben, der Cr, Mn, Si und Mo enthält. Deren sinterhärtender Stahl ist jedoch derart, dass die Härtbarkeit nicht ausreichend ist und der Stahl nicht notwendigerweise nur durch den Sinterschritt eine ausreichende Härte aufweist.
Da darüber hinaus die herkömmlichen sinterhärtenden Stähle darauf beruhten, dass sie nach dem Erhitzen in dem Sinterschritt einer erzwungenen Kühlung mit einer vergleichsweise hohen Kühlgeschwindigkeit unterzogen werden, gibt es einen Bedarf zur Bereitstellung eines herkömmlichen Sinterofens mit einer separaten Zwangskühleinrichtung. Zur Modifizierung einer Herstellungsanlage sind jedoch hohe Ausgaben erforderlich und demgemäß wird diese in der Praxis selten eingesetzt.
Es kann in Betracht gezogen werden, die Härtbarkeit von sinterhärtenden Stählen durch die reichliche Verwendung von Cr und dergleichen zu verbessern. Da es jedoch sehr wahrscheinlich ist, dass ein Cr-enthaltendes Pulver oxidiert wird, und da dessen Reduktion schwierig ist, wurde eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, bei der ein solches Pulver verwendet wird, bisher noch nicht in der Praxis eingesetzt.
Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf diese Umstände gemacht und es ist eine Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis, welche die mechanischen Eigenschaften, wie z. B. die Festigkeit oder die Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern, sicherstellen kann, während Cu oder Ni nicht verwendet wird, bereitzustellen. Ferner ist es eine Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis, die mit niedrigen Kosten hergestellt werden kann, während sie bezüglich der Festigkeit und der Abmessungsstabilität gut ist, bereitzustellen.
Durch die zweite Erfindung zu lösendes Problem
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben bereits ein Verfahren zur Herstellung eines Pulverpresskörpers mit ultrahoher Dichte durch ein Einmalpressen bereitgestellt (vorstehend genannte Patentliteratur Nr. 3). Durch Sintern dieses Pulverpresskörpers wird es möglich, einen Sinterkörper mit hoher Dichte zu erhalten. Insbesondere wird es möglich, ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis mit ultrahoher Festigkeit durch Einmalpressen und Einmalsintern zu erhalten, ohne das Doppelpressen und Doppelsintern durchzuführen.
Um jedoch eine weitere Festigung des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis zu erreichen, trat dann, wenn die Erfinder der vorliegenden Erfindung den vorstehend genannten Pulverpresskörper mit ultrahoher Festigkeit bei hohen Temperaturen sinterten, während die gemischten Zusammensetzungen des Ausgangsmaterialpulvers und die Sintertemperaturen und dergleichen modifiziert wurden, eine Blasenbildung (Blasen) in den Sinterkörpern auf. Bei Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis, bei denen eine solche Blasenbildung aufgetreten war, war die Abmessungsstabilität verlorengegangen und deren Dichte und Festigkeit waren vermindert.
Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf diese Umstände gemacht und es ist eine Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis mit hoher Dichte und hoher Festigkeit, bei dem das Auftreten einer Blasenbildung während des Sinterns beschränkt ist, und das bezüglich der Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern gut ist, bereitzustellen.
Es sollte beachtet werden, dass in der vorstehend genannten Patentliteratur Nr. 1 und 2 oder der Nicht-Patentliteratur Nr. 1 Sinterlegierungen auf Eisenbasis, in denen Si enthalten ist, beschrieben sind. Diese Literatur und die nachstehend beschriebene vorliegende Erfindung unterscheiden sich jedoch in vieler Hinsicht, wie z. B. der Dichte des Pulverpresskörpers und der Si-Zusammensetzung, und demgemäß haben diese in der Praxis keine Beziehung zueinander.
Darüber hinaus sind in der Patentliteratur Nr. 4 und 5 Sinterlegierungen auf Eisenbasis beschrieben, die durch Kompressionsformen und Sintern eines Pulvergemischs aus einem pulverisierten Si-Mn-Fe-Härterpulver und einem Eisenpulver hergestellt werden. Auch in diesen Fällen liegen jedoch Unterschiede zur später beschriebenen vorliegenden Erfindung vor und demgemäß haben diese in der Praxis keine Beziehung zueinander.
Mittel zur Lösung in der ersten Erfindung
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben intensive Untersuchungen zur Lösung dieses Problems durchgeführt und dabei gefunden, dass dadurch, dass eine geeignete Menge an Mn und Si enthalten ist, eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine hohe Festigkeit aufweist und bezüglich der Abmessungsstabilität gut ist, mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten werden kann, und haben die vorliegende Erfindung gemacht.
(1) Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis
Insbesondere ist eine erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die durch Sintern eines Pulverpresskörpers nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten worden ist.
Die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis weist, ohne dass sie Cu und dergleichen enthält, eine hohe Festigkeit und eine gute Abmessungsstabilität auf, da sie C, Mn und Si in geeigneten Mengen enthält. Verglichen mit dem Fall, bei dem Cu, Mn und Si verwendet werden, kann sie billiger bereitgestellt werden. Daher wird durch die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis auch eine Verminderung der Ausgangsmaterialkosten möglich.
In dem Fall, dass sowohl Mn als auch Si in geeigneten Mengen einbezogen werden, verbessern sich die mechanischen Eigenschaften (Festigkeit, Duktilität und dergleichen) der erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierung auf Eisenbasis stark und es wird eine Sinterlegierung auf Eisenbasis erhalten, die auch bezüglich der Abmessungsstabilität gut ist.
Mn ist ein Element, das insbesondere für die Festigkeitsverbesserung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis effektiv ist. Wenn die gesamte Sinterlegierung auf Eisenbasis als 100% angesetzt wird, kann der untere Grenzwert von Mn vorzugsweise 0,01 Masse-%, 0,05 Masse-%, 0,1 Masse-%, 0,2 Masse-% und 0,3 Masse-% betragen. Wenn Mn in einer geringeren Menge enthalten ist, ist dessen Effekt schlecht. Eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine ausreichende Festigkeit aufweist, kann jedoch abhängig von den Arten der Legierungselemente, die in dem Ausgangsmaterialpulver enthalten sind, selbst dann erhalten werden, wenn Mn in einer Spurenmenge vorliegt. Andererseits kann der obere Grenzwert von Mn vorzugsweise 2 Masse-%, 1,5 Masse-%, 1,2 Masse-% (insbesondere weniger als 1,2 Masse-%), 1,15 Masse-%, 1,1 Masse-%, 1,0 Masse-% (insbesondere weniger als 1,0 Masse-%), 0,9 Masse-% und 0,8 Masse-% betragen. Wenn Mn in einer übermäßigen Menge vorliegt, nimmt die Dehnung der Sinterlegierung auf Eisenbasis ab, so dass sich die Zähigkeit verschlechtert, und die Abmessungsänderungen nehmen zu, so dass die Abmessungsstabilität beeinträchtigt wird. Beispielsweise kann der Zusammensetzungsbereich von Mn vorzugsweise 0,2 bis 2 Masse-% und ferner 0,3 bis 1,5 Masse-% betragen. Es sollte beachtet werden, dass in der vorliegenden Beschreibung die jeweiligen oberen Grenzwerte und die jeweiligen unteren Grenzwerte der Komponentenelemente beliebig kombiniert werden können, falls nichts anderes angegeben ist.
Si trägt auch zur Festigkeitsverbesserung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis bei, trägt jedoch insbesondere sehr stark zur Abmessungsstabilität von Sinterlegierungen auf Eisenbasis bei. Insbesondere ist diese Tendenz stark, wenn Si zusammen mit Mn vorliegt. Mn wirkt dahingehend, dass es die Abmessung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis vergrößert, wohingegen Si dahingehend wirkt, dass es die Abmessung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis verkleinert. Es wird angenommen, dass sich aufgrund der Tatsache, dass beide Elemente zusammen vorliegen, diese beiden Tendenzen ausgleichen, so dass die Abmessungsstabilität der Sinterlegierung auf Eisenbasis sichergestellt werden kann.
Wenn weniger Si enthalten ist, ist die Abmessungsstabilität schlecht, und wenn es im Übermaß vorliegt, wird die Abmessungsschrumpfungsgröße so groß, dass dies nicht bevorzugt ist. Wenn die gesamte Sinterlegierung als 100% angesetzt wird, beträgt der untere Grenzwert von Si vorzugsweise 0,1 Masse-%, 0,2 Masse-% und 0,3 Masse-%. Andererseits kann der obere Grenzwert von Si vorzugsweise 3 Masse-%, 2,5 Masse-%, 2 Masse-% und 1,2 Masse-% betragen. Ferner kann der Zusammensetzungsbereich von Si vorzugsweise 0,1 bis 3 Masse-% und ferner 0,2 bis 2 Masse-% betragen. Bezüglich der Summe von Mn und Si sind 0,3 bis 5 Masse-% bevorzugt und 0,5 bis 3,5 Masse-% sind mehr bevorzugt.
Die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis umfasst eine geeignete Menge an C. C ist ein wichtiges Verstärkungselement für Sinterlegierungen auf Eisenbasis. Ferner diffundiert C während des Sinterns, so dass Sinterlegierungen auf Eisenbasis dadurch verfestigt werden, dass C in einer geeigneten Menge einbezogen wird, die Wärmebehandlungen, wie z. B. das Härten und Anlassen von Sinterlegierungen auf Eisenbasis wird möglich und dadurch ist es möglich, die mechanischen Eigenschaften von Sinterlegierungen auf Eisenbasis noch stärker zu verbessern. Wenn weniger C enthalten ist, ist dessen Effekt schlecht, und wenn C im Übermaß vorliegt, verschlechtert sich die Duktilität.
Wenn die gesamte Sinterlegierung auf Eisenbasis als 100 Masse-% angesetzt wird, kann der untere Grenzwert von C vorzugsweise 0,1 Masse-%, 0,2 Masse-%, 0,3 Masse-%, 0,35 Masse-% und 0,4 Masse-% betragen. Andererseits kann der obere Grenzwert von C vorzugsweise 1,0 Masse-%, 0,8 Masse-%, 0,7 Masse-% und 0,7 Masse-% betragen. Ferner kann der Zusammensetzungsbereich von C vorzugsweise 0,1 bis 1,0 Masse-% und ferner 0,2 bis 0,8 Masse-% betragen.
Ferner ist es im Fall der vorliegenden Erfindung verglichen mit allgemeinen unlegierten Stählen möglich, die hochfeste Sinterlegierung auf Eisenbasis mit einer viel geringeren C-Menge sehr fest zu machen. Der Grund dafür ist nicht klar, jedoch scheinen die Einflüsse von Mn und Si groß zu sein. Insbesondere wird angenommen, dass sich die Materialausbeute von C und ferner auch die Härtbarkeit durch die Zugabe von Mn und Si verbessern. Da es möglich ist, die Sinterlegierung auf Eisenbasis mit einer viel geringeren Kohlenstoffmenge als herkömmlich sehr fest zu machen, kann eine hohe Zähigkeit sichergestellt werden, während eine hohe Festigkeit erreicht wird. Insbesondere kann die Sinterlegierung auf Eisenbasis derart erhalten werden, dass die Festigkeit und die Zähigkeit, die in einer gegenläufigen Beziehung zueinander stehen, auf einem höheren Niveau miteinander verträglich sind.
Die Sinterlegierung auf Eisenbasis kann neben den vorstehend genannten Elementen Legierungselemente wie z. B. Molybdän (Mo), Chrom (Cr) und Nickel (Ni) enthalten. Insbesondere ist es in dem Fall, bei dem eine Wärmebehandlung wie z. B. eine Raffinierung durchgeführt wird, bevorzugt, dass diese Elemente enthalten sind. Da sich deren geeigneter Gehalt abhängig von der C-Menge und dergleichen ändert, können sie nicht allgemein festgelegt werden, jedoch ist es zweckmäßig, dass dann, wenn die gesamte Sinterlegierung auf Eisenbasis als 100 Masse-% angesetzt wird, z. B. Mo in einer Menge von 0,1 bis 3 Masse-% und ferner 0,2 bis 2 Masse-% einbezogen werden kann, Cr in einer Menge von 0,2 bis 5 Masse-% und ferner 0,3 bis 3,5 Masse-% einbezogen werden kann und Ni in einer Menge von 0,5 bis 6 Masse-% und ferner 1 bis 4 Masse-% einbezogen werden kann.
Es sollte beachtet werden, dass im Hinblick darauf, die Sinterlegierung auf Eisenbasis Ni-frei zu machen, ein Element oder mehr von Cr oder Mo als Legierungselement besonders bevorzugt ist. Die Details der Sinterlegierung auf Eisenbasis, welche diese Legierungselemente enthält, werden später beschrieben.
Die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis weist, ohne dass sie Cu enthält, eine hohe Festigkeit auf und ist bezüglich der Abmessungsstabilität gut. Wenn die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis eine Cu-freie Sinterlegierung auf Eisenbasis ist, die Cu nicht in einem wesentlichen Ausmaß enthält, verbessert sich die Recyclebarkeit der Sinterlegierung auf Eisenbasis, so dass dies im Hinblick auf den Umweltschutz bevorzugt ist. Darüber hinaus kann dadurch, dass teures Cu nicht verwendet wird, eine Kostensenkung der Sinterlegierung auf Eisenbasis erreicht werden. Ferner kann dann, wenn die Sinterlegierung auf Eisenbasis Cu-frei ist, die Warmsprödigkeit der Sinterlegierung auf Eisenbasis, die von Cu resultiert, vermieden werden.
Andererseits ist Ni ein Element, das bezüglich einer starken Intensivierung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis effektiv ist, und es ist weniger wahrscheinlich, dass die Recyclebarkeit zu einem Problem wird. Es wird jedoch davon ausgegangen, dass Ni ein allergenes Element ist, und demgemäß gibt es Fälle, bei denen der Einsatz von Ni nicht bevorzugt ist. Daher ist es bevorzugt, dass die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis eine Ni-freie Sinterlegierung auf Eisenbasis ist. Daher ist davon auszugehen, dass sich der Anwendungsbereich einer Cu-freien oder Ni-freien erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierung auf Eisenbasis als hochfeste Sinterlegierung des umweltverträglichen Typs stark erweitern wird.
Bei der Sinterlegierung auf Eisenbasis gemäß der vorliegenden Beschreibung ist das Vorliegen von Cu oder Ni keinesfalls ausgeschlossen. Der Fall, bei dem zusätzlich zu dem vorstehend beschriebenen Mn und Si eine geeignete Menge an Cu oder Ni enthalten ist, ist ebenfalls möglich. Darüber hinaus ist bei der erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierung auf Eisenbasis die Rohdichte des Pulverpresskörpers oder die Sinterdichte der Sinterlegierung auf Eisenbasis nicht notwendigerweise speziell beschränkt. Darüber hinaus sollte in der gesamten Beschreibung beachtet werden, dass die Sinterlegierung auf Eisenbasis ein breites Konzept ist, das Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis umfasst.
Die „Festigkeit” und die „Abmessungsstabilität” gemäß der vorliegenden Beschreibung hängen von den Zusammensetzungen der Ausgangsmaterialpulver, den Pressdrücken, den Sinterbedingungen (Temperatur, Zeit, Atmosphäre und dergleichen), usw., ab. Daher ist es nicht möglich, diese „Festigkeit” und „Abmessungsstabilität” allgemein festzulegen. Die Festigkeit kann vorzugsweise 900 MPa oder mehr, 1000 MPa oder mehr, 1100 MPa oder mehr, 1200 MPa oder mehr, 1300 MPa oder mehr und ferner 1400 MPa oder mehr betragen, bezogen auf die Querbruchfestigkeit.
Die Abmessungsstabilität kann vorzugsweise innerhalb von ±1%, innerhalb von ±0,5%, innerhalb von ±0,3% und ferner innerhalb von ±0,1% liegen, bezogen auf die Sinterabmessungsänderungsrate vorher/nachher.
Darüber hinaus ist die „Sinterlegierung auf Eisenbasis” gemäß der vorliegenden Beschreibung derart, dass die Form keine Rolle spielt, wobei es sich z. B. sogar um Materialien wie z. B. blockförmige, stabförmige, rohrförmige, plattenförmige Materialien, und sogar um fertige Konfigurationen oder Strukturelemente (Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis) handeln kann, welche diesen ähnlich sind.
(2) Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis
Die vorstehend beschriebene Sinterlegierung auf Eisenbasis wird mit dem folgenden erfindunsgemäßen Herstellungsverfahren hergestellt. Insbesondere ist ein erfindungsgemäßes Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, durch welche die vorstehend beschriebene Sinterlegierung auf Eisenbasis erhältlich ist, ein Verfahren, wie es im Anspruch 1 angegeben ist.
Nachstehend werden weitere Anmerkungen zu Mn und Si gemacht, die im Hinblick auf das Sicherstellen der Festigkeit und der Abmessungsstabilität der erfindungsgemäßen Sinterlegierung auf Eisenbasis wichtig sind. Mn und Si werden zusätzlich zu C, Phosphor (P) und Schwefel (S) als die fünf Elemente von Stählen bezeichnet und sind allgemeine Verstärkungselemente in durch eine Schmelze hergestellten Eisen/Stahlmaterialien. Mn und Si wurden jedoch kaum auf dem Gebiet der Sinterlegierungen auf Eisenbasis eingesetzt. Mn und Si sind derart, dass die Affinität zu Sauerstoff extrem hoch ist, so dass es wahrscheinlich ist, dass sie Oxide bilden. Demgemäß wurde allgemein angenommen, dass sie Sinterlegierungen auf Eisenbasis bilden, bei denen Oxide zwischen den metallischen Strukturen vorliegen, so dass sich die mechanischen Eigenschaften verschlechtern. Dies ist beträchtlich der Fall, wenn Mn und Si Ausgangsmaterialpulvern als weiteres Pulver unabhängig von einem Fe-System-Pulver zugesetzt werden.
Obwohl es denkbar ist, eine Fe-System-Legierung zu verwenden, die im Vorhinein mit Mn und Si legiert worden ist, ist eine solche Fe-System-Legierung jedoch sehr hart, so dass die Bildung von Pulverpresskörpern selbst schwierig wird. Deshalb werden sie in dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren ohne Legieren von Mn und Si mit einem Fe-Systempulver in ein Ausgangsmaterialpulver als ein weiteres Verstärkungspulver eingemischt, das unabhängig von einem Fe-System-Pulver ist.
Der Sinterschritt wurde durch Erhitzen eines Pulverpresskörpers, der Mn und Si umfasste, in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre, welche die Oxidation von Mn und Si ausreichend beschränken kann, durchgeführt (Schritt des Erhitzens). Der Schritt des Erhitzens in diesem Sinterschritt kann in einer reduzierenden Atmosphäre durchgeführt werden, bei der Wasserstoffgas (H₂-Gas) in ein Inertgas eingemischt wird. Wenn der Schritt des Erhitzens jedoch in einer Inertgasatmosphäre mit einem ultraniedrigen Sauerstoffpartialdruck durchgeführt wird, deren Sauerstoffpartialdruck 10^–19 Pa oder weniger äquivalent ist, ist dies viel sicherer und die Kostensenkung der Sinterlegierung auf Eisenbasis kann erreicht werden. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben den Sinterschritt innerhalb einer solchen Inertgasatmosphäre mit einem ultraniedrigen Sauerstoffpartialdruck durchgeführt und die erfindungsgemäße Sinterlegierung auf Eisenbasis erhalten. Die entsprechenden Details werden später beschrieben.
Jedenfalls konnte ohne die Verwendung von Cu oder Ni eine Sinterlegierung auf Eisenbasis des Fe-Mn-Si(-C)-Systems erhalten werden, deren Eigenschaften besser sind als diejenigen herkömmlicher Sinterlegierungen auf Eisenbasis des Fe-Cu(-C)-Systems. Gemäß der Sinterlegierung auf Eisenbasis ist es auch möglich, dass sie mechanische Eigenschaften aufweist, die auf einem Niveau liegen, das zu demjenigen von unlegierten Stählen für mechanische Strukturen äquivalent ist.
(3) Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis (die Cr und Mo enthält)
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben mit dem erfindungsgemäßen Verfahren eine Sinterlegierung auf Eisenbasis mit einer neuen Zusammensetzung erhalten, die es ermöglicht, sie noch fester zu machen. Insbesondere ist eine erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die durch Sintern eines Pulverpresskörpers nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten worden ist.
Da die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis Legierungselemente (Cr und Mo), welche die Härtbarkeit erleichtern, in geeigneten Mengen enthält, verbessert sich die Härtbarkeit und z. B. selbst dann, wenn die Sinterlegierung auf Eisenbasis ein großes Produkt ist, kann eine ausreichende Härtung, die vom C-Gehalt abhängt, bis zu dessen Innerem durchgeführt werden.
Die gehärtete Sinterlegierung auf Eisenbasis ist derart, dass eine martensitische Struktur gebildet wird, und sie weist eine hohe Festigkeit auf. Um jedoch die Zähigkeit, wie z. B. die Dehnung, sicherzustellen, ist es ratsam, eine Wärmebehandlung wie z. B. ein Anlassen durchzuführen.
(4) Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis (die Cr und Mo enthält)
Eine solche Sinterlegierung auf Eisenbasis wird mit dem folgenden Herstellungsverfahren erhalten. Insbesondere ist ein erfindungsgemäßes Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, mit dem die vorstehend beschriebene Sinterlegierung auf Eisenbasis erhältlich ist, ein Verfahren, wie es im Anspruch 9 angegeben ist.
Ferner kann die Härtung der Sinterlegierung auf Eisenbasis durch die Durchführung einer Wärmebehandlung mit einer Sinterlegierung auf Eisenbasis erreicht werden, die nach einem Sinterschritt erhalten wird, jedoch besteht erfindungsgemäß nicht notwendigerweise ein Bedarf dafür. Insbesondere ist es auch möglich, eine Härtung unter Verwendung eines Schritts des Erhitzens, der in dem Sinterschritt durchgeführt wird, und eines Kühlschritts, der darauf folgt, durchzuführen. Dabei handelt es sich um ein sogenanntes Sinterhärten.
Der Schritt des Erhitzens des Sinterschritts muss ein Schritt sein, bei dem der Austenit auf die A1-Umwandlungstemperatur (etwa 730°C) oder mehr erhitzt wird, jedoch beträgt eine gewöhnliche Sintertemperatur 1050°C oder mehr und ferner 1100°C oder mehr. Wenn die Sinterkörper noch fester gemacht werden sollen, kann eine viel höhere Sintertemperatur, wie z. B. 1200°C oder mehr, 1250°C oder mehr, 1300°C oder mehr und ferner 1350°C oder mehr ausgewählt werden. Beispielsweise kann der Sinterschritt der vorliegenden Erfindung vorzugsweise einen Schritt des Erhitzens umfassen, bei dem das Erhitzen in einer Inertgasatmosphäre bei 1100 bis 1370°C durchgeführt wird.
Der Kühlschritt des Sinterschritts wird anschließend an den vorstehend beschriebenen Schritt des Erhitzens durchgeführt und ist ein Schritt, der die Temperatur der Sinterlegierung auf Eisenbasis von der Sintertemperatur auf etwa Umgebungstemperatur vermindert. Insbesondere ist es im Hinblick auf die Härtung ein Schritt, der die Temperatur der Sinterlegierung auf Eisenbasis von der Sintertemperatur hinab zu dem Ms-Punkt oder weniger vermindert.
Durch Erhöhen der Kühlgeschwindigkeit bei diesem Kühlschritt ist es möglich, das Härten mit der Sinterlegierung auf Eisenbasis sicher durchzuführen. Beispielsweise kann die Kühlgeschwindigkeit vorzugsweise auf 5°C/Sekunde oder mehr und ferner auf 10°C/Sekunde oder mehr eingestellt werden. Um ferner eine solche Kühlgeschwindigkeit zu erhalten, wird, da eine Zwangskühlung üblicherweise erforderlich ist und da eine Vorrichtung dafür notwendigerweise separat ist, keine Sinterhärtung durchgeführt, so dass die Herstellungskosten gesenkt werden.
In dem Fall der erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierung auf Eisenbasis kann eine ausreichende Härtung selbst dann durchgeführt werden, wenn die Kühlgeschwindigkeit niedrig ist. Insbesondere selbst wenn die Kühlgeschwindigkeit 3°C/Sekunde oder weniger, 2°C/Sekunde oder weniger und ferner 1°C/Sekunde oder weniger beträgt, wird eine Härtung möglich. Wenn die Kühlgeschwindigkeit 1°C/Sekunde oder weniger beträgt, handelt es sich etwa um die Kühlgeschwindigkeit gewöhnlicher (Band-Typ) kontinuierlicher Sinteröfen. Daher wird erfindungsgemäß ohne separates Anordnen einer Vorrichtung zum Zwangskühlen ein Härten der Sinterlegierung auf Eisenbasis ermöglicht. Beispielsweise kann der Sinterschritt der vorliegenden Erfindung vorzugsweise einen Kühlschritt umfassen, der nach dem Schritt des Erhitzens ein Kühlen mit einer Kühlgeschwindigkeit von 1°C/Sekunde oder weniger ausführt.
Aufgrund der Tatsache, dass der Sinterschritt der vorliegenden Erfindung den vorstehend beschriebenen Schritt des Erhitzens und den Kühlschritt umfasst, kann die vorstehend beschriebene Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine martensitische Struktur aufweist, nach dem Sinterschritt erhalten werden. Da es ferner möglich ist, das Härten gleichzeitig mit dem Abschluss des Sinterschritts abzuschließen, kann eine Verminderung der Herstellungskosten der Legierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erreicht werden. Darüber hinaus ist es nicht erforderlich, eine Abschreckeinrichtung und dergleichen separat anzuordnen, und die praktische Anwendung in einem industriellen Maßstab ist ausreichend möglich.
Obwohl der Grund für die Möglichkeit einer solchen Sinterhärtung nicht klar ist, wird davon ausgegangen, dass die synergetischen Effekte mittels Cr und auch Mo und Mn sowie Si zu einer beträchtlichen Verbesserung der Härtbarkeit der Sinterlegierung auf Eisenbasis führen.
Es sollte beachtet werden, dass es selbstverständlich ist, dass die vorliegende Erfindung nicht einer separaten Durchführung einer Wärmebehandlung entgegensteht, um die Festigkeit, die Zähigkeit und dergleichen nach dem Abschluss des Sinterschritts einzustellen. Beispielsweise ist es auch ratsam, separat ein Anlassen, usw., durchzuführen, das üblicherweise nach dem Härten durchgeführt worden ist.
Mittel zur Lösung in der zweiten Erfindung
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben zur Lösung des vorstehend beschriebenen Problems intensive Untersuchungen durchgeführt und als Ergebnis gefunden, dass dadurch, dass Si in einer geeigneten Menge enthalten ist, mit dem erfindungsgemäßen Verfahren ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, bei dem keine Blasenbildung und dergleichen auftritt, die eine hohe Festigkeit aufweist und bezüglich der Abmessungsstabilität gut ist, erhalten werden kann, und haben die vorliegende Erfindung gemacht.
(1) Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenes Sinterlegierungselement auf Eisenbasis
Ein erfindungsgemäß erhaltenes Sinterlegierungselement auf Eisenbasis ist ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, das durch Sintern eines Pulverpresskörpers nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten wird.
(2) Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis
Dieses Sinterlegierungselement auf Eisenbasis wird mit dem folgenden erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren erhalten. Insbesondere ist ein erfindungsgemäßes Herstellungsverfahren für ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, mit dem das vorstehend beschriebene Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, das eine hohe Dichte aufweist, erhalten werden kann, ein Verfahren nach Anspruch 17.
(3) Detaillierter Hintergrund und Ausführung/Effekt
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben, wie es in der vorstehend beschriebenen Patentliteratur Nr. 3 dargelegt ist, ein industrielles Verfahren bereitgestellt, bei dem ein Pulverpresskörper mit hoher Dichte durch einen Einmalpressschritt erhalten werden kann. Gemäß dem Pressverfahren kann ein Pulverpresskörper mit ultrahoher Dichte erhalten werden, dessen Rohdichteverhältnis 96% oder mehr und ferner 97% oder mehr beträgt. Durch einmaliges Sintern des Pulverpresskörpers mit ultrahoher Dichte wird es möglich, entsprechend einen Sinterkörper mit ultrahoher Dichte (Sinterlegierungselement auf Eisenbasis) zu erhalten.
Ferner haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung bestätigt, dass sich dann, wenn eine derart hohe Dichte vorliegt, dass das Rohdichteverhältnis oder das Sinterkörperdichteverhältnis etwa 96 bis 97% beträgt, alle Eigenschaften von Pulverpresskörpern oder Sinterkörpern abrupt ändern. Beispielsweise nimmt im Fall von Pulverpresskörpern dann, wenn das Dichteverhältnis bis zu etwa 95% beträgt, deren Festigkeit allmählich zu. Wenn das Dichteverhältnis jedoch etwa 96 bis 97% übersteigt, nimmt deren Festigkeit exponentiell zu. Die anderen mechanischen Eigenschaften (insbesondere die Duktilität, die Dauerfestigkeitseigenschaften und dergleichen) und die magnetischen Eigenschaften, usw., zeigen die gleiche Tendenz.
Wenn ein Pulverpresskörper mit ultrahoher Dichte (z. B. mit einem Rohdichteverhältnis von 96% oder mehr) gesintert wird, zeigt sich, dass es wahrscheinlich ist, dass eine Blasenbildung (Blase) stattfindet. Wenn eine solche Blasenbildung stattfindet, ist es selbstverständlich, dass sich die Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern extrem verschlechtert. Insbesondere haben sich die Abmessungen der Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis stärker vergrößert als die Abmessungen der Pulverpresskörper und demgemäß hat sich die Sinterdichte ebenfalls verschlechtert. Darüber hinaus stellt die Blasenbildung einen inneren Defekt von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis dar und, wenn die Blase gespannt ist, platzt sie auf, so dass Sinterkörper ihre ursprünglichen Formen nicht beibehalten. In jedem Fall sind aus Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis fehlerhafte Produkte geworden.
Es wird davon ausgegangen, dass die Ursache für das Auftreten einer solchen Blasenbildung auf die Tatsache zurückzuführen ist, dass Feuchtigkeit, Oxide und dergleichen, die an der teilchenförmigen Oberfläche von Ausgangsmaterialpulvern haften, während des Erhitzens des Sinterschritts reduziert und zersetzt werden, so dass verschiedene Gase, wie z. B. H₂O, CO und CO₂ erzeugt werden. Es wird angenommen, dass diese Gase innerhalb Pulverpresskörpern oder innerhalb von abgeschlossenen Löchern innerhalb von Sinterkörpern eingeschlossen sind und sich während des Erhitzens des Sinterschritts ausdehnen, so dass in den Sinterkörpern eine Blasenbildung stattfindet. Selbstverständlich ist es, wenn die Dichte eines Pulverpresskörpers auf einem so niedrigen Niveau liegt, wie dies herkömmlich der Fall ist, da die erzeugten Gase durch Räume, die zwischen den Teilchen der Ausgangsmaterialpulver vorliegen, zur Außenseite emittiert werden, weniger wahrscheinlich, dass die vorstehend genannte Blasenbildung stattfindet.
Bei einem Rohpresskörper mit ultrahoher Dichte, dessen Dichteverhältnis 96% oder mehr beträgt, unterscheiden sich die Umstände des In-Kontakt-Bringens der jeweiligen aufbauenden Teilchen von den herkömmlichen Umständen, und die jeweiligen Teilchen liegen in einem Zustand vor, bei dem sie in engem Kontakt aneinander haften. Ferner scheint es, dass sich restliche Mikroluftlöcher, die im Inneren vorliegen, in unabhängige Luftlöcher umwandeln, die durch die umgebenden Teilchen eingeschlossen werden. Es scheint, dass Gase, die an den Luftporenabschnitten erzeugt werden, ihren Austrittsweg verlieren, sich während des Erhitzens bei hoher Temperatur des Sinterschritts anomal ausdehnen, und die Bindung zwischen den Metallteilchen zerstören und somit eine Makroblasenbildung auftritt.
Das Ausmaß des Auftretens einer solchen Blasenbildung hängt von den Zusammensetzungen der Ausgangsmaterialpulver, den Durchmessern der Pulverteilchen, den Pressdrücken der Pulverpresskörper, den Sinterbedingungen (insbesondere der Temperatur) und dergleichen ab.
Wenn ein Ausgangsmaterialpulver nur aus einem reinen Eisenpulver oder einem niedrig legierten Pulver zusammengesetzt ist, findet die vorstehend genannte Blasenbildung dann, wenn ein Pulverpresskörper gesintert wird, der einem Formen mit hoher Dichte unterzogen worden ist, nicht in so großem Ausmaß statt. Wenn jedoch C (ein Graphitpulver und dergleichen) in ein Ausgangsmaterialpulver einbezogen wird, findet eine Blasenbildung häufig statt. Dies scheint auf die Tatsache zurückzuführen sein, dass Sauerstoff und Feuchtigkeit, die auf der Teilchenoberfläche des Ausgangsmaterialpulvers haften, reduziert und zersetzt werden, so dass reichlich CO und CO₂ erzeugt werden. Insbesondere wenn die zugemischte Menge eines Graphitpulvers 0,1 bis 0,8 Masse-% und ferner 0,3 bis 0,5 Masse-%, bezogen auf 100 Masse-% des gesamten Ausgangsmaterialpulvers, beträgt, wird die stärkste Blasenbildung erzeugt. Es wird angenommen, dass dies auf die Tatsache zurückzuführen ist, dass dann, wenn Graphit in dem Sinterschritt in ein Fe-System-Pulver zementiert wird, dieser sich in CO-Gas umwandelt, das in Fe diffundiert.
Wenn jedoch Graphitteilchen und dergleichen übermäßig in nachteiliger Weise in einem Ausgangsmaterial enthalten sind, ist es weniger wahrscheinlich, dass eine Blasenbildung bei Sinterkörpern stattfindet. Wenn ein Rohpresskörper mit hoher Dichte, der aus einem solchen Ausgangsmaterialpulver zusammengesetzt ist, gesintert wird, verteilt sich der Graphit in dem Pulverpresskörper aufgrund der Reaktionen während des Sinterns, und die Positionen, an denen die Graphitteilchen ursprünglich vorlagen, können sich in neue Löcher umwandeln. Je größer die Graphitmenge ist, desto größer wird die Menge an Luftlöchern und demgemäß wird es weniger wahrscheinlich, dass sich innerhalb des Sinterkörpers eingeschlossene Löcher bilden. Es scheint, dass CO-Gas und dergleichen, das innerhalb des Sinterkörpers erzeugt worden ist, durch diese Luftlöcher nach außen emittiert wird, so dass das Auftreten einer Blasenbildung weniger wahrscheinlich wird.
Selbstverständlich kann, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wenn ein Graphitpulver und dergleichen nicht in einem Ausgangsmaterialpulver enthalten ist, die Blasenbildung eingeschränkt werden. Ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, das kein C enthält, bei dem es sich um eines der wichtigen Elemente von Stahlmaterialien handelt, ist jedoch nicht bevorzugt, da es weniger wahrscheinlich ist, dass damit die beabsichtigte Verbesserung der mechanischen Eigenschaften mittels einer Wärmebehandlung erreichbar ist.
Wenn ein Rohpresskörper mit hoher Dichte, dessen Rohkörperdichteverhältnis 96% oder mehr und ferner 97% oder mehr beträgt, gesintert wird, wird die vorstehend beschriebene Blasenbildung verursacht, und zwar ungeachtet des Teilchendurchmessers eines eingesetzten Ausgangsmaterialpulvers. Wenn jedoch ein Ausgangsmaterialpulver mit einem kleinen Teilchendurchmesser eingesetzt wird, ist es viel wahrscheinlicher, dass die vorstehend genannte Blasenbildung stattfindet. Dies scheint auf die Tatsache zurückzuführen zu sein, dass die Einschlusseigenschaften der eingeschlossenen Poren innerhalb eines Sinterkörper umso stärker sind, je feiner das Pulver ist (beispielsweise mit einem Teilchendurchmesser von 45 μm oder weniger), in das ein Ausgangsmaterialpulver umgewandelt wird, so dass das Austreten des erzeugten CO-Gases und dergleichen weniger wird. Gleiches gilt auch für die Pressdrücke von Pulverpresskörpern. D. h., je stärker deren Pressdrücke erhöht werden, desto stärker verbessern sich die Einschlusseigenschaften der inneren, eingeschlossenen Poren, so dass es wahrscheinlich ist, dass eine Blasenbildung stattfindet. Wenn beispielsweise ein Pulverpresskörper gesintert wird, der einem Pressen bei einem ultrahohen Druck von 1200 MPa oder mehr und ferner von 1300 MPa oder mehr unterzogen worden ist, ist es wahrscheinlich, dass eine Blasenbildung auftritt.
Es kann jedoch davon ausgegangen werden, dass die Einflüsse, die aus den Korngrößen von Ausgangsmaterialpulvern und den Pressdrücken resultieren, auf die Blasenbildung bei einem Rohdichteverhältnis zu einem verstopften Zustand eines Ausgangsmaterialpulvers führen (mit anderen Worten: dem Endzustand von eingeschlossenen Poren innerhalb eines Sinterkörpers).
Auch durch die Sinterbedingungen (insbesondere die Sintertemperatur) kann der Zustand des Auftretens der Blasenbildung der Sinterkörper verändert werden. Das CO-Gas und dergleichen, das in den eingeschlossenen Poren innerhalb eines Sinterkörpers eingeschlossen ist, wobei es sich um die Ursache der Blasenbildung handelt, ist derart, dass dessen Gasdruck umso stärker steigt, je höher die Sintertemperatur ist. Als Ergebnis ist es umso wahrscheinlicher, dass Sinterkörper mit Blasen gebildet werden, je höher die Sintertemperatur ist. Im Hinblick auf eine Festigkeitsverbesserung von Sinterkörpern war es beim Erhöhen der Sintertemperatur auf 1150°C oder mehr, auf 1200°C oder mehr, auf 1250°C oder mehr, auf 1300°C oder mehr und ferner auf 1350°C oder mehr wahrscheinlicher, dass in den Sinterkörpern eine Blasenbildung auftritt.
Auf der Basis dieser Umstände sind dann, wenn ein Pulverpresskörper mit hoher Dichte, der aus einem Ausgangsmaterialpulver zusammengesetzt ist, das ein Graphitpulver und dergleichen enthält, bei hohen Temperaturen gesintert wird, ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, das die vorstehend genannte Blasenbildung nicht aufweist, und ein Herstellungsverfahren dafür erforderlich.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben zur Lösung dieses Problems in Betracht gezogen, das Auftreten des CO-Gases und dergleichen selbst, bei dem es sich um die Ursache der Blasenbildung handelt, zu unterdrücken. Diesbezüglich ist es ratsam, bevor Sauerstoff, der in einem Ausgangsmaterialpulver vorliegt, mit einem Graphitpulver, usw., reagiert, das um diesen vorliegt, und Gase wie z. B. CO-Gas erzeugt, den Sauerstoff als stabilen Feststoff (Oxid) innerhalb des Sinterkörpers zu fixieren. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben die Tatsache bestätigt, dass der Effekt bei Mn oder Si vorliegt, deren Affinität zu O stärker ist und deren freie Energie zur Oxidbildung niedriger ist als diejenige von C, d. h., dass ein Effekt als Sauerstofffänger vorliegt.
Mn oder Si ist derart, dass die Affinität zu O extrem hoch ist und dass die freie Energie der Oxidbildung ausreichend niedrig ist. Darüber hinaus handelt es sich um die Grundelemente von Stählen, um Elemente, die vergleichsweise günstig erworben werden können und die zusätzlich die Recyclebarkeit eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nicht behindern. Insbesondere ein (feines) Pulver (z. B. ein Fe-Mn-Si-Pulver), das aus einer Legierung oder einer intermetallischen Verbindung von Fe, wobei es sich um die Hauptkomponente des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis handelt, mit Mn oder Si zusammengesetzt ist, ist derart, dass die Affinität zu O höher ist als bei Mn oder Si als einfache Substanz, und dass die freie Energie der Oxidbildung ebenfalls niedrig ist, und ferner kann es günstig erworben werden. Wenn ein solches Fe-Mn-Si-Pulver eingesetzt wird, ist es möglich, ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis zu erhalten, das eine hohe Festigkeit und eine hohe Dichte bei sehr viel niedrigeren Kosten aufweist, ohne dass eine Blasenbildung auftritt.
Ferner ergab sich aus den Untersuchungen der Erfinder der vorliegenden Erfindung unter Verwendung von Fe-Mn-Si-Pulvern mit verschiedenen Zusammensetzungen, dass der Effekt der Beschränkung der Blasenbildung der Sinterkörper bei Si größer ist als bei Mn. Auf diese Weise haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung die vorliegende Erfindung gemacht.
Da das erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierungselement auf Eisenbasis derart ist, dass nahezu keine Blasenbildung auftritt, handelt es sich dabei um ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, das die Abmessungsgenauigkeit und die hohe Dichte eines Pulverpresskörpers aufweist. Daher kann das erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierungselement auf Eisenbasis bei niedrigen Kosten erhalten werden, da es eine hohe Dichte und eine hohe Festigkeit aufweist und zusätzlich bezüglich der Abmessungsgenauigkeit gut ist.
Da es mit dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren für ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis möglich ist, ein solches gutes Sinterlegierungselement auf Eisenbasis zu erhalten, wie dies herkömmlich mittels 2P2S nicht möglich ist, jedoch durch ein Einmalpressformen und ein Einmalsintern (1P1S), können die Herstellungskosten gesenkt werden. Ferner kann aufgrund des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens, da es möglich ist, Sinterprodukte zu erhalten, die eine Konfiguration nahe an den Endkonfigurationen aufweisen, erwartet werden, dass mittels des (Netto-)Formens der Zeitaufwand für die Bearbeitung vermindert wird, die Materialausbeute verbessert wird, der Preis für eine Produkteinheit gesenkt wird und dergleichen.
Durch die vorliegende Erfindung wird es möglich, Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis herzustellen, die anders als bei dem herkömmlichen Konzept auch eine hohe Dichte aufweisen. Als Ergebnis konnte der Bereich der Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis von solchen mit niedriger Dichte zu solchen mit ultrahoher Dichte erweitert werden und demgemäß hat sich der Anwendungsbereich für Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis stark erweitert.
In der vorliegenden Erfindung ist Si ein wichtiges Element im Hinblick auf die Einschränkung der Blasenbildung des Sinteriegierungselements auf Eisenbasis. Wenn Si in einer zu geringen Menge vorliegt, ist der Effekt schlecht, und wenn es im Übermaß vorliegt, wird das Ausmaß der Abmessungsverringerung beim Sintern so groß, dass dies nicht bevorzugt ist. Der untere Grenzwert von Si kann vorzugsweise 0,01 Masse-%, 0,02 Masse-% und ferner 0,05 Masse-% betragen. Der obere Grenzwert von Si kann vorzugsweise 2 Masse-% betragen.
Es sollte beachtet werden, dass die C-Menge in der vorliegenden Erfindung auf 0,1 bis 0,8 Masse-% eingestellt wird, wobei das Auftreten einer Blasenbildung sowie die Vielseitigkeit des Sinteriegierungselements auf Eisenbasis als Strukturelement und dergleichen berücksichtigt werden. Wenn C in einer zu geringen Menge vorliegt, kann kein Sinterlegierungselement mit hoher Festigkeit erhalten werden, und wenn C im Übermaß vorliegt, nimmt die Duktilität ab, was nicht bevorzugt ist. C kann vorzugsweise in einer Menge von 0,2 bis 0,6 Masse-% und ferner von 0,3 bis 0,5 Masse-% vorliegen.
Mn ist zusätzlich zu Si ein Element, das die mechanischen Eigenschaften (Festigkeit oder Duktilität und dergleichen) von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis verbessert. Wenn es in einer zu geringen Menge vorliegt, ist der Effekt schlecht, und wenn es im Übermaß vorliegt, führt dies zu einer Verminderung der Festigkeit, und die Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern wird ebenfalls beeinträchtigt. Mn liegt derart vor, dass die Summe mit Si 3,5 Masse-% oder weniger, 3 Masse-% oder weniger und ferner 2,5 Masse-% oder weniger beträgt, wenn das gesamte Sinterlegierungselement auf Eisenbasis als 100 Masse-% angesetzt wird. Darüber hinaus kann Mn ferner so einbezogen werden, dass die Summe 0,02 Masse-% oder mehr, 0,03 Masse-% oder mehr und ferner 0,05 Masse-% beträgt. In diesem Fall kann der untere Grenzwert von Mn vorzugsweise 0 Masse-%, 0,01 Masse-%, 0,02 Masse-%, 0,05 Masse-%, 0,1 Masse-% und ferner 0,2 Masse-% betragen. Der obere Grenzwert von Mn kann vorzugsweise 1,5 Masse-%, 1,2 Masse-% (insbesondere weniger als 1,2 Masse-%), 1,15 Masse-%, 1,1 Masse-%, 1,05 Masse-% und 1,0 Masse-% (insbesondere weniger als 1,0 Masse-%) betragen, und es ist ferner bevorzugt, dass Mn in einem Bereich von 1 bis 0,5 Masse-% vorliegt.
Das Sinterlegierungselement auf Eisenbasis kann neben den vorstehend genannten Elementen Legierungselemente wie Molybdän (Mo), Chrom (Cr) und Nickel (Ni) enthalten. insbesondere ist es in dem Fall der Durchführung einer Wärmebehandlung, wie z. B. einem Raffinieren, bevorzugt, dass diese Elemente enthalten sind. Da deren geeigneter Gehalt abhängig von der C-Menge und dergleichen unterschiedlich ist, kann dieser nicht allgemein festgelegt werden. Es ist jedoch beispielsweise zweckmäßig, dass dann, wenn das gesamte Sinterlegierungselement auf Eisenbasis als 100 Masse-% angesetzt wird, Mo in einer Menge von 0,3 bis 2 Masse-% und ferner von 0,5 bis 1,5 Masse-% einbezogen wird, Cr in einer Menge von 0,3 bis 5 Masse-% und ferner von 0,5 bis 3,5 Masse-% einbezogen wird, und Ni in einer Menge von 0,5 bis 6 Masse-% und ferner von 1 bis 4 Masse-% einbezogen wird.
Das erfindungsgemäße Sinterlegierungselement auf Eisenbasis weist, ohne dass es Cu enthält, eine hohe Festigkeit und eine gute Abmessungsstabilität auf. insbesondere ist es erfindungsgemäß möglich, ein Cu-freies Sinterlegierungselement auf Eisenbasis herzustellen, das kein Cu umfasst, welches durch Schmelzen und dergleichen nur schwer entfernt werden kann. Daher verbessert die vorliegende Erfindung die Recyclebarkeit von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis und ist im Hinblick auf den Umweltschutz bevorzugt. Ferner kann dadurch, dass kein Cu verwendet wird, eine Materialkostensenkung von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis erreicht werden, und zusätzlich kann die Warmsprödigkeit von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis, die auf Cu zurückzuführen ist, vermieden werden. Das in der vorliegenden Beschreibung beschriebene, erfindungsgemäße Sinterlegierungselement auf Eisenbasis schließt den Fall, dass Cu enthalten ist, jedoch nicht vollständig aus. Der Fall, bei dem eine geeignete Menge an Cu zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Si und C enthalten ist, ist vom Schutzbereich der vorliegenden Erfindung ebenfalls umfasst.
Die „Festigkeit” und die „Abmessungsstabilität” gemäß der vorliegenden Beschreibung hängen von den Zusammensetzungen der Ausgangsmaterialpulver, den Dichten der Formkörper (oder den Formgebungsdrücken), den Sinterbedingungen (Temperatur, Zeit, Atmosphäre und dergleichen), usw., ab. Daher ist es nicht möglich, die „Festigkeit” und die „Abmessungsstabilität” allgemein festzulegen. Die Festigkeit kann jedoch vorzugsweise 1000 MPa oder mehr, 1500 MPa oder mehr, 2000 MPa oder mehr, 2500 MPa oder mehr und ferner 3000 MPa oder mehr betragen, bezogen auf die Querbruchfestigkeit.
Die Abmessungsstabilität, ohne dass eine Blasenbildung während des Sinterns verursacht wird, kann vorzugsweise derart sein, dass die Abmessungsänderungsrate vor/nach dem Sintern innerhalb von ±1%, innerhalb von ±0,5%, innerhalb von ±0,3% und ferner innerhalb von ±0,1% liegt. Es sollte beachtet werden, dass die gemessene Stelle angepasst ist, um eine Abmessung zu messen, bei der es wahrscheinlich ist, dass sie sich durch eine Blasenbildung ändert, obwohl diese Abmessungsstabilität aus den Messergebnissen zwischen der Abmessung eines Pulverpresskörpers und der Abmessung eines Sinterkörpers, der durch Sintern des Pulverpresskörpers hergestellt worden ist, ermittelt werden kann.
Die Abmessungsstabilität kann, wenn sie nicht mittels der vorstehend genannten Abmessungsänderungsrate bewertet wird, durch den Vergleich zwischen einem Rohdichteverhältnis und einem Sinterkörperdichteverhältnis bewertet werden. Insbesondere ist das erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierungselement auf Eisenbasis derart, dass das Sinterkörperdichteverhältnis innerhalb von ±1%, innerhalb von ±0,5%, innerhalb von ±0,3% und ferner innerhalb von ±0,1% liegt, bezogen auf das Rohdichteverhältnis.
Das in der vorliegenden Beschreibung beschriebene „Sinterlegierungselement auf Eisenbasis” ist derart, dass dessen Form keine Rolle spielt, und es kann sich dabei sogar um Materialien wie z. B. blockförmige, stabförmige, röhrenförmige, plattenförmige Materialien und sogar um Endkonfigurationen oder Strukturelemente handeln, die der Endkonfiguration nahe kommen.
Daher kann dieses Sinterlegierungselement auf Eisenbasis einfach als „Sinterlegierung auf Eisenbasis” bezeichnet werden.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Mn-Menge und der Querbruchfestigkeit eines bei 1150°C gesinterten Sinterkörpers (Sinterlegierung auf Eisenbasis).
2 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Mn-Menge und der Querbruchfestigkeit eines bei 1250°C gesinterten Sinterkörpers.
3 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Mn-Menge und dem Durchbiegungsausmaß eines bei 1150°C gesinterten Sinterkörpers.
4 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Mn-Menge und dem Durchbiegungsausmaß eines bei 1250°C gesinterten Sinterkörpers.
5 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Mn-Menge und der Abmessungsänderung eines bei 1150°C gesinterten Sinterkörpers.
6 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Mn-Menge und der Abmessungsänderung eines bei 1250°C gesinterten Sinterkörpers.
7 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Sinterdichte und der Querbruchfestigkeit.
8 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Sinterdichte und dem Durchbiegungsausmaß
9 ist ein Graph zur Veranschaulichung der Ergebnisse eines Dreipunkt-Biegedauerfestigkeitstests.
10 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Konfiguration eines Zugprüfkörpers.
11 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Zugfestigkeit und der FMS-Pulverzusammensetzung.
12 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Dehnung und der FMS-Pulverzusammensetzung.
13 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der Rohdichte und der restlichen Kohlenstoffmenge (C-Menge) nach dem Sintern.
14 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der zugemischten Kohlenstoffmenge (C-Menge) und der Zugfestigkeit.
15 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen der zugemischten Kohlenstoffmenge (C-Menge) und der Dehnung.
16 ist ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehungen zwischen dem Pressdruck und dem Sinterdichteverhältnis.
17A ist eine Photographie des Aussehens eines Sinterkörpers, in dem Blasen gebildet worden sind.
17B ist eine Querschnittsphotographie eines Sinterkörpers, in dem Blasen gebildet worden sind.
Beste Art und Weise der Durchführung der Erfindung
I. Ausführungsform
(Ausführungsform für die erste Erfindung)
Die vorliegende Erfindung wird mit Hilfe von Ausführungsformen detaillierter erläutert. Es sollte beachtet werden, dass, einschließlich der folgenden Ausführungsformen, der in der vorliegenden Beschreibung erläuterte Gegenstand zweckmäßig nicht nur auf die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis, sondern auch auf deren Herstellungsverfahren angewandt werden kann. Darüber hinaus sind davon selbstverständlich eine erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis mit verbesserter Härtbarkeit, die Cr oder Mo enthält, sowie deren Herstellungsverfahren umfasst. Ferner sollte beachtet werden, dass es von den Zielen, der erforderlichen Leistung und dergleichen abhängt, ob eine Ausführungsform die beste Art und Weise einer Ausführungsform darstellt oder nicht.
(1) Ausgangsmaterialpulver
Ein Ausgangsmaterialpulver umfasst ein Fe-System-Pulver, bei dem es sich um die Hauptkomponente der Sinterlegierung auf Eisenbasis handelt, und ein Verstärkungspulver, das Mn und Si umfasst.
Das Fe-System-Pulver kann entweder ein reines Eisenpulver oder ein Eisenlegierungspulver oder sogar ein Pulvergemisch aus diesen sein. Die Legierungselemente, die in das Eisenlegierungspulver einbezogen werden, sind nicht beschränkt. Als derartige Legierungselemente können vorzugsweise C, Mn, Si, P, S und dergleichen genannt werden. Mn und Si werden als Verstärkungspulver zugesetzt, können jedoch selbst in dem Fe-System-Pulver in kleinen Mengen zugesetzt werden. Wenn jedoch der Gehalt von C, Mn, Si, usw., zunimmt, wird das Fe-System-Pulver so hart, dass sich das Pressvermögen verschlechtert. Wenn das Fe-System-Pulver ein Eisenlegierungspulver ist, ist es daher ratsam, dass C: 0,02 Masse-% oder weniger, Mn: 0,2 Masse-% oder weniger und Si: 0,1 Masse-% oder weniger betragen.
Bezüglich Legierungselementen, die davon verschieden sind, können Mo, Cr, Ni, V, Co, Nb, W und dergleichen genannt werden. Diese Legierungselemente verbessern das Wärmebehandlungsvermögen von Sinterlegierungen auf Eisenbasis und sind Elemente, die bezüglich der Verstärkung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis effektiv sind. Diese Legierungselemente können, wenn das gesamte Ausgangsmaterialpulver als 100 Masse-% angesetzt wird, zweckmäßig so einbezogen werden, dass Mo: 0,1 bis 3 Masse-% und ferner 0,2 bis 2 Masse-%, Cr: 0,2 bis 5 Masse-% und ferner 0,3 bis 3,5 Masse-%, und Ni: 0,5 bis 6 Masse-% und ferner 1 bis 4 Masse-% betragen. Es sollte beachtet werden, dass diese Legierungselemente nicht in dem Ausgangsmaterialpulver als Eisenlegierungspulver enthalten sein müssen, dass sie jedoch in das Ausgangsmaterialpulver als Pulver, usw., von Legierungen oder Verbindungen, die von Fe verschieden sind, eingemischt werden können.
Das Verstärkungspulver ist derart, dass es ein Mn-Si-System-Pulver ist, die aus Legierungen oder Verbindungen von Mn und Si zusammengesetzt ist.
Das Mn-Si-System-Pulver kann vorzugsweise ein Fe-Mn-Si-Pulver (nachstehend wird dieses Pulver als „FMS-Pulver” bezeichnet, wo dies angemessen ist) sein, das aus Fe, der Hauptkomponente der Sinterlegierung auf Eisenbasis, und einer Legierung oder intermetallischen Verbindung von Mn und Si zusammengesetzt ist. Dieses Pulver ist derart, dass es möglich ist, es vergleichsweise billig herzustellen oder es zu kaufen.
Dieses FMS-Pulver kann, wenn das gesamte FMS-Pulver als 100 Masse-% angesetzt wird, vorzugsweise derart sein, dass 15 bis 75 Masse-% Mn, 15 bis 75 Masse-% Si vorliegen, die Summe von Mn und Si 35 bis 95 Masse-% betragen und der vorwiegende Rest Fe ist. Wenn Mn und Si in einer zu geringen Menge vorliegen, wandelt es sich in eine duktile Eisenlegierung um, und es wird schwierig, sie zu einem feinen Pulver zu pulverisieren. Darüber hinaus wird die Zugabernenge des FMS-Pulvers in dem Ausgangsmaterialpulver größer, was die Kosten der Sinterlegierung auf Eisenbasis erhöht. Wenn andererseits Mn und Si im Übermaß vorliegen, ist dies nicht bevorzugt, da die Kosten für die Einstellung der Zusammensetzung steigen. Es ist mehr bevorzugt, dass 20 bis 65% Masse-% Mn, 20 bis 65 Masse-% Si vorliegen und die Summe von Mn und Si 50 bis 90 Masse-% beträgt.
Das Zusammensetzungsverhältnis von Mn zu Si in dem FMS-Pulver (Mn/Si) beträgt 1/3 bis 0,9. Dies ist darauf zurückzuführen, dass es in einem solchen Fall wahrscheinlich ist, eine gut ausgewogene Sinterlegierung auf Eisenbasis zu erhalten, die bezüglich der Festigkeit, der Duktilität, der Abmessungsstabilität und dergleichen gut ist.
Das FMS-Pulver kann vorzugsweise derart sein, dass die enthaltene O-Menge 0,4 Masse-% oder weniger und ferner 0,3 Masse-% oder weniger beträgt. Wenn die O-Menge in dem Ausgangsmaterialpulver zunimmt, können die Verstärkungswirkungen von Mn und Si nicht ausreichend bereitgestellt werden. Ferner kann dann, wenn ein solcher Pulverpresskörper mit ultrahoher Dichte, dessen Rohdichteverhältnis 96% übersteigt, gesintert wird, O, dass in dessen Innerem vorliegt, eine Ursache für eine Blasenbildung (Blasen) werden, die in dem Sinterkörper auftreten. Dieser Punkt wird später beschrieben.
Der Anteil des Verstärkungspulvers, das dem Ausgangsmaterialpulver zugemischt wird, hängt von den Zusammensetzungen der eingesetzten Pulver oder den gewünschten Eigenschaften (den Zusammensetzungen von Mn und Si in der Sinterlegierung auf Eisenbasis) der Sinterlegierung auf Eisenbasis ab. Wenn beispielsweise ein FMS-Pulver (15 bis 75 Masse-% Mn, 15 bis 75 Masse-% Si und 35 bis 95 Masse-% der Summe von Mn und Si) verwendet wird, ist es ratsam, es in einer Menge von 0,05 bis 5 Masse-% und ferner von 0,1 bis 4 Masse-% zuzumischen, wenn das gesamte Ausgangsmaterialpulver als 100 Masse-% angesetzt wird. Ferner kann dessen unterer Grenzwert vorzugsweise 0,2 Masse-%, 0,3 Masse-%, 0,4 Masse-% und ferner 0,5 Masse-% betragen.
Je kleiner der Teilchendurchmesser des Verstärkungspulvers ist, desto stärker verbessern sich das Rohdichteverhältnis und das Sinterdichteverhältnis, so dass es wahrscheinlich ist, dass eine homogene Sinterlegierung auf Eisenbasis erhalten werden kann, bei der die Fluktuation der Zusammensetzung oder die Abscheidung und dergleichen weniger wahrscheinlich ist. Pulver, deren Teilchendurchmesser jedoch übermäßig klein sind, können jedoch nur schwer beschafft werden und die Kosten sind hoch. Es ist wahrscheinlich, dass eine Agglomeration, usw., erzeugt wird, so dass die Handhabbarkeit schlecht ist. Wenn somit das Verstärkungspulver derart ist, dass der Teilchendurchmesser 100 μm oder weniger, 63 μm oder weniger, 45 μm oder weniger und ferner 25 μm oder weniger beträgt, ist es wahrscheinlich, dass eine einheitliche Dispersion stattfindet. Es ist ratsam, Pulver, die leicht erhältlich sind, innerhalb dieses Bereichs zu verwenden. Es sollte beachtet werden, dass es sich bei dem Teilchendurchmesser gemäß der vorliegenden Beschreibung um einen Teilchendurchmesser handelt, der mittels Sieben ermittelt wird.
Obwohl die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis mittels Mn und Si verstärkt wird, kann durch einen zusätzlichen C-Gehalt eine viel größere Verstärkung erreicht werden. Insbesondere mittels Wärmebehandlungen, wie z. B. einem Härten und Anlassen, wird es einfach, die mechanischen Eigenschaften der Sinterlegierung auf Eisenbasis zu verbessern oder anzupassen.
Für die Einführung von C in die Sinterlegierung auf Eisenbasis kann ein Fe-System-Pulver (Fe-System-Legierungspulver) verwendet werden, das C umfasst. Im Hinblick auf das Pressvermögen des Ausgangsmaterialpulvers oder die Einfachheit der Mischungseinstellung der C-Menge und dergleichen ist es jedoch ratsam, ein C-System-Pulver in das Ausgangsmaterialpulver einzumischen. Das C-System-Pulver ist derart, dass ein Graphitpulver (Gr-Pulver), das im Wesentlichen aus 100% C besteht, repräsentativ ist, jedoch kann bzw. können auch ein Fe-C-Legierungspulver, verschiedene Carbidpulver, usw., verwendet werden. Es ist ratsam, dass die zugemischte Menge des C-System-Pulvers, usw., wie es vorstehend beschrieben worden ist, so angepasst wird, dass die C-Menge in der Sinterlegierung auf Eisenbasis etwa 0,1 bis 1,0% beträgt.
(2) Pressschritt
Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierung auf Eisenbasis umfasst vorwiegend einen Pressschritt und einen Sinterschritt. Dabei wird zuerst der Pressschritt detailliert erläutert.
Der Pressschritt ist ein Schritt, bei dem das Ausgangsmaterialpulver, bei welchem das vorstehend beschriebene Fe-System-Pulver mit dem Verstärkungspulver gemischt ist, gepresst wird, um einen Pulverpresskörper herzustellen. Der Pressdruck, die Dichte des Pulverpresskörpers (oder das Rohdichteverhältnis), die Konfiguration des Pulverpresskörpers und dergleichen sind nicht speziell beschränkt.
Der Pressdruck und die Rohdichte können jedoch unter Berücksichtigung der Handhabbarkeit des Pulverpresskörpers derart sein, dass zumindest nicht leicht ein Bruch stattfindet. Beispielsweise kann der Pressdruck vorzugsweise 350 MPa oder mehr, 400 MPa oder mehr und ferner 500 MPa oder mehr betragen. Das Rohdichteverhältnis beträgt vorzugsweise 80% oder mehr, 85% oder mehr und ferner 90% oder mehr. Je höher der Pressdruck oder das Rohdichteverhältnis ist, desto wahrscheinlicher ist es, dass die Sinterlegierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erhalten werden kann, jedoch ist es ratsam, abhängig von der vorgesehenen Verwendung der Sinterlegierung auf Eisenbasis und den Spezifikationen einen optimalen Pressdruck oder ein optimales Rohdichteverhältnis auszuwählen. Darüber hinaus kann der Pressschritt entweder als Kaltpressen oder Warmpressen durchgeführt werden und dem Ausgangsmaterialpulver kann ein inneres Schmiermittel zugesetzt werden. Wenn ein inneres Schmiermittel zugesetzt wird, sollte das Ausgangsmaterialpulver das innere Schmiermittel enthalten.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben, wie es in der Patentliteratur Nr. 3 beschrieben ist, ein Pressverfahren für einen Pulverpresskörper bereitgestellt, das ein Pressen bei einem ultrahohen Druck erlaubt, der die allgemeinen Pressdrücke übertrifft. Gemäß dieses Pressverfahrens wird eine Pulverpresskörperherstellung bei ultrahohen Drücken wie z. B. 1000 MPa oder mehr, 1200 MPa oder mehr, 1500 MPa oder mehr und ferner etwa 2000 MPa oder mehr ermöglicht. Die Dichte eines Pulverpresskörpers, der mit diesem Verfahren erhalten werden kann, kann 96% oder mehr, 97% oder mehr, 98% oder mehr und ferner bis zu 99% erreichen. Nachstehend wird dieses Pressverfahren erläutert (nachstehend wird dieses Pressverfahren gegebenenfalls als „Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren” bezeichnet).
Das Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren (Pressschritt) umfasst einen Füllschritt des Füllens des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug mit einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel, das auf die Innenoberfläche aufgebracht wird, und einen Warmpressschritt des Erzeugens eines Metallseifenfilms auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers, das mit der Presswerkzeuginnenoberfläche in Kontakt ist, durch Warmpressen des Ausgangsmaterialpulvers, das innerhalb dieses Presswerkzeugs angeordnet ist.
Gemäß dieses Pressverfahrens entstehen Nachteile, die bei den allgemeinen Pressverfahren auftreten, selbst dann nicht, wenn der Pressdruck beträchtlich größer gemacht wird. Insbesondere kann ein Fressen zwischen dem Ausgangsmaterialpulver und der Innenoberfläche des Presswerkzeugs, eine übermäßig hohe Ausstoßkraft, die Verschlechterung der Dauerbeständigkeit des Presswerkzeugs und dergleichen beschränkt werden. Nachstehend werden der Füllschritt und der Warmpressschritt dieses Pressverfahrens detaillierter erläutert.
(a) Füllschritt
Vor dem Füllen des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug (Hohlraum), wird auf die Innenoberfläche eines Presswerkzeugs ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel aufgebracht (Aufbringschritt). Bei dem hier verwendeten höhere Fettsäure-System-Schmiermittel kann es sich zusätzlich zu einer höheren Fettsäure selbst auch um Metallsalze von höheren Fettsäuren handeln. Als Metallsalze von höheren Fettsäuren können Lithiumsalze, Calciumsalze oder Zinksalze und dergleichen genannt werden. Insbesondere sind Lithiumstearat, Calciumstearat, Zinkstearat, usw., bevorzugt. Zusätzlich dazu ist es möglich, Bariumstearat, Lithiumpalmitat, Lithiumoleat, Calciumpalmitat, Calciumoleat, usw., zu verwenden.
Der Aufbringschritt kann z. B. durch Sprühen eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels, das in Wasser, einer wässrigen Lösung oder einer alkoholischen Lösung und dergleichen dispergiert ist, in ein erhitztes Presswerkzeug durchgeführt werden. Wenn ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel in Wasser, usw., dispergiert wird, ist es bevorzugt, das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel einheitlich auf die Innenoberfläche eines Presswerkzeugs zu sprühen. Wenn das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel in ein erhitztes Presswerkzeug gesprüht wird, verdampft das enthaltene Wasser, usw., schnell, und demgemäß haftet das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel einheitlich auf der Innenoberfläche des Presswerkzeugs. Die Heiztemperatur eines Presswerkzeugs ist derart, dass es ausreichend ist, dieses z. B. auf 100°C oder mehr zu erhitzen, obwohl es bevorzugt ist, die Temperatur des später beschriebenen Warmpressschritts zu berücksichtigen. Um jedoch einen einheitlichen Film eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels zu bilden, ist es bevorzugt, die Heiztemperatur auf einen niedrigeren Wert als den Schmelzpunkt des höhere Fettsäure-System-Schmiermittels einzustellen.
Wenn beispielsweise Lithiumstearat als höhere Fettsäure-System-Schmiermittel verwendet wird, ist es ratsam, die Heiztemperatur auf weniger als 220°C einzustellen.
Es sollte beachtet werden, dass es beim Dispergieren eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels in Wasser und dergleichen bevorzugt ist, das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel in einem Anteil von 0,1 bis 5 Masse-% und ferner von 0,5 bis 2 Masse-% einzubeziehen, wenn die Masse der gesamten wässrigen Lösung als 100 Masse-% angesetzt wird, da dann ein einheitlicher Schmiermittelfilm auf der Innenoberfläche eines Presswerkzeugs gebildet wird.
Darüber hinaus kann beim Dispergieren eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels in Wasser und dergleichen, wenn dem Wasser ein grenzflächenaktives Mittel zugesetzt wird, eine einheitliche Dispersion des höhere Fettsäure-System-Schmiermittels erreicht werden. Als solches grenzflächenaktives Mittel können z. B. grenzflächenaktive Mittel des Alkylphenol-Systems, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 6, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 10, grenzflächenaktive Mittel des anionischen und des nichtionischen Typs, Emulbon T-80 des Borsäureester-Systems, usw., verwendet werden. Es ist auch ratsam, zwei oder mehr dieser Substanzen zu kombinieren. Wenn beispielsweise Lithiumstearat als höhere Fettsäure-System-Schmiermittel verwendet wird, ist es bevorzugt, drei Arten des grenzflächenaktives Mittels gleichzeitig zu verwenden, nämlich Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 6, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 10, und Emulbon T-80 des Borsäureester-Systems. Dies ist darauf zurückzuführen, dass in diesem Fall die Dispergierbarkeit von Lithiumstearat in Wasser, usw., verglichen mit dem Fall, bei dem nur eine Art davon zugesetzt wird, verbessert wird.
Um eine wässrige Lösung eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels zu erhalten, dessen Viskosität für das Sprühen geeignet ist, ist es bevorzugt, den Anteil eines grenzflächenaktiven Mittels auf 1,5 bis 15 Vol.-% einzustellen, wenn das Volumen der gesamten wässrigen Lösung als 100 Vol.-% angesetzt wird.
Darüber hinaus ist es ratsam, eine geringe Menge eines Schaumdämpfers (z. B. eines Silizium-System-Schaumdämpfers und dergleichen) zuzusetzen. Dies ist darauf zurückzuführen, dass es dann, wenn das Schäumen einer wässrigen Lösung heftig ist, weniger wahrscheinlich ist, dass ein einheitlicher Film aus einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf der Innenoberfläche eines Presswerkzeugs gebildet wird, wenn diese versprüht wird. Der Zugabeanteil eines Schaumdämpfers kann etwa 0,1 bis 1 Vol.-% betragen, wenn das Volumen der gesamten wässrigen Lösung als 100 Vol.-% angesetzt wird.
Es ist zweckmäßig, dass die Teilchen eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels, das in Wasser und dergleichen dispergiert ist, derart sind, dass der maximale Teilchendurchmesser weniger als 30 μm beträgt. Dies ist darauf zurückzuführen, dass es dann, wenn der maximale Teilchendurchmesser 30 μm oder mehr beträgt, wahrscheinlich ist, dass die Teilchen eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels in einer wässrigen Lösung ausfallen, so dass es schwierig wird, das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel einheitlich auf die Innenoberfläche eines Presswerkzeugs aufzubringen.
Zum Aufbringen einer wässrigen Lösung, in der ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel dispergiert ist, ist es möglich, Spritzpistolen, elektrostatische Pistolen und dergleichen zum Beschichten zu verwenden. Es sollte beachtet werden, dass es im Hinblick auf das Ergebnis, das bei der Untersuchung der Beziehung zwischen der aufgebrachten Menge der höhere Fettsäure-System-Schmiermittel und der Ausstoßkraft für Pulverpresskörper durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung erhalten wurde, bevorzugt ist, dass ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittelfilm derart auf der Innenoberfläche eines Presswerkzeugs haftet, dass die Filmdicke etwa 0,5 bis 1,5 μm beträgt.
(b) Warmpressschritt
Es wird angenommen, dass dann, wenn ein Ausgangsmaterialpulver, das in ein Presswerkzeug gefüllt wird, in dem ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf die Innenoberfläche aufgebracht worden ist, warmgepresst wird, ein Metallseifenfilm auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers (oder des Pulverpresskörpers) gebildet wird, das (der) mit der Innenoberfläche des Presswerkzeugs in Kontakt ist, so dass aufgrund der Gegenwart dieses Metallseifenfilms ein Pressen mit ultrahohem Druck in einem industriellen Maßstab möglich ist. Dieser Metallseifenfilm bindet fest an die Oberfläche des Pulverpresskörpers und zeigt ein viel besseres Schmiervermögen als das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel, das auf die Innenoberfläche des Presswerkzeugs aufgebracht worden ist. Als Ergebnis vermindert der Metallseifenfilm die Reibungskraft zwischen der Kontaktoberfläche der Innenoberfläche des Presswerkzeugs und der Kontaktoberfläche der äußeren Oberfläche des Pulverpresskörpers stark, und es wird trotz des Pressens bei hohem Druck kein Fressen und dergleichen verursacht. Darüber hinaus ist es möglich, einen Pulverpresskörper mit einer sehr niedrigen Ausstoßkraft aus dem Presswerkzeug zu entnehmen, und demgemäß wurde auch die übermäßige Verschlechterung der Dauerbeständigkeit des Presswerkzeugs beseitigt.
Der Metallseifenfilm ist z. B. ein Eisensalzfilm einer höheren Fettsäure, der durch eine mechanochemische Reaktion gebildet wird, die zwischen einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel und Fe in einem Ausgangsmaterialpulver bei hohem Druck in warmer Zustand gebildet wird. Ein repräsentatives Beispiel dafür ist ein Eisenstearatfilm, der gebildet wird, wenn Lithiumstearat oder Zinkstearat, bei dem es sich um ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel handelt, mit Fe reagiert.
Der Begriff „warm”, der bezüglich des vorliegenden Schritts verwendet wird, kann für ein Ausmaß eines Erwärmungszustands stehen, das derart ist, dass die Reaktion zwischen einem Ausgangsmaterialpulver und einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel erleichtert wird. Im Allgemeinen ist es ratsam, eine Presstemperatur von 100°C oder mehr einzusetzen. Im Hinblick auf das Verhindern einer Zersetzung eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels ist es jedoch ratsam, eine Presstemperatur von 200°C oder weniger einzusetzen. Es ist mehr bevorzugt, eine Presstemperatur von 120 bis 180°C einzusetzen.
Der Ausdruck „mit Druck beaufschlagen”, der bezüglich des vorliegenden Schritts verwendet wird, steht für einen Bereich, bei dem ein Metallseifenfilm gebildet wird, während die Spezifikationen der Sinterlegierung auf Eisenbasis berücksichtigt werden. Unter Berücksichtigung der Dauerbeständigkeit und der Produktivität ist es bevorzugt, die Obergrenze des Formgebungsdrucks auf 2000 MPa einzustellen. Wenn der Pressdruck etwa 1500 MPa beträgt, erreicht die Dichte des erhaltenen Pulverpresskörpers die wahre Dichte (98 bis 99%, bezogen auf das Rohdichteverhältnis), und es kann keine weitere starke Verdichtung erreicht werden, selbst wenn der Pulverpresskörper mit einem Druck von 2000 MPa oder mehr beaufschlagt wird.
Es sollte beachtet werden, dass es dann, wenn dieses Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren verwendet wird, nicht erforderlich ist, ein inneres Schmiermittel zu verwenden, und dass ein Pulverpresskörper mit einer viel höheren Dichte erhalten werden kann. Wenn der Pulverpresskörper gesintert wird, tritt darüber hinaus nicht der Fall auf, dass das Innere eines Ofens aufgrund der Zersetzung, der Emission und dergleichen eines inneren Schmiermittels verschmutzt wird. Es sollte jedoch beachtet werden, dass die Verwendung eines inneren Schmiermittels in der vorliegenden Erfindung nicht ausgeschlossen ist.
(3) Sinterschritt
Der Sinterschritt ist ein Schritt, bei dem ein Pulverpresskörper, der in dem Pressschritt erhalten worden ist, durch Erhitzen in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre gesintert wird.
Die Sintertemperatur und die Sinterzeit werden unter Berücksichtigung der gewünschten Eigenschaften, der Produktivität und dergleichen der Sinterlegierung auf Eisenbasis zweckmäßig ausgewählt. Je höher die Sintertemperatur ist, desto kürzer ist der Zeitraum, in dem die Sinterlegierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erhalten werden kann. Wenn die Sintertemperatur jedoch zu hoch ist, treten flüssige Phasen auf oder die Schrumpfung wird groß, so dass dies nicht bevorzugt ist. Wenn die Sintertemperatur zu niedrig ist, wird die Diffusion von Legierungselementen unzureichend, so dass dies nicht bevorzugt ist. Darüber hinaus wird die Sinterzeit lang und demgemäß vermindert sich die Produktivität der Sinterlegierung auf Eisenbasis. Die Sintertemperatur kann 900 bis 1400°C und ferner 1100 bis 1350°C betragen. Insbesondere wenn die Sinterlegierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erhalten wird, kann die Sintertemperatur auf 1150°C oder mehr eingestellt werden. Darüber hinaus kann die Sinterzeit auf 0,1 bis 3 Stunden und ferner auf 0,1 bis 2 Stunden eingestellt werden, während die Sintertemperatur, die Spezifikationen, die Produktivität und die Kosten, usw., der Sinterlegierung auf Eisenbasis berücksichtigt werden.
Die Sinteratmosphäre kann eine oxidationsverhindernde Atmosphäre sein. Mn und Si, die in das Verstärkungspulver einbezogen werden, sind derart, dass die Affinität zu O extrem stark ist, so dass es sich um Elemente handelt, bei denen es sehr wahrscheinlich ist, dass sie oxidiert werden. Insbesondere wenn ein FMS-Pulver verwendet wird, ist die freie Energie der Oxidbildung niedriger als diejenige der einfachen Substanzen von Mn und Si, so dass die Befürchtung besteht, dass es selbst mit der geringen Sauerstoffmenge innerhalb eines Heizofens unter Bildung der Oxide von Mn und Si innerhalb des Sinterkörpers reagiert. Das Vorliegen solcher Oxide ist nicht bevorzugt, da es die mechanischen Eigenschaften der Sinterlegierung auf Eisenbasis verschlechtert. Somit kann die Sinteratmosphäre vorzugsweise eine oxidationsverhindernde Atmosphäre, wie z. B. eine Vakuumatmosphäre, eine Inertgasatmosphäre und eine Stickstoffgasatmosphäre, sein. Selbst wenn es sich um eine solche Atmosphäre handelt, ist es dann, wenn restlicher Sauerstoff (Sauerstoffpartialdruck) darin vorliegt, ratsam, eine reduzierende Atmosphäre zu verwenden, in der Wasserstoffgas (Wasserstoffgas mit hoher Reinheit, das auf einen niedrigen Taupunkt (z. B. –30°C oder weniger) gereinigt worden ist) mit Stickstoffgas in einer Menge von wenigen Vol.-% (z. B. 5 bis 10%) gemischt worden ist.
Da jedoch die Verwendung von Wasserstoffgas in industrieller Hinsicht weniger bevorzugt ist, ist es mehr bevorzugt, den Sinterschritt der vorliegenden Erfindung in einer Inertgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck durchzuführen, deren Sauerstoffpartialdruck 10^–19 Pa oder weniger (100 ppm oder weniger, bezogen auf die CO-Konzentration) entspricht. In einer solchen Inertgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck werden selbst dann, wenn ein FMS-Pulver mit O reagiert, der an einem Ausgangsmaterialpulver anhaftet, so dass Mischoxide, usw., gebildet werden, diese weiter zersetzt. Als Ergebnis kann eine Sinterlegierung auf Eisenbasis mit einer intakten Struktur erhalten werden, die frei von störenden Substanzen, wie z. B. Oxiden, ist. Es sollte beachtet werden, dass ein kontinuierlicher Sinterofen, bei dem eine Inertgasatmosphäre (N₂-Gas) mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck realisiert ist, käuflich ist (OXYNON-Ofen, von KANTO YAKIN KOGYO Co., Ltd. hergestellt).
(4) Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis mit ultrahoher Dichte
Die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis kann sowohl eine hohe als auch eine niedrige Dichte aufweisen. D. h., wie die herkömmlichen Sinterlegierungen auf Eisenbasis kann es sich dabei um eine Sinterlegierung auf Eisenbasis mit niedriger Dichte handeln, die durch Sintern eines Pulverpresskörpers hergestellt wird, der einem Pressen bei niedrigem Druck unterzogen wurde, oder es kann sich um eine Sinterlegierung mit hoher Dichte handeln, die durch Sintern eines Pulverpresskörpers mit hoher Dichte hergestellt wird, der einem Pressen bei hohem Druck unter Verwendung des vorstehend beschriebenen Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahrens unterzogen wurde. In jedem Fall kann die Verbesserung der Festigkeit und der Abmessungsstabilität der Sinterlegierung auf Eisenbasis mittels Mn und Si erreicht werden. Um jedoch eine solche Sinterlegierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit zu erhalten, die Sinterkörpern auf Eisenbasis oder geschmiedeten Sinterkörpern, die mittels Doppelpressen und Doppelsintern (2P2S) erhältlich sind, und ferner durch Schmelzen erzeugten Materialien äquivalent ist, ist es bevorzugt, dass der Pulverpresskörper oder der Sinterkörper eine viel höhere Dichte aufweist. Beispielsweise ist es zweckmäßig, dass das Rohdichteverhältnis oder das Sinterdichteverhältnis 92% oder mehr, 95% oder mehr, 96% oder mehr und ferner 97% oder mehr betragen kann.
Gemäß den Untersuchungen der Erfinder der vorliegenden Erfindung wurde es dann, wenn ein Sintern eines solchen Pulverpresskörpers mit ultrahoher Dichte durchgeführt wurde (z. B. wenn das Rohdichteverhältnis 96% oder mehr betrug), ersichtlich, dass eine Blasenbildung (Blasen) wahrscheinlich ist. Insbesondere wenn C mittels eines Graphitpulvers und dergleichen in ein Ausgangsmaterialpulver einbezogen wird, ist es wahrscheinlich, dass eine solche Blasenbildung stattfindet. Wenn eine solche Blasenbildung stattfindet, ist es jedoch natürlich, dass sich die Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern extrem verschlechtert. Insbesondere vergrößern sich die Abmessungen von Sinterlegierungen auf Eisenbasis in anomaler Weise stärker als die Abmessungen von Pulverpresskörpern, und demgemäß verschlechtert sich die Sinterdichte extrem stark. Ferner ist die Blasenbildung, die auftritt, wenn Luftlöcher innerhalb Sinterlegierungen auf Eisenbasis gebildet werden, nicht nur ein innerer Defekt von Sinterlegierungen auf Eisenbasis, sondern es ist auch wahrscheinlich, dass der Fall auftritt, dass dann, wenn die Blase gespannt ist, diese aufplatzt, so dass die Sinterkörper nicht ihre ursprünglichen Formen beibehalten. in jedem Fall haben sich die Sinterlegierungen auf Eisenbasis, wenn eine solche Blasenbildung stattfindet, in fehlerhafte Produkte umgewandelt.
Der Grund für das Auftreten einer solchen Blasenbildung liegt in verschiedenen Gasen, wie z. B. H₂O, CO und CO₂, die sich bilden, wenn Feuchtigkeit, Oxide und dergleichen, die an der teilchenförmigen Oberfläche von Ausgangsmaterialpulvern haften, während des Erhitzens des Sinterschritts reduziert und zersetzt werden. Es wird angenommen, dass diese Gase innerhalb eingeschlossener Löcher innerhalb von Sinterkörpern eingeschlossen sind, und sich während des Erhitzens des Sinterschritts ausdehnen, so dass in den Sinterkörpern eine Blasenbildung auftritt. Selbstverständlich scheint es, wenn ein Pulverpresskörper in der herkömmlichen Weise eine niedrige Dichte aufweist, dass das Auftreten der vorstehend genannten Blasenbildung geringer ist, da die erzeugten Gase durch Räume, die zwischen den Teilchen der Ausgangsmaterialpulver vorliegen, zur Außenseite emittiert werden.
Wenn ein Rohpresskörper mit ultrahoher Dichte, dessen Dichteverhältnis 92% oder mehr und ferner 96% oder mehr beträgt, wie dies in der vorliegenden Erfindung der Fall ist, vorliegt, unterscheiden sich die Umstände des In-Kontakt-Bringens von den herkömmlichen Umständen, und es scheint, dass sich die Rohpresskörper in einen Zustand umwandeln, bei dem die jeweiligen Teilchenbestandteile eng aneinander haften. Ferner wandeln sich Mikrorestluftlöcher, die im Inneren vorliegen, in unabhängige Luftlöcher um, die durch die umgebenden Teilchen eingeschlossen sind. Es scheint, dass Gase, die an den Abschnitten erzeugt werden, ihren Austrittsweg verlieren, durch das Erhitzen bei hoher Temperatur während des Sinterschritts mit einem anomal hohen Druck beaufschlagt werden und ferner bei der Ausdehnung den Kontakt oder die Bindung zwischen den Metallteilchen zerstören, wodurch sie zu einer Makroblasenbildung führen.
Um eine Sinterlegierung auf Eisenbasis zu erhalten, die eine hohe Festigkeit aufweist und bezüglich der Abmessungsstabilität gut ist, sind selbst dann, wenn ein Pulverpresskörper mit ultrahoher Dichte, der aus einem Ausgangsmaterialpulver zusammengesetzt ist, das C, wie z. B. Graphit, enthält, bei hoher Temperatur gesintert wird, eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, welche die vorstehend genannte Blasenbildung nicht aufweist, und ein Herstellungsverfahren dafür erforderlich.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben zur Beschränkung des Auftretens des CO-Gases, usw., gefunden, dass es nützlich ist, bevor Sauerstoff, der in einem Ausgangsmaterialpulver vorliegt, mit Graphit und dergleichen reagiert, das um diesen vorliegt, und Gase wie z. B. CO-Gas erzeugt, den Sauerstoff als stabilen Feststoff (Oxid) in dem Sinterkörper zu fixieren. Insbesondere wurde gefunden, dass es nützlich ist, eine Substanz (nämlich einen Sauerstofffänger), dessen Affinität zu O stärker ist und dessen freie Energie zur Oxidbildung niedriger als diejenige von C ist, einem Ausgangsmaterialpulver zuzusetzen. Ferner wurde gefunden, dass der Effekt als Sauerstofffänger bei Mn und Si (insbesondere bei Si) vorliegt.
Dadurch, dass Si und dergleichen in die Sinterlegierung auf Eisenbasis einbezogen wird, kann nicht nur die Verbesserung der Festigkeit und der Abmessungsstabilität erreicht werden, wie es vorstehend beschrieben worden ist, sondern es kann auch die Blasenbildung verhindert werden, wenn Rohpresskörper mit ultrahoher Dichte gesintert werden.
Folglich wird es erfindungsgemäß möglich, eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine hohe Festigkeit aufweist und bezüglich der Abmessungsstabilität gut und ferner kostengünstig ist, in einer Form zu erhalten, die eine niedrige bis ultrahohe Dichte aufweist, und demgemäß wurde der Anwendungsbereich (vorgesehene Anwendung) für die Sinterlegierung auf Eisenbasis beträchtlich erweitert. Insbesondere wenn das vorstehend genannte Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren verwendet wird, kann eine kostengünstige Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine viel höhere Festigkeit aufweist und auch bezüglich der Abmessungsstabilität gut ist, durch ein Einmalpressen und Einmalsintern (1P1S) erhalten werden, ohne das herkömmliche 2P2S- oder Pulverschmiedeverfahren anzuwenden. Eine solche Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine hohe Dichte aufweist, und das Verfahren zu deren Herstellung können z. B. wie folgt sein.
Insbesondere kann es sich bei der Sinterlegierung auf Eisenbasis um eine Sinterlegierung auf Eisenbasis handeln, die durch Sintern eines Pulverpresskörpers erhalten wird, der durch Pressen eines Ausgangsmaterialpulvers, das vorwiegend aus Fe zusammengesetzt ist, hergestellt wird, und die dadurch gekennzeichnet ist, dass sie, wenn die Gesamtheit als 100 Masse-% angesetzt wird, Si in einer Menge von 0,01 bis 2 Masse-%, C in einer Menge von 0,1 bis 1,0 Masse-% und Fe als vorwiegenden Rest umfasst, und dass sie eine so hohe Dichte aufweist, dass das Sinterdichteverhältnis (ρ'/ρ₀' × 100%), d. h. das Verhältnis der Rohdichte (ρ') zur theoretischen Dichte (ρ₀'), 92% oder mehr und ferner 96% oder mehr beträgt.
Darüber hinaus ist dessen Herstellungsverfahren dadurch gekennzeichnet, dass es einen Pressschritt der Erzeugung eines Pulverpresskörpers, dessen Rohdichteverhältnis (ρ/ρ₀' × 100%), d. h. das Verhältnis der Rohdichte (ρ) zur theoretischen Dichte (ρ₀'), 92% oder mehr und ferner 96% oder mehr beträgt, durch Pressen eines Ausgangsmaterialpulvers, bei dem ein Fe-System-Pulver, das aus mindestens einem von reinem Eisen und einer Eisenlegierung zusammengesetzt ist, ein C-System-Pulver, das vorwiegend C umfasst, und ein Si-System-Pulver, das aus einer einfachen Substanz, Legierung oder Verbindung von Si zusammengesetzt ist, gemischt sind, und einen Sinterschritt des Erhitzens des Pulverpresskörpers, um diesen zu sintern, umfasst, und die vorstehend beschriebene Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine hohe Dichte aufweist, kann nach dem Sinterschritt erhalten werden.
(5) Variation der C-Menge und Abmessungsstabilität vor/nach dem Sintern
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gefunden, dass dann, wenn ein FMS-Pulver in ein Ausgangsmaterialpulver eingemischt ist, die Variation der C-Menge vor/nach dem Sintern sehr klein wird. Ferner ist die Abmessungsänderung der Sinterlegierung auf Eisenbasis umso kleiner, je kleiner die Variation der C-Menge ist. Ferner ergab sich auch, dass die Variation der C-Menge mit der Dichte der Sinterlegierung auf Eisenbasis vor dem Sintern zusammenhängt. D. h., je kleiner die Variation der C-Menge vor/nach dem Sintern ist, desto höher ist die Dichte des Pulverpresskörpers, und demgemäß ergab sich auch, dass dann, wenn sich ein Pulverpresskörper an die wahre Dichte annähert, die C-Menge vor und nach dem Sintern kaum variiert, so dass sie sich stabilisiert.
Es wurde bisher davon ausgegangen, dass C während des Sinterns abgeführt wird, so dass die C-Menge bezüglich vor und nach dem Sintern um etwa 10 bis 20% abnimmt. Erfindungsgemäß ist es jedoch möglich, die Variation der C-Menge vor/nach dem Sintern extrem klein zu machen, und demgemäß verbessert sich das Ausbeuteverhältnis eines C-System-Pulvers, das in ein Ausgangsmaterialpulver eingemischt wird, und folglich wird eine Verminderung der Ausgangsmaterialkosten für eine Sinterlegierung auf Eisenbasis möglich. Insbesondere da ein Gr-Pulver vergleichsweise teuer ist, können die Ausgangsmaterialkosten mittels der Verbesserung des Ausbeuteverhältnisses gesenkt werden.
Da darüber hinaus die gemischte Zusammensetzung eines Ausgangsmaterialpulvers im Wesentlichen der Legierungszusammensetzung nach dem Sintern entspricht, wird die Herstellung der Sinterlegierung auf Eisenbasis mit gewünschten Zusammensetzungen möglich. Folglich wird die Verstärkungswirkung für die Sinterlegierung auf Eisenbasis mittels C stabil bereitgestellt, und die Qualitätskontrolle der Sinterlegierung auf Eisenbasis wird im Hinblick auf die Abmessungsstabilität sowie die mechanischen Eigenschaften, wie z. B. die Festigkeit, einfach.
Der Grund dafür, warum die Variation der C-Menge klein wird, ist noch nicht klar, wobei jedoch gegenwärtig folgendes angenommen wird. D. h., Sauerstoff (O), der in einem Ausgangsmaterialpulver enthalten ist, wird vorzugsweise durch ein FMS-Pulver, das entsprechend in dem Ausgangsmaterialpulver enthalten ist, während des Sinterns eingeschleppt. Als Ergebnis kann der Sauerstoff kaum mit C, wie z. B. einem Gr-Pulver, reagieren. Demgemäß wird angenommen, dass die Menge an C, das sich in CO, CO₂ und dergleichen umwandelt, so dass es zur Außenseite emittiert wird, stark abnimmt, so dass die Verminderung der C-Menge in der Sinterlegierung beträchtlich unterdrückt werden kann. Beispielsweise wird gemäß den Experimenten der Erfinder der vorliegenden Erfindung bestätigt, dass dann, wenn die emittierte Sauerstoffmenge in einem Bereich von Raumtemperatur bis 1350°C gemessen wird, der emittierte Sauerstoff mit oder ohne FMS-Pulver von 0,1% auf 0,06% abnimmt.
Auf der Basis der vorstehend genannten Tatsache kann die vorliegende Erfindung vorzugsweise derart sein, dass das Rohdichteverhältnis (ρ/ρ₀' × 100%) des Pulverpresskörpers 92% oder mehr, 94%, 96% oder mehr und ferner 98% oder mehr betragen kann. Darüber hinaus kann der Pressschritt gemäß dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung vorzugsweise ein Schritt sein, bei dem die Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine so hohe Dichte aufweist, erhalten werden kann.
Diese Tatsache liegt auch vor, wenn nicht das Rohdichteverhältnis, sondern das Sinterdichteverhältnis betrachtet wird. Dies ist darauf zurückzuführen, dass begleitet von der Verminderung der Variation der C-Menge die Gewichtsänderung und die Abmessungsänderung vor/nach dem Sintern so klein werden, dass zwischen dem Rohdichteverhältnis und dem Sinterdichteverhältnis kein wesentlicher Unterschied vorliegt. Somit kann gesagt werden, dass auch das Sinterdichteverhältnis (ρ'/ρ₀' × 100%) der erfindungsgemäßen Sinterlegierung auf Eisenbasis 92% oder mehr, 94%, 96% oder mehr und ferner 98% oder mehr betragen kann.
Es sollte beachtet werden, dass der vorstehend beschriebene Gehalt bezüglich der Variation der C-Menge vor/nach dem Sintern ungeachtet der Zusammensetzungen der Sinterlegierung auf Eisenbasis oder des Fe-System-Pulvers gilt. Je mehr die Sinterlegierung auf Eisenbasis jedoch Cr anstelle von Mo enthält, desto kleiner wird die Variation der C-Menge.
(6) Zusätzliche Merkmale
Die Sinterlegierung auf Eisenbasis kann abhängig von ihren Spezifikationen weiter Wärmebehandlungsschritten unterzogen werden, wie z. B. einem Glühen, Normalglühen, Altern, Raffinieren (Härten und Anlassen), Aufkohlen und Nitrieren. Natürlich kann die Sinterlegierung auf Eisenbasis vorzugsweise eine solche Zusammensetzung (C, Mo, Cr und dergleichen) sein, die von der Art der Wärmebehandlungen abhängt.
Die Form der erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierung auf Eisenbasis und die beabsichtigte Verwendung der erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierung auf Eisenbasis sind nicht beschränkt. Beispiele für Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis in dem Gebiet der Kraftfahrzeuge, in denen die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis eingesetzt werden kann, umfassen verschiedene Riemenscheiben, Synchronisationsvorrichtungen für Getriebe, Pleuelstangen für Motoren, Nabenbuchsen, Kettenräder, Tellerräder, Parksperren, Ritzel und dergleichen. Weitere Beispiele sind Planetengetriebe, Antriebe, angetriebene Räder, Reduktionsgetriebe, usw.
Ausführungsform der zweiten Erfindung
Die vorliegende Erfindung wird mit Hilfe von Ausführungsformen detaillierter beschrieben. Es sollte beachtet werden, dass, einschließlich der folgenden Ausführungsformen, der in der vorliegenden Beschreibung erläuterte Gegenstand zweckmäßig nicht nur auf das erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierungselement auf Eisenbasis, sondern auch auf dessen Herstellungsverfahren angewandt werden kann. Darüber hinaus sollte beachtet werden, dass es von den Zielen, der erforderlichen Leistung und dergleichen abhängt, ob eine Ausführungsform die beste Art und Weise einer Ausführungsform darstellt oder nicht.
(1) Ausgangsmaterialpulver
Ein Ausgangsmaterialpulver umfasst ein Fe-System-Pulver, ein C-Systempulver und ein Si-System-Pulver.
Das Fe-System-Pulver kann entweder ein reines Eisenpulver oder ein Eisenlegierungspulver oder sogar ein Pulvergemisch aus diesen sein. Die Legierungselemente, die in das Eiseniegierungspulver einbezogen werden, sind nicht beschränkt. Als derartige Legierungselemente können vorzugsweise C, Mn, Si, P, S und dergleichen genannt werden. C wird als die C-System-Legierung zugemischt und Si wird als die Si-System-Legierung zugemischt, können jedoch selbst dem Fe-System-Pulver in kleinen Mengen zugesetzt werden. Wenn jedoch der Gehalt von C, Si, usw., zunimmt, wird das Fe-System-Pulver so hart, dass sich das Pressvermögen verschlechtert. Wenn das Fe-System-Pulver ein Eisenlegierungspulver ist, ist es daher ratsam, dass C: 0,02 Masse-% oder weniger und Si: 0,1 Masse-% oder weniger betragen.
Bezüglich Legierungselementen, die davon verschieden sind, können Mo, Cr, Ni, V und dergleichen genannt werden. Diese Legierungselemente verbessern das Wärmebehandlungsvermögen von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis und sind Elemente, die bezüglich der Verstärkung von Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis effektiv sind. Diese Legierungselemente können, wenn das gesamte Ausgangsmaterialpulver als 100 Masse-% angesetzt wird, zweckmäßig so einbezogen werden, dass Mo: 0,3 bis 2 Masse-% und ferner 0,5 bis 1,5 Masse-%, Cr: 0,3 bis 5 Masse-% und ferner 0,5 bis 3,5 Masse-%, und Ni: 0,5 bis 6 Masse-% und ferner 1 bis 4 Masse-% betragen. Es sollte beachtet werden, dass diese Legierungselemente nicht in dem Ausgangsmaterialpulver als Eisenlegierungspulver enthalten sein müssen, dass sie jedoch in das Ausgangsmaterialpulver als Pulver, usw., von Legierungen oder Verbindungen, die von Fe verschieden sind, eingemischt werden können.
Das C-System-Pulver ist im Hinblick auf das Pressvermögen und die Einfachheit des Mischens und dergleichen des Ausgangsmaterialpulvers derart, dass es ratsam ist, ein Graphitpulver (Gr-Pulver), usw., zu verwenden. Dessen Mischmenge ist derart, wie es vorstehend angegeben worden ist, und es ist ratsam, dass die C-Menge in dem Sinterlegierungselement auf Eisenbasis auf etwa 0,1 bis 0,8% eingestellt wird.
So lange die Si-System-Legierung Si umfasst, kann es entweder ein Einelementpulver oder ein Zwei- oder Mehrelementpulver sein und dessen Form ist nicht beschränkt. Insbesondere ist das Si-System-Pulver ein Pulver einer einfachen Si-Substanz, -Legierung oder -Verbindung. Das Si-System-Pulver kann vorzugsweise ein Fe-Mn-Si-Pulver (nachstehend wird dieses Pulver als „FMS-Pulver” bezeichnet, wo dies angemessen ist) sein, das aus Fe, der Hauptkomponente des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis, und einer Legierung oder intermetallischen Verbindung von Mn und Si zusammengesetzt ist. Dieses Pulver ist derart, dass es möglich ist, es vergleichsweise billig herzustellen oder es zu kaufen. Das Fe-Mn-Si-Pulver kann, wenn das gesamte Fe-Mn-Si-Pulver als 100 Masse-% angesetzt wird, vorzugsweise derart sein, dass 15 bis 75 Masse-% Si, 15 bis 75 Masse-% Mn vorliegen, die Summe von Si und Mn 35 bis 95 Masse-% beträgt und der vorwiegende. Rest Fe ist. Wenn Si und Mn in einer zu geringen Menge vorliegen, wandelt sie sich in eine duktile Eisenlegierung um, um es wird schwierig, die Legierung zu einem feinen Pulver zu pulverisieren. Darüber hinaus wird die Zugabemenge des FMS-Pulvers in dem Ausgangsmaterialpulver größer und dies erhöht die Kosten des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis. Wenn andererseits Si und Mn im Übermaß vorliegen, ist dies nicht bevorzugt, da die Kosten für die Einstellung der Zusammensetzung steigen. Es ist mehr bevorzugt, dass 20 bis 65 Masse-% Si, 20 bis 65 Masse-% Mn vorliegen und die Summe von Mn und Si 50 bis 90 Masse-% beträgt.
Das Zusammensetzungsverhältnis von Mn zu Si in dem FMS-Pulver (Mn/Si) beträgt 1/3 bis 0,9. In diesem Fall ist es wahrscheinlich, dass eine Blasenbildung unterdrückt wird. Darüber hinaus kann ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis erhalten werden, das bezüglich der Festigkeit, der Duktilität, der Abmessungsstabilität und dergleichen gut ausgewogen ist.
Das FMS-Pulver kann vorzugsweise derart sein, dass die enthaltene O-Menge 0,4 Masse-% oder weniger und ferner 0,3 Masse-% oder weniger beträgt. Wenn die O-Menge in dem Ausgangsmaterialpulver zunimmt, nimmt das CO-Gas und dergleichen, das eine Blasenbildung in dem Sinterkörper verursacht, zu. Darüber hinaus führt eine zunehmende O-Menge zur Zunahme von Oxiden in dem Sinterkörper und die mechanischen Eigenschaften des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis werden verschlechtert.
Der Anteil des Si-System-Pulvers, das dem Ausgangsmaterialpulver zugemischt wird, hängt von den Zusammensetzungen der eingesetzten Pulver, dem Rohdichteverhältnis, den Sinterbedingungen und dergleichen ab. Wenn beispielsweise ein FMS-Pulver (15 bis 75 Masse-% Si, 15 bis 75 Masse-% Mn und 35 bis 95 Masse-% der Summe von Mn und Si) verwendet wird, ist es ratsam, es in einer Menge von 0,01 bis 5 Masse-%, ferner von 0,05 bis 3 Masse-% und ferner von 0,1 bis 2 Masse-% zuzumischen, wenn das gesamte Ausgangsmaterialpulver als 100 Masse-% angesetzt wird.
Je kleiner der Teilchendurchmesser des Si-System-Pulvers ist, desto stärker verbessern sich das Rohdichteverhältnis und das Sinterdichteverhältnis, so dass es wahrscheinlich ist, dass ein homogenes Sinterlegierungselement auf Eisenbasis erhalten werden kann, bei dem die Fluktuation der Zusammensetzung oder die Abscheidung und dergleichen weniger sind bzw. ist. Pulver, deren Teilchendurchmesser übermäßig klein sind, können jedoch nur schwer beschafft werden und die Kosten sind hoch. Es ist wahrscheinlich, dass eine Agglomeration, usw., erzeugt wird, so dass die Handhabbarkeit schlecht ist. Somit ist das Si-System-Pulver derart, dass ein Si-System-Pulver verwendet wird, dessen Teilchendurchmesser 63 μm oder weniger, 45 μm oder weniger und ferner 25 μm oder weniger beträgt, und das einfach erhalten werden kann. Es ist ausreichend, dass der Teilchendurchmesser des Ausgangsmaterialpulvers (Fe-System-Pulver aus einem niedrig legierten Stahlpulver) etwa 200 μm oder weniger und ferner etwa 180 μm oder weniger beträgt. Es sollte beachtet werden, dass der Teilchendurchmesser, auf den in der vorliegenden Beschreibung Bezug genommen wird, ein Teilchendurchmesser ist, der mittels Sieben ermittelt wird.
(2) Pressschritt
Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierungselement auf Eisenbasis umfasst vorwiegend einen Pressschritt und einen Sinterschritt. Dabei wird zuerst der Pressschritt detailliert erläutert.
Der Pressschritt ist ein Schritt, bei dem das Ausgangsmaterialpulver, bei dem das vorstehend beschriebene Fe-System-Pulver, C-System-Pulver und Si-System-Pulver gemischt sind, gepresst wird, um einen Pulverpresskörper herzustellen. In der vorliegenden Erfindung ist die Konfiguration des Pulverpresskörpers oder der Pressdruck selbst nicht speziell beschränkt, jedoch ist das Ziel ein Rohpresskörper mit hoher Dichte, dessen Rohdichteverhältnis 96% oder mehr beträgt. Dies ist darauf zurückzuführen, dass Rohpresskörper, deren Rohdichteverhältnis klein ist, derart sind, dass eine Blasenbildung während des Sinterns des Rohpresskörpers nicht so stark auftritt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben ein Pressverfahren bereitgestellt, mit dem ein solcher Rohpresskörper mit hoher Dichte erhalten werden kann (vgl. die Patentliteratur Nr. 3). Gemäß dieses Pressverfahrens kann ein Pressen bei ultrahohen Drücken durchgeführt werden, wobei der Pressdruck auf einem industriellen Niveau von z. B. 1000 MPa oder mehr, 1200 MPa oder mehr, 1500 MPa oder mehr und ferner etwa 2000 MPa oder mehr liegt, wobei es sich um einen Pressdruck handelt, der über dem herkömmlichen Niveau liegt. Die Dichte eines Pulverpresskörpers, der mit diesem Verfahren erhalten werden kann, kann 96% oder mehr, 97% oder mehr, 98% oder mehr und ferner bis zu 99% erreichen. Nachstehend wird dieses Pressverfahren erläutert (nachstehend wird dieses Pressverfahren gegebenenfalls als „Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren” bezeichnet).
Das Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren (Pressschritt) umfasst einen Füllschritt des Füllens des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug mit einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel, das auf die Innenoberfläche aufgebracht worden ist, und einen Warmpressschritt des Erzeugens eines Metallseifenfilms auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers, das mit der Presswerkzeuginnenoberfläche in Kontakt ist, durch Warmpressen des Ausgangsmaterials, das innerhalb dieses Presswerkzeugs angeordnet ist.
Gemäß dieses Pressverfahrens entstehen Nachteile, die bei den allgemeinen Pressverfahren auftreten, selbst dann nicht, wenn der Pressdruck beträchtlich größer gemacht wird. Insbesondere kann ein Fressen zwischen dem Ausgangsmaterialpulver und der Innenoberfläche des Presswerkzeugs, eine übermäßig hohe Ausstoßkraft, die Verschlechterung der Dauerbeständigkeit des Presswerkzeugs und dergleichen beschränkt werden. Nachstehend werden der Füllschritt und der Warmpressschritt dieses Pressverfahrens detaillierter erläutert.
(a) Füllschritt
Vor dem Füllen des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug (Hohlraum), wird auf die Innenoberfläche eines Presswerkzeugs ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel aufgebracht (Aufbringschritt). Bei dem hier verwendeten höhere Fettsäure-System-Schmiermittel kann es sich zusätzlich zu einer höheren Fettsäure selbst auch um Metallsalze von höheren Fettsäuren handeln. Als Metallsalze von höheren Fettsäuren können Lithiumsalze, Calciumsalze oder Zinksalze und dergleichen genannt werden. Insbesondere sind Lithiumstearat, Calciumstearat, Zinkstearat, usw., bevorzugt. Zusätzlich dazu ist es möglich, Bariumstearat, Lithiumpalmitat, Lithiumoleat, Calciumpalmitat, Calciumoleat, usw., zu verwenden.
Der Aufbringschritt kann z. B. durch Sprühen eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels, das in Wasser, einer wässrigen Lösung oder einer alkoholischen Lösung und dergleichen dispergiert ist, in ein erhitztes Presswerkzeug durchgeführt werden. Wenn ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel in Wasser, usw., dispergiert wird, ist es bevorzugt, das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel einheitlich auf die Innenoberfläche eines Presswerkzeugs zu sprühen. Wenn das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel in ein erhitztes Presswerkzeug gesprüht wird, verdampft das enthaltene Wasser, usw., schnell, und demgemäß haftet das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel einheitlich auf der Innenoberfläche des Presswerkzeugs. Die Heiztemperatur eines Presswerkzeugs ist derart, dass es ausreichend ist, dieses z. B. auf 100°C oder mehr zu erhitzen, obwohl es bevorzugt ist, die Temperatur des später beschriebenen Warmpressschritts zu berücksichtigen. Um jedoch einen einheitlichen Film eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels zu bilden, ist es bevorzugt, die Heiztemperatur auf einen niedrigeren Wert als den Schmelzpunkt des höhere Fettsäure-System-Schmiermittels einzustellen. Wenn beispielsweise Lithiumstearat als höhere Fettsäure-System-Schmiermittel verwendet wird, ist es ratsam, die Heiztemperatur auf weniger als 220°C einzustellen.
Es sollte beachtet werden, dass es beim Dispergieren eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels in Wasser und dergleichen bevorzugt ist, das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel in einem Anteil von 0,1 bis 5 Masse-% und ferner von 0,5 bis 2 Masse-% einzubeziehen, wenn die Masse der gesamten wässrigen Lösung als 100 Masse-% angesetzt wird, da dann ein einheitlicher Schmiermittelfilm auf der Innenoberfläche eines Presswerkzeugs gebildet wird.
Darüber hinaus kann beim Dispergieren eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels in Wasser und dergleichen, wenn dem Wasser ein grenzflächenaktives Mittel zugesetzt wird, eine einheitliche Dispersion des höhere Fettsäure-System-Schmiermittels erreicht werden. Als solches grenzflächenaktives Mittel können z. B. grenzflächenaktive Mittel des Alkylphenol-Systems, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 6, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 10, grenzflächenaktive Mittel des anionischen und des nichtionischen Typs, Emulbon T-80 des Borsäureester-Systems, usw., verwendet werden. Es ist auch ratsam, zwei oder mehr dieser Substanzen zu kombinieren. Wenn beispielsweise Lithiumstearat als höhere Fettsäure-System-Schmiermittel verwendet wird, ist es bevorzugt, drei Arten des grenzflächenaktives Mittels gleichzeitig zu verwenden, nämlich Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 6, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 10, und Emulbon T-80 des Borsäureester-Systems. Dies ist darauf zurückzuführen, dass in diesem Fall die Dispergierbarkeit von Lithiumstearat in Wasser, usw., verglichen mit dem Fall, bei dem nur eine Art davon zugesetzt wird, verbessert wird.
Um eine wässrige Lösung eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels zu erhalten, dessen Viskosität für das Sprühen geeignet ist, ist es bevorzugt, den Anteil eines grenzflächenaktiven Mittels auf 1,5 bis 15 Vol.-% einzustellen, wenn das Volumen der gesamten wässrigen Lösung als 100 Vol.-% angesetzt wird.
Darüber hinaus ist es ratsam, eine geringe Menge eines Schaumdämpfers (z. B. eines Silizium-System-Schaumdämpfers und dergleichen) zuzusetzen. Dies ist darauf zurückzuführen, dass es dann, wenn das Schäumen einer wässrigen Lösung heftig ist, weniger wahrscheinlich ist, dass ein einheitlicher Film aus einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf der Innenoberfläche eines Presswerkzeugs gebildet wird, wenn diese versprüht wird. Der Zugabeanteil eines Schaumdämpfers kann etwa 0,1 bis 1 Vol.-% betragen, wenn das Volumen der gesamten wässrigen Lösung als 100 Vol.-% angesetzt wird.
Es ist zweckmäßig, dass die Teilchen eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels, das in Wasser und dergleichen dispergiert ist, derart sind, dass der maximale Teilchendurchmesser weniger als 30 μm beträgt. Dies ist darauf zurückzuführen, dass es dann, wenn der maximale Teilchendurchmesser 30 μm oder mehr beträgt, wahrscheinlich ist, dass die Teilchen eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels in einer wässrigen Lösung ausfallen, so dass es schwierig wird, das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel einheitlich auf die Innenoberfläche eines Presswerkzeugs aufzubringen.
Zum Aufbringen einer wässrigen Lösung, in der ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel dispergiert ist, ist es möglich, Spritzpistolen, elektrostatische Pistolen und dergleichen zum Beschichten zu verwenden. Es sollte beachtet werden, dass es im Hinblick auf das Ergebnis, das bei der Untersuchung der Beziehung zwischen der aufgebrachten Menge der höhere Fettsäure-System-Schmiermittel und der Ausstoßkraft für Pulverpresskörper durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung erhalten wurde, bevorzugt ist, dass ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittelfilm derart auf der Innenoberfläche eines Presswerkzeugs haftet, dass die Filmdicke etwa 0,5 bis 1,5 μm beträgt.
(b) Warmpressschritt
Es wird angenommen, dass dann, wenn ein Ausgangsmaterialpulver, das in ein Presswerkzeug gefüllt wird, in dem ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf die Innenoberfläche aufgebracht worden ist, warmgepresst wird, ein Metallseifenfilm auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers (oder des Pulverpresskörpers) gebildet wird, das (der) mit der Innenoberfläche des Presswerkzeugs in Kontakt ist, so dass aufgrund der Gegenwart dieses Metallseifenfilms ein Pressen mit ultrahohem Druck in einem industriellen Maßstab möglich ist. Dieser Metallseifenfilm bindet fest an die Oberfläche des Pulverpresskörpers und zeigt ein viel besseres Schmiervermögen als das höhere Fettsäure-System-Schmiermittel, das auf die Innenoberfläche des Presswerkzeugs aufgebracht worden ist. Als Ergebnis vermindert der Metallseifenfilm die Reibungskraft zwischen der Kontaktoberfläche der Innenoberfläche des Presswerkzeugs und der Kontaktoberfläche der äußeren Oberfläche des Pulverpresskörpers stark, und es wird trotz des Pressens bei hohem Druck kein Fressen und dergleichen verursacht. Darüber hinaus ist es möglich, einen Pulverpresskörper mit einer sehr niedrigen Ausstoßkraft aus dem Presswerkzeug zu entnehmen, und demgemäß wurde auch die übermäßige Verschlechterung der Dauerbeständigkeit des Presswerkzeugs beseitigt.
Der Metallseifenfilm ist z. B. ein Eisensalzfilm einer höheren Fettsäure, der durch eine mechanochemische Reaktion gebildet wird, die zwischen einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel und Fe in einem Ausgangsmaterialpulver bei hohem Druck in warmem Zustand gebildet wird. Ein repräsentatives Beispiel dafür ist ein Eisenstearatfilm, der gebildet wird, wenn Lithiumstearat oder Zinkstearat, bei dem es sich um ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel handelt, mit Fe reagiert.
Der Begriff „warm”, der bezüglich des vorliegenden Schritts verwendet wird, kann für ein Ausmaß eines Erwärmungszustands stehen, das derart ist, dass die Reaktion zwischen einem Ausgangsmaterialpulver und einem höhere Fettsäure-System-Schmiermittel erleichtert wird. Im Allgemeinen ist es ratsam, eine Presstemperatur von 100°C oder mehr einzusetzen. Im Hinblick auf das Verhindern einer Zersetzung eines höhere Fettsäure-System-Schmiermittels ist es jedoch ratsam, eine Presstemperatur von 200°C oder weniger einzusetzen. Es ist mehr bevorzugt, eine Presstemperatur von 120 bis 180°C einzusetzen.
Der Ausdruck „mit Druck beaufschlagen”, der bezüglich des vorliegenden Schritts verwendet wird, steht für einen Bereich, bei dem ein Metallseifenfilm gebildet wird, während die Spezifikationen des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis berücksichtigt werden. Unter Berücksichtigung der Dauerbeständigkeit und der Produktivität ist es bevorzugt, die Obergrenze des Formgebungsdrucks auf 2000 MPa einzustellen. Wenn der Pressdruck etwa 1500 MPa beträgt, erreicht die Dichte des erhaltenen Pulverpresskörpers die wahre Dichte (98 bis 99%, bezogen auf das Rohdichteverhältnis), und es kann keine weitere starke Verdichtung erreicht werden, selbst wenn der Pulverpresskörper mit einem Druck von 2000 MPa oder mehr beaufschlagt wird.
Es sollte beachtet werden, dass es dann, wenn dieses Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren verwendet wird, nicht erforderlich ist, ein inneres Schmiermittel zu verwenden, und dass ein Pulverpresskörper mit einer viel höheren Dichte erhalten werden kann. Wenn der Pulverpresskörper gesintert wird, tritt darüber hinaus nicht der Fall auf, dass das Innere eines Ofens aufgrund der Zersetzung, der Emission und dergleichen eines inneren Schmiermittels verschmutzt wird. Es sollte jedoch beachtet werden, dass die Verwendung eines inneren Schmiermittels in der vorliegenden Erfindung nicht ausgeschlossen ist.
(3) Sinterschritt
Der Sinterschritt ist ein Schritt, bei dem ein Pulverpresskörper, der in dem Pressschritt erhalten worden ist, durch Erhitzen in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre gesintert wird.
Die Sintertemperatur und die Sinterzeit werden unter Berücksichtigung der gewünschten Eigenschaften, der Produktivität und dergleichen des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis zweckmäßig ausgewählt. Je höher die Sintertemperatur ist, desto kürzer ist der Zeitraum, in dem das Sinterlegierungselement auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erhalten werden kann. Wenn die Sintertemperatur jedoch zu hoch ist, treten flüssige Phasen auf oder die Schrumpfung wird groß, so dass dies nicht bevorzugt ist. Wenn die Sintertemperatur zu niedrig ist, wird die Diffusion von Legierungselementen unzureichend, so dass dies nicht bevorzugt ist. Darüber hinaus wird die Sinterzeit lang und demgemäß vermindert sich die Produktivität des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis. Die Sintertemperatur kann 900 bis 1400°C und ferner 1100 bis 1350°C betragen. Insbesondere wenn das Sinterlegierungselement auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erhalten wird, kann die Sintertemperatur auf 1200°C oder mehr eingestellt werden. Darüber hinaus kann die Sinterzeit auf 0,1 bis 3 Stunden und ferner auf 0,1 bis 1 Stunde eingestellt werden, während die Sintertemperatur, die Spezifikationen, die Produktivität und die Kosten, usw., des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis berücksichtigt werden.
Nachstehend werden Si und Mn, bei denen es sich um Elemente handelt, die für die Sinteratmosphäre und die Verhinderung einer Blasenbildung bei den Sinterkörpern mit hoher Dichte effektiv sind, erläutert. Zunächst werden Si zusätzlich zu C, Mn, Phosphor (P) und Schwefel (S) als die fünf Elemente von Stählen bezeichnet und sind allgemeine Verstärkungselemente in durch eine Schmelze hergestellten Eisen/Stahlmaterialien. Si in dem Si-System-Pulver ist jedoch derart, dass die Affinität zu Sauerstoff extrem hoch ist, so dass es sich um ein Element handelt, bei dem es sehr wahrscheinlich ist, dass es oxidiert wird. Wenn ein FMS-Pulver als das Si-System-Pulver verwendet wird, ist eine Fe-Mn-Si-Legierung (Verbindung) derart, dass die freie Energie der Oxidbildung niedriger ist als diejenige einer einfachen Si-Substanz, so dass die Befürchtung besteht, dass sie selbst mit einer geringen O-Menge in dem Heizofen unter Bildung von Oxiden von Si innerhalb des Sinterkörpers reagiert. Das Einbringen solcher Oxide ist nicht bevorzugt, da es die mechanischen Eigenschaften des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis verschlechtert. Somit war eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die Si enthält, bisher kaum erhältlich.
Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren ist so angepasst, dass der Sinterschritt zur Beschränkung der Verschlechterung des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis, die aus dem Si-Gehalt resultiert, in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre durchgeführt wird. Insbesondere können eine Vakuumatmosphäre, eine Inertgasatmosphäre, eine Stickstoffgasatmosphäre und dergleichen genannt werden. Selbst wenn es sich um eine solche Atmosphäre handelt, ist es dann, wenn restlicher Sauerstoff (Sauerstoffpartialdruck) darin vorliegt, ratsam, eine reduzierende Atmosphäre zu verwenden, in der Wasserstoffgas (Wasserstoffgas mit hoher Reinheit, dessen Taupunkt niedrig ist) mit Stickstoffgas in einer Menge von wenigen % gemischt worden ist. Da jedoch die Verwendung von Wasserstoffgas in industrieller Hinsicht weniger bevorzugt ist, ist es mehr bevorzugt, den Sinterschritt der vorliegenden Erfindung in einer Inertgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck durchzuführen, deren Sauerstoffpartialdruck 10^–19 Pa oder weniger (100 ppm oder weniger, bezogen auf die CO-Konzentration) entspricht. Ein kontinuierlicher Sinterofen, bei dem eine solche Inertgasatmosphäre (N₂-Gas) mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck realisiert ist, ist käuflich (OXYNON-Ofen, von KANTO YAKIN KOGYO Co., Ltd. hergestellt).
In einer solchen Inertgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck werden selbst dann, wenn ein Si-System-Pulver mit O reagiert, das an einem Ausgangsmaterialpulver anhaftet und dergleichen, so dass Mischoxide, usw., gebildet werden, diese Mischoxide, usw., weiter zersetzt werden, und demgemäß kann ein Sinterlegierungselement auf Eisenbasis mit einer intakten Struktur, das frei von störenden Substanzen, wie z. B. Oxiden, ist, erhalten werden, und dessen Verschlechterung kann unterdrückt werden.
(4) Zusätzliche Merkmale
Das Sinterlegierungselement auf Eisenbasis kann abhängig von dessen Spezifikationen weiter Wärmebehandlungsschritten unterzogen werden, wie z. B. einem Glühen, Normalglühen, Altern, Raffinieren (Härten und Anlassen), Aufkohlen und Nitrieren. Natürlich kann das Sinterlegierungselement auf Eisenbasis vorzugsweise eine solche Zusammensetzung (C, Mo, Cr und dergleichen) sein, die von der Art der Wärmebehandlungen abhängt.
Die Form des erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierungselements auf Eisenbasis und die beabsichtigte Verwendung des erfindungsgemäß erhaltenen Sinterlegierungselements auf Eisenbasis sind nicht beschränkt. Beispiele für Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis in dem Gebiet der Kraftfahrzeuge, in denen die erfindungsgemäß erhaltene Sinterlegierung auf Eisenbasis eingesetzt werden kann, umfassen verschiedene Riemenscheiben, Synchronisationsvorrichtungen für Getriebe, Pleuelstangen für Motoren, Nabenbuchsen, Kettenräder, Tellerräder, Ritzel und dergleichen. Weitere Beispiele sind verschiedene Getriebekomponententeile, wie z. B. Planetengetriebe, Antriebe, angetriebene Räder, usw.
II. Beispiele
Es sollte beachtet werden, dass im Folgenden nur diejenigen Beispiele erfindungsgemäß sind, bei denen das Zusammensetzungsverhältnis (Mn/Si) von Mn zu Si 1/3 bis 0,9 beträgt.
Beispiele für die erste Erfindung
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend spezifischer unter Bezugnahme auf Beispiele beschrieben.
A: Erstes Beispiel bis fünftes Beispiel
Herstellung von Proben

(1) Als Fe-System-Legierung wurde ein reines Eisenpulver (ASC100.29, von HEGANESE Co., Ltd. hergestellt, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm) hergestellt und als Verstärkungspulver wurden Fe-Mn-Si-Pulver (FMS-Pulver) hergestellt.

Bei den FMS-Pulvern handelte es sich um solche, die durch Pulverisieren gegossener Massen (Blöcke) mit verschiedenen Zusammensetzungen, die in der Tabelle 6 angegeben sind, wobei die Blöcke in einer Ar-Gasatmosphäre durch Schmelzen hergestellt wurden, und Sieben zu einem Pulver, dessen Teilchendurchmesser 25 μm oder weniger (500 Mesh) betrug, hergestellt worden sind. Nachstehend werden die Zusammensetzungen der FMS-Pulver durch Angabe der Zahlen (I bis IX) in der Tabelle 6 identifiziert. Darüber hinaus wurden als Verfestigungspulver auch ein Fe-75,6% Mn-Pulver (von FUKUDA KINZOKU HAKUFUN Co., Ltd. hergestellt), ein Mn-System-Pulver, und ein Fe-76,4% Si-Pulver (von FUKUDA KINZOKU HAKUFUN Co., Ltd. hergestellt), ein Si-System-Pulver, hergestellt. Die Teilchengröße dieser Pulver war derart, dass beide etwa –250 Mesh (63 μm oder weniger) betrugen. Die Einheit der Zusammensetzungen ist Masse-% (nachstehend gilt das Gleiche, falls nichts anderes angegeben ist).
Ein Graphitpulver (Gr-Pulver) (JCPB, von NIHON KOKUEN Co., Ltd. hergestellt), wobei es sich um ein C-System-Pulver handelt, wurde ebenfalls hergestellt. Die Teilchendurchmesser dieses Pulvers betrugen 45 μm oder weniger. Um ein Vergleichsmaterial herzustellen, wurde ferner ein partiell verteiltes Fe-10% Cu-Legierungspulver (Distaloy ACu, von HEGANESE Co., Ltd. hergestellt, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm) hergestellt.
Diese verschiedenen Pulver wurden so gemischt, dass eine gewünschte Zusammensetzung hergestellt wurde, und ein Ausgangsmaterialpulver, das aus einem einheitlichen Mischpulver für jede der Proben zusammengesetzt war, wurde durch die Durchführung eines ausreichenden Rotationsmischens des Kugel mühlentyps hergestellt.

(2) Pulverpresskörper wurden vorwiegend mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren hergestellt. Insbesondere sind die Pulverpresskörper so, wie es nachstehend beschrieben ist. Zwei Arten von Presswerkzeugen, die aus zementiertem Carbid ausgebildet waren und einen zylinderförmigen Hohlraum mit einem Durchmesser von 23 mm und einen Querprüfkörper-förmigen 10 × 55 mm-Hohlraum aufwiesen, wurden hergestellt. Auf der Innenumfangsoberfläche der jeweiligen Presswerkzeuge wurde im Vorhinein eine TiN-Beschichtungsbehandlung durchgeführt, so dass deren Oberflächenrauhigkeit auf 0,4 Z eingestellt wurde. Die jeweiligen Presswerkzeuge wurden im Vorhinein mit einer Bandheizeinrichtung auf 150°C erhitzt. Auf die Innenumfangsoberfläche der erhitzten Presswerkzeuge wurde eine wässrige Lösung, in der Lithiumstearat (LiSt), ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel, dispergiert war, mit einer Spritzpistole in einem Anteil von etwa 1 cm³/s einheitlich gespritzt. Folglich wurde auf der Innenumfangsoberfläche der jeweiligen Presswerkzeuge ein LiSt-Film in einem Ausmaß von etwa 1 μm gebildet.

Die hier verwendete wässrige Lösung ist eine Lösung, in der LiSt dispergiert worden ist und bei der Wasser ein grenzflächenaktives Mittel und ein Schaumdämpfer zugesetzt worden ist. Als grenzflächenaktives Mittel wurden Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 6, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 10, und der Borsäureester Emulbon T-80 verwendet, wobei jede dieser Substanzen in einer Menge von 1 Vol.-%, bezogen auf die gesamte wässrige Lösung (100 Vol.-%), zugesetzt wurde. Als Schaumdämpfer wurde FS Antifoam 80 verwendet und in einer Menge von 0,2 Vol.-%, bezogen auf die gesamte wässrige Lösung (100 Vol.-%), zugesetzt. Als LiSt wurde eines mit einem Schmelzpunkt von etwa 225°C und einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 20 μm verwendet. Dessen Dispersionsmenge wurde auf 25 g, bezogen auf die vorstehend genannten 100 cm³ der wässrigen Lösung, eingestellt. Die wässrige Lösung, in der LiSt dispergiert war, wurde ferner einer Mikroverfeinerungsbehandlung mit einer Pulverisiervorrichtung des Kugelmühlentyps (Teflon-beschichtete Stahlkugeln: 100 Stunden) unterzogen. Die so erhaltene Vorratslösung wurde 20-fach verdünnt und eine wässrige Lösung, deren Endkonzentration 1% betrug, wurde für den vorstehend genannten Aufbringschritt verwendet.
In die Hohlräume der jeweiligen Presswerkzeuge, in welchen der einheitliche Film aus LiSt auf der Innenoberfläche gebildet worden ist, wurden die vorstehend beschriebenen verschiedenen Ausgangsmaterialpulver eingefühlt (Füllschritt). Die Ausgangsmaterialpulver wurden mit einem Trockner im Vorhinein auf 150°C erhitzt, wobei es sich um die gleiche Temperatur wie diejenige der Presswerkzeuge handelt.
Die jeweiligen Ausgangsmaterialpulver, die in die Presswerkzeuge gefüllt worden sind, wurden mit verschiedenen Formgebungsdrücken geformt, wodurch Pulverpresskörper (Warmpressschritt) erhalten wurden. Bei allen Pressdrücken war es möglich, die Pulverpresskörper mit niedrigen Ausstoßkräften aus den Pressformwerkzeugen zu entnehmen, ohne dass auf der Innenoberfläche der Presswerkzeuge ein Fressen und dergleichen verursacht wurde.
Es sollte beachtet werden, dass bei einem Teil der Proben Mischpulver als Ausgangsmaterialpulver eingesetzt wurden, die durch Zugeben von LiSt, einem inneren Schmiermittel, in einer Menge von 0,8%, und Mischen desselben hergestellt worden sind. Mit diesen Ausgangsmaterialpulvern wurde eine gewöhnliche Raumtemperaturformgebung durchgeführt, wodurch Pulverpresskörper erhalten wurden (vgl. die Tabelle 5). Das Mischen des reinen Eisenpulvers und dergleichen mit LiSt (pulverförmig) wurde mit einem V-Mischer oder einer rotierenden Kugelmühle durchgeführt. Wenn darüber hinaus ein Formgebungsverfahren eingesetzt wurde, das von dem Presswerkzeugschmierung-Warmpressformverfahren verschieden war, wurde der Pressdruck in vier Stufen, 392 MPa, 490 MPa, 588 MPa und 686 MPa, eingestellt, um eine Beschädigung des Presswerkzeugs zu verhindern.

(3) Die erhaltenen jeweiligen Pulverpresskörper wurden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1150°C bzw. 1250°C unter Verwendung eines kontinuierlichen Sinterofens (OXYNON-Ofen, von KANTO YAKIN KOGYO Co., Ltd. hergestellt) gesintert (Sinterschritt). Die Ausgleichshaltezeit wurde auf 30 min eingestellt und die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Sintern betrug 40°C/min (0,67°C/s). Es sollte beachtet werden, dass das Innere des Sinterofens auf eine Atmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck von 50 bis 100 ppm, bezogen auf die CO-Konzentration (äquivalent zu 10^–19 bis 10^–21 Pa durch Umrechnen in den Sauerstoffpartialdruck), eingestellt wurde. Auf diese Weise wurden zylinderförmigen Proben mit einem Durchmesser von 23 mm und Querprüfkörper-förmige 10 × 55 mm-Hohlproben hergestellt, die aus verschiedenen Sinterlegierungen auf Eisenbasis zusammengesetzt waren.

Messungen von Beispielen

(1) Unter Verwendung der vorstehend genannten zylinderförmigen Proben wurden die Rohdichten, die Sinterdichten und die Abmessungsänderungen (Änderungen des Außendurchmessers) durch Berechnen ihrer Gewichte und Abmessungen vorher/nachher ermittelt.
(2) Unter Verwendung der vorstehend genannten Querprüfkörper-förmigen Proben wurde ein Quertest mittels eines Dreipunkt-Biegens mit einem Abstand von 40 mm zwischen Stützpunkten durchgeführt. Auf diese Weise wurden die Festigkeit (Querbruchfestigkeit) und die Durchbiegung bis zum Bruch der jeweiligen Proben ermittelt. Darüber hinaus wurde die Härte der Seitenfläche der Querprüfkörper-förmigen Probe bei einer Belastung von 30 kg mittels eines Vickers-Härtemessgeräts gemessen.

Details und Bewertungen der Beispiele
(1) Erstes Beispiel (Proben Nr. E1 bis E14 und Proben Nr. E00 bis E03)
Unter Verwendung der Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen, bei denen das vorstehend beschriebene reine Eisenpulver und die vorstehend beschriebenen Verstärkungspulver, die aus dem Fe-76,5% Mn-Pulver und dem Fe-76,4% Si-Pulver zusammengesetzt waren, mit dem Graphitpulver gemischt worden sind, wurden Pulverpresskörper mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst, und die Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch die Proben Nr. E1 bis 14 erhalten wurden. Die jeweiligen Eigenschalten der erhaltenen Pulverpresskörper und Sinterkörper (Sinterlegierungen auf Eisenbasis des Fe-Mn-Si-C-Systems) sind in der Tabelle 1A und der Tabelle 1B zusammen mit den jeweiligen gemischten Zusammensetzungen angegeben. Die Eigenschaften (Dichten) der Pulverpresskörper in den Tabellen sind derart, dass diejenigen der bei 1150°C gesinterten Pulverpresskörper repräsentativ angegeben sind (das Gleiche gilt nachstehend). Die Eigenschaften der Pulverpresskörper, die bei 1250°C gesintert worden sind, stimmen mit denjenigen der bei 1150°C gesinterten Pulverpresskörper im Wesentlichen überein, und demgemäß bestand zwischen diesen beiden in der Praxis kein Unterschied, weshalb die Eigenschaften der Pulverpresskörper sehr gut stabilisiert worden sind.
Es sollte beachtet werden, dass die Probe E00 der Fall einer Sinterlegierung des Fe-C-Systems ohne das Verstärkungspulver ist, und die Proben Nr. E01 bis 03 den Fall von Sinterlegierungen auf Eisenbasis des Fe-Cu-C-Systems darstellen, bei denen anstelle des Verstärkungspulvers das vorstehend beschriebene Fe-10% Cu-Pulver verwendet wird.
Die Proben Nr. E1 bis E5 sind derart, dass, während die Menge von Mn + Si konstant bei 2% gehalten wurde, der Anteil (Zusammensetzungsverhältnis) variiert wurde. Es wurde bestätigt, dass alle Proben Nr. E2 bis 4, bei denen Mn/Si in den Bereich von 3 bis 1/3 fällt, eine Festigkeit aufwiesen, die mit der Festigkeit der Probe Nr. E02 identisch oder größer als diese war (die C-Menge beträgt wie bei der Probe Nr. E2 0,6% und die Cu-Menge beträgt 2% und ist mit der Menge von Mn + Si identisch).
Wenn andererseits nur eines von Mn und Si enthalten ist, wie dies bei der Probe Nr. E1 und der Probe Nr. E5 der Fall ist, blieben deren Festigkeiten im gleichen Bereich wie diejenige der Probe Nr. E02. Wenn nur Mn vorliegt, wie z. B. bei der Probe Nr. E0, nahm die Abmessungsvariation zur positiven Seite hin zu. Wenn andererseits wie bei den Proben Nr. E2 bis E5 Si einbezogen wurde, waren deren Abmessungsänderungen gering, und demgemäß ergab sich, dass sie auch bezüglich der Abmessungsstabilität gut waren. Insbesondere wenn die Si-Menge etwa 1% beträgt, wie dies bei der Probe Nr. E3 der Fall ist, war deren Abmessungsänderung im Wesentlichen Null.
Die Proben Nr. E6 bis E14 sind diejenigen, bei denen Mn/Si konstant bei Mn/Si = 1 lag und die Menge an Mn + Si und die C-Menge geändert wurden. Wenn die C-Menge zur Untersuchung konstant gehalten wird, ist ersichtlich, dass dann, wenn die Menge von Mn + Si 2% beträgt, wie dies bei den Proben Nr. E9 bis E11 der Fall ist, die Festigkeit der Sinterkörper die höchste Festigkeit alter Proben ist. Wenn darüber hinaus die Proben Nr. E9 bis 11 mit den Proben Nr. E01 bis 03 verglichen werden, ergab sich auch, dass, so lange die C-Menge konstant ist, wenn anstelle von Cu Mn und Si einbezogen werden, ein Sinterkörper mit einer viel höheren Festigkeit erhalten werden kann.
Ferner waren die Sinterkörper, die durch Mn und Si verstärkt worden sind, derart, dass das Ausmaß des Durchbiegens viel stärker verbessert wurde als bei einem Sinterkörper, der mit Cu verstärkt worden ist, und demgemäß ergab sich, dass sie eine sehr gute Duktilität aufwiesen. Darüber hinaus ergibt sich aus einem Vergleich der Proben Nr. E6 bis 8 mit den Proben Nr. E01 bis 03, dass dann, wenn die C-Menge identisch ist, ein Sinterkörper mit einer vielen höheren Festigkeit und einer hohen Duktilität durch die Verwendung von weniger Mn + Sn als Cu erhalten werden kann. Es sollte beachtet werden, dass alle vorstehend beschriebenen Tendenzen identisch waren, selbst wenn die Sintertemperatur entweder 1150°C oder 1250°C betrug.
(2) Zweites Beispiel (Proben Nr. E17 bis E27)
Unter Verwendung der Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen, bei denen das vorstehend genannte reine Eisenpulver und FMS-Pulver (# I, # II, # III) mit dem Graphitpulver gemischt worden sind, wurden Pulverpresskörper mit dem Presswerkzeugwandschmiermittel-Warmpressverfahren gepresst und die Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch die Proben Nr. E17 bis E27 erhalten wurden. Die jeweiligen Eigenschaften der erhaltenen Pulverpresskörper und Sinterkörper (Sinterlegierungen auf Eisenbasis des Fe-Mn-Si-C-Systems) sind in der Tabelle 2A und der Tabelle 2B zusammen mit den jeweiligen gemischten Zusammensetzungen angegeben. Es sollte beachtet werden, dass die FMS-Pulver, die hier verwendet wurden, solche waren, bei denen die Menge von Mn + Si bei 66% (gesamtes Pulver: 100%) konstant gehalten wurde und Mn/Si in einem Bereich von 2 bis 1/2 geändert wurde.
Wenn die Proben Nr. E18 bis E20, bei denen die zugemischte Menge der FMS-Pulver konstant bei 2% lag und sich die C-Mengen jeweils unterschieden, mit den Proben Nr. E6 bis E8 oder den Proben Nr. E9 bis E11 verglichen werden, bei denen die Menge von Mn + Si in entsprechende Bereiche fiel, waren die Proben E18 bis E20 sowohl bezüglich der Festigkeit als auch bezüglich der Duktilität besser. D. h., es ist ersichtlich, dass ein Sinterkörper, der bezüglich der mechanischen Eigenschaften besser ist, durch Zumischen des Verstärkungspulvers als Fe-Mn-Si-Pulver anstelle des Zumischens des Verstärkungspulvers als Fe-Mn-Pulver oder als Fe-Si-System-Pulver erhalten werden kann. Diese Tendenz war selbst dann identisch, wenn die Sintertemperatur entweder 1150°C oder 1250°C betrug.
Wenn die Proben Nr. E17, E19 und E17 mit den Proben Nr. E21 bis E26 verglichen wurden, wobei es sich um Proben handelt, bei denen die C-Menge identisch war, nahm im Fall der Verwendung des # I FMS-Pulvers die Festigkeit zusammen mit der Zunahme der FMS-Pulvermenge zu, und zwar ungeachtet der Sintertemperaturen. In dem Fall der Verwendung des # II FMS-Pulvers war bei einer Sintertemperatur von 1150°C die Festigkeit des Sinterkörpers am größten, wenn das FMS-Pulver in einer Menge von 2% vorlag, und bei einer Sintertemperatur von 1250°C war die Festigkeit des Sinterkörpers am größten, wenn das FMS-Pulver in einer Menge von 3% vorlag. In dem Fall der Verwendung des # III FMS-Pulvers war die Festigkeit am größten, wenn das FMS-Pulver in einer Menge von 2% vorlag, und zwar ungeachtet der Sintertemperaturen.
Die Proben Nr. E17 bis E27 waren derart, dass sie bei allen die Abmessungen stabilisiert waren. Insbesondere waren, wie es sich aus einem Vergleich dieser Proben mit den Proben Nr. E01 bis E03, wobei es sich um die Sinterkörper des Fe-Cu-C-Systems handelte, und mit der Probe Nr. E1, wobei es sich um den Sinterkörper des Fe-Mn-C-Systems handelte, die Abmessungsänderungen bezüglich der Änderung der C-Menge und der Änderung des Pressdrucks sehr gering, und demgemäß zeigten sie eine gute Abmessungsstabilität. Obwohl die Abmessungen der Sinterkörper mit einer Zunahme der FMS-Pulvermenge zu einer Zunahme neigen (d. h. sich ausdehnen), ist aus den Proben Nr. E21 bis E23 ersichtlich, dass dann, wenn das # II FMS-Pulver verwendet wird, die Abmessungsänderung kaum von der FMS-Pulvermenge beeinflusst wurde und sehr gut stabilisiert war. Wenn daher ein FMS-Pulver, bei dem Mn/Si = etwa 1/2 beträgt (Mn/Si = 0,3 bis 0,7), in einer geeigneten Menge verwendet wird, scheint dies im Hinblick auf die Abmessungsstabilität besonders bevorzugt zu sein. Es sollte beachtet werden, dass alle vorstehend genannten Tendenzen selbst dann identisch waren, wenn die Sintertemperatur entweder 1150°C oder 1250°C betrug.
(3) Drittes Beispiel (Proben Nr. E46 bis E60)
Unter Verwendung der Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen, bei denen das vorstehend genannte reine Eisenpulver und FMS-Pulver (# V, # VI, # VII) mit dem Graphitpulver gemischt worden sind, wurden Pulverpresskörper mit dem Presswerkzeugwandschmiermittel-Warmpressverfahren gepresst und die Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch die Proben Nr. E46 bis E60 erhalten wurden. Die jeweiligen Eigenschaften der erhaltenen Pulverpresskörper und Sinterkörper (Sinterlegierungen auf Eisenbasis des Fe-Mn-Si-C-Systems) sind in der Tabelle 3A und der Tabelle 3B zusammen mit den jeweiligen gemischten Zusammensetzungen angegeben. Es sollte beachtet werden, dass FMS-Pulver eingesetzt wurden, bei denen die Menge von Mn + Si bei 80% (gesamtes Pulver: 100%) konstant gehalten wurde und Mn/Si 3 bis 1 betrug, wobei die C-Menge bei 0,6% konstant gehalten wurde. Die Si-Menge des # VI FMS-Pulvers betrug 33%, da die Zusammensetzung einfach mehr oder weniger von dem Zielwert 30% abwich, und diese Tatsache ist auf keine spezielle Absicht zurückzuführen.
Wie es aus den Proben Nr. E46 bis E50 ersichtlich ist, wurde die Festigkeit im Fall der Verwendung des # V FMS-Pulvers am größten, wenn das FMS-Pulver in einer Menge von 2% vorlag (Probe Nr. E48). Wie es aus den Proben Nr. E51 bis E55 ersichtlich ist, wurde die Festigkeit im Fall der Verwendung des # VI FMS-Pulvers am größten, wenn das FMS-Pulver in einer Menge von 2,5% vorlag (Probe Nr. E54). Wie es aus den Proben Nr. E56 bis E60 ersichtlich ist, wurde die Festigkeit im Fall der Verwendung des # VII FMS-Pulvers am größten, wenn das FMS-Pulver in einer Menge von 3% vorlag (Probe Nr. E60).
Selbst wenn jedwedes der FMS-Pulver verwendet wurde, wurde die Härte der Sinterkörper umso größer, je stärker dessen Menge erhöht wurde. Im Gegensatz dazu verschlechterte sich die Durchbiegung (Duktilität) umso mehr, je stärker dessen Menge erhöht wurde, und zwar selbst dann, wenn jedwedes der FMS-Pulver verwendet wurde. Darüber hinaus nahm die Abmessungsvariation umso mehr zu, je stärker dessen Menge erhöht wurde, und zwar selbst dann, wenn jedwedes der FMS-Pulver verwendet wurde. Es sollte beachtet werden, dass trotz der Tatsache, dass alle vorstehend beschriebenen Tendenzen selbst dann, wenn die Sintertemperatur 1150°C oder 1250°C betrug, identisch waren, alle Eigenschaften der Festigkeit, der Duktilität und der Abmessungsstabilität besser waren, wenn die Sintertemperatur die höhere Temperatur (1250°C) war.
Diejenigen Proben, bei denen die vorstehenden Ergebnisse bezüglich der Mn-Menge für jede Sintertemperatur geändert wurden, sind in den 1 bis 6 veranschaulicht. Die 1 und die 2 veranschaulichen die Beziehungen zwischen der Mn-Menge und der Querbruchfestigkeit, die 3 und die 4 veranschaulichen die Beziehungen zwischen der Mn-Menge und dem Durchbiegungsausmaß und die 5 und die 6 veranschaulichen die Beziehungen zwischen der Mn-Menge und der Abmessungsänderung vor/nach dem Sintern.
Wenn die Proben im Hinblick auf die zugemischte Menge der FMS-Pulver betrachtet wurden, zeigte sich die Tendenz, dass die Querbruchfestigkeit den maximalen Wert aufwies, wenn die Mn-Menge etwa 1,2% betrug, in allen Proben, wie es aus der 1 und der 2 ersichtlich ist, obwohl eine Mehrzahl der zugemischten Mengen, bei denen die Querbruchfestigkeit maximal wurde, vorlag. Andererseits nahmen das Durchbiegungsausmaß und die Abmessungsänderung mit zunehmender FSM-Pulvermenge im Wesentlichen monoton ab. Aufgrund dieser Ergebnisse ist es bevorzugt, die Obergrenze der Mn-Menge auf 1,5% oder weniger, 1,4%, 1,3% und ferner 1,2% einzustellen, wenn der gesamte Sinterkörper (Sinterlegierung auf Eisenbasis) als 100% angesetzt wird. Andererseits ist es ratsam, die Obergrenze der Si-Menge auf 2,0% und ferner auf 1,5% einzustellen.
(4) Viertes Beispiel (Proben Nr. E31, E44 und E45)
Die Einflüsse, die der Teilchendurchmesser des FMS-Pulvers und die Sintertemperatur auf die Eigenschaften des Sinterkörpers ausübten, wurden in der folgenden Weise untersucht.
Als erstes wurden FMS-Pulver hergestellt, die durch mechanisches Pulverisieren des # VI FMS-Pulvers auf –250 Mesh (Teilchendurchmesser: 63 μm oder weniger), –350 Mesh (Teilchendurchmesser: 45 μm oder weniger) und –500 Mesh (Teilchendurchmesser: 25 μm oder weniger) erzeugt wurden. Die Klassierung erfolgte durch Sieben.
Da gegossene Massen des Fe-Mn-Si-Systems (gegossene FMS-Massen) spröde sind, ist es möglich, FMS-Pulver einfach durch mechanisches Pulverisieren der Massen zu erhalten. Eine gegossene FMS-Masse mit der Zusammensetzung # IV (mit geringeren Mengen an Mn und Si und einer vergleichsweise hohen Duktilität) war derart, dass es nicht einfach war, sie nur durch ein mechanisches Pulverisieren in ein feines Pulver von –250 Mesh (63 μm oder weniger) umzuwandeln.
Als nächstes wurden die jeweiligen FMS-Pulver mit den vorstehend genannten drei Teilchendurchmessern mit dem vorstehend genannten reinen Eisenpulver und dem Graphitpulver gemisch, wodurch Ausgangsmaterialpulver mit der Zusammensetzung Fe-2FMSVI-0,6C hergestellt wurden. Die jeweiligen Ausgangsmaterialpulver wurden mit dem Presswerkzeugschmierung-Warmpressverfahren zu Pulverpresskörpern gepresst und durch Sintern der Pulverpresskörper wurden die Proben Nr. E31, E44 und E45 erhalten. Die jeweiligen Eigenschaften der erhaltenen Pulverpresskörper und Sinterkörper (Sinterlegierung auf Eisenbasis des Fe-Mn-Si-C-Systems) sind in der Tabelle 4 angegeben.
Obwohl sie die Festigkeit der Sinterkörper umso stärker verbesserte, je mehr das FMS-Pulver mit einem kleineren Teilchendurchmesser verwendet wurde, war der Einfluss, den die Teilchengröße des FMS-Pulvers auf die Härte, das Durchbiegungsausmaß und die Abmessungsänderung der Sinterkörper ausübte, gering.
Andererseits verbesserten sich die Festigkeit, die Härte und die Duktilität (Durchbiegung) umso mehr, je höher die Sintertemperatur war, und zwar selbst dann, wenn das FMS-Pulver mit jedweder der Teilchengrößen verwendet wurde. Es ergab sich auch, dass ein Sinterkörper, bei dem ein FMS-Pulver verwendet wird, dessen Teilchengröße etwa –250 Mesh beträgt, die Festigkeit des Sinterkörpers des Fe-Cu-C-Systems (Probe Nr. E02), bei dem es sich um ein Vergleichsmaterial handelt, ausreichend übertrifft. Selbstverständlich konnte dann, wenn ein viel feineres FMS-Pulver verwendet wurde, ein Sinterkörper erhalten werden, der eine höhere Festigkeit als herkömmliche Sinterlegierungen aufweist.
(5) Fünftes Beispiel
Pulverpresskörper wurden mit einem Pressverfahren (allgemeines Pressverfahren) gepresst, das sich von dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren unterschied, das ein Formen mit hoher Dichte ermöglicht, und die Pulverpresskörper wurden gesintert. Die jeweiligen Eigenschaften der so erhaltenen Pulverpresskörper und Sinterkörper der Beispiele E41, E42 und E04 sind in der Tabelle 5 zusammen mit den jeweiligen gemischten Zusammensetzungen gezeigt.
Die Proben Nr. E41 und E42 sind diejenigen, die durch Zugeben von 0,1% bzw. 0,8% innerem Schmiermittel (LiSt) zu einem Ausgangsmaterialpulver mit der Zusammensetzung Fe-2FMSVI-0,8C, bei dem das # VI FMS-Pulver (–250 Mesh-Pulver) eingesetzt wurde, und Pressen und Sintern der Pulver hergestellt worden sind. Obwohl die Probe Nr. E41 0,1% inneres Schmiermittel enthielt, handelt es sich um eine Probe, die unter den gleichen Formgebungsbedingungen wie bei dem vorstehend beschriebenen Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gebildet worden ist, und die Probe Nr. E42 ist eine Probe, die mittels eines Raumtemperatur-Pressverfahrens ohne Presswerkzeugwandschmierung gepresst worden ist.
Die Probe Nr. E04 ist eine Probe, die durch Zugeben von 0,8% innerem Schmiermittel (LiSt) zu einem Ausgangsmaterialpulver mit der Zusammensetzung Fe-2Cu-0,8C, Pressen des Pulvers bei Raumtemperatur (wie bei dem Beispiel Nr. E42) und Sintern hergestellt worden ist. Der Sinterschritt wurde im Zusammenhang mit den allgemeinen Sinterbedingungen für Sinterkörper des Fe-Cu-C-Systems in einer N₂-5% H₂-Atmosphäre bei 1140°C × 20 min durchgeführt. Die Kühlgeschwindigkeit für die Proben nach dem Sintern betrug etwa 40°C/min.
Selbst wenn die Proben mit dem von dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren verschiedenen allgemeinen Pressverfahren gepresst wurden und wenn sie darüber hinaus in der N₂-5% H₂-Atmosphäre gesintert wurden, bei der es sich nicht um eine Stickstoffgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck handelt, wurde klar, dass die Sinterkörper des Fe-Mn-Si-Systems (Proben Nr. E41 und E42), bei denen das FMS-Pulver verwendet wurde, eine Festigkeit und eine Duktilität aufwiesen, die mit denjenigen der herkömmlichen Sinterkörper des Fe-Cu-C-Systems (Probe Nr. E04) identisch oder höher als diese waren.
Die diesbezüglichen Ergebnisse im Hinblick auf die Sinterdichte sind in der 7 und in der 8 veranschaulicht. Die 7 veranschaulicht die Beziehungen zwischen der Sinterdichte und der Querbruchfestigkeit, und die 8 veranschaulicht die Beziehungen zwischen der Sinterdichte und dem Durchbiegungsausmaß. Es wurde bestätigt, dass sowohl die Querbruchfestigkeit als auch das Durchbiegungsausmaß bei zunehmender Menge des FMS-Pulvers im Wesentlichen monoton (proportional dazu) zunimmt. Ferner sind die Ergebnisse der Durchführung eines Dreipunkt-Biegedauerfestigkeitstests bezüglich der Sinterkörper der Probe Nr. E42 und der Probe Nr. E04 in der 9 gezeigt. Folglich wurde bestätigt, dass der erfindungsgemäße Sinterkörper eine Dauerfestigkeit aufweist, die mit derjenigen eines herkömmlichen Sinterkörpers identisch ist oder höher als diese ist.
B: Sechstes Beispiel bis achtes Beispiel
Herstellung von Proben

(1) Ein Eisenlegierungspulver (Astaloy CrM, von HEGANESE Co., Ltd., hergestellt, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm, und Astaloy Mo, von HEGANESE Co., Ltd., hergestellt, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm), wobei es sich um Fe-System-Pulver handelt, das vorstehend beschriebene reine Eisenpulver (ASC100.29, von HEGANESE Co., Ltd. hergestellt), die vorstehend beschriebenen FMS-Pulver, wobei es sich um Verstärkungspulver handelt, und das vorstehend beschriebene Gr-Pulver, wobei es sich um ein C-System-Pulver handelt, wurden hergestellt. Die Zusammensetzung von Astaloy CrM, wobei es sich um ein Eisenlegierungspulver handelt, ist Fe-3Cr-0,5Mo (Masse-%), und die Zusammensetzung von Astaloy Mo ist Fe-1,5Mo (Masse-%). Als FMS-Pulver wurden die in der Tabelle 6 gezeigten # VI-, # VII- und # VIII-Pulver verwendet. Das Verfahren zur Herstellung, die Klassierung, die Teilchendurchmesser und dergleichen der FMS-Pulver sind mit denjenigen identisch, die vorstehend beschrieben worden sind.

Diese verschiedenen Pulver wurden 50 gemischt, dass eine gewünschte Zusammensetzung erhalten wurde, und ein Ausgangsmaterialpulver, das aus einem einheitlichen Pulvergemisch für jede der Proben zusammengesetzt war, wurde durch ausreichendes Durchführen eines Rotationsmischens des Kugelmühlentyps erzeugt.

(2) Pulverpresskörper wurden mit dem vorstehend beschriebenen Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren hergestellt. Die Bedingungen waren im Wesentlichen identisch. Die Konfiguration der Pulverpresskörper wurde jedoch auf eine Zylinderform mit einem Durchmesser von 23 mm und eine Zugprüfkörper-förmige Konfiguration eingestellt, wie es in der 10 veranschaulicht ist. Zwei Arten von Presswerkzeugen, die Hohlräume aufwiesen, welche diesen Konfigurationen entsprachen, wurden hergestellt, und das Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren wurde durchgeführt.
(3) Die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden unter Verwendung eines kontinuierlichen Sinterofens (OXYNON-Ofen, von KANTO YAKIN KOGYO Co., Ltd. hergestellt) in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1150°C, 1250°C bzw. 1350°C gesintert (Sinterschritt). Die Ausgleichshaltezeit (die Zeit für den Schritt des Erhitzens), die Kühlgeschwindigkeit nach dem Sintern (die Geschwindigkeit des Kühlschritts) und die Atmosphäre innerhalb des Sinterofens wurden so eingestellt, dass sie mit dem vorstehend beschriebenen Fall identisch waren.

Die erhaltenen Proben sind jedoch, wie es vorstehend beschrieben worden ist, die zylinderförmigen Proben mit einem Durchmesser von 23 mm und die Zugprüfkörper-förmigen Proben. Bezüglich der Zugprüfkörper-förmigen Proben wurde ein Erhitzen bei 200°C × 60 min innerhalb einer Luftatmosphäre durchgeführt (Anlassschritt).
Messungen von Beispielen

(1) Unter Verwendung der vorstehend genannten zylinderförmigen Proben wurden die Rohdichten, die Sinterdichten und die Abmessungsänderungen durch Berechnen ihrer Gewichte und Abmessungen vorher/nachher ermittelt.
(2) Unter Verwendung der vorstehend genannten Zugprüfkörper-förmigen Proben wurde ein Zugtest bei einem eingestellten Abstand zwischen Klemmbacken von 22 mm und Einstellen der Zuggeschwindigkeit mittels eines Instron-Testgeräts auf 0,5 m/min durchgeführt. Die Härte wurde derart gemessen, dass der Klemmabschnitt der Zugprüfkörper-förmigen Proben bei einer Belastung von 30 kg mittels eines Vickers-Härtemessgeräts gemessen wurde.

Details und Bewertungen der Beispiele
(1) Sechstes Beispiel (Proben Nr. E137 bis E144)
Unter Verwendung der Ausgangsmaterialpulver, bei denen das Gr-Pulver mit dem vorstehend beschriebenen Astaloy CrM in einem Anteil von 0,5 Masse-% gemischt und die jeweiligen FMS-Pulver damit in einem Anteil von 1 Masse-% gemischt wurde, wurden verschiedene Pulverpresskörper gepresst. Diese Pulverpresskörper wurden zur Herstellung von Sinterkörpern (Sinterlegierungen auf Eisenbasis des Fe-Cr-Mo-Mn-Si-C-Systems) bei 1250°C gesintert, wobei die Proben Nr. E137 bis E144 erhalten wurden. Die jeweiligen Eigenschaften der erhaltenen Pulverpresskörper und der Sinterkörper sind in der Tabelle 7 zusammen mit den jeweiligen gemischten Zusammensetzungen angegeben. Die # VI, # VII und # VIII der FMS-Pulver waren solche, bei denen das Mn/Si-Verhältnis auf 1,5, 1 bzw. 0,6 geändert worden ist.
Auf der Basis der in der Tabelle 7 angegebenen Daten sind die Einflüsse auf die Zugfestigkeit (MPa) und die Dehnung (%), wobei es sich um Einflüsse handelt, die aus den Unterschieden der FMS-Pulver bei den Zusammensetzungen resultieren, in der 11 und der 12 gezeigt. Aus der 11 und der 12 ergibt sich Folgendes.
Die Proben (E131, E143 und E144), bei denen die FMS-Pulver eingesetzt werden, waren derart, dass die Zugfestigkeit bezüglich der Probe (E137), bei der keinerlei FMS-Pulver eingesetzt wurde, um etwa 200 bis 300 MPa verbessert war. Insbesondere zeigten selbst dann, wenn der Pressdruck 784 MPa betrug, die Proben, bei denen die FMS-Pulver eingesetzt wurden, eine Zugfestigkeit von etwa 1500 MPa oder mehr. Selbstverständlich zeigten die Proben, die durch Einstellen des Pressdrucks auf 1176 MPa hergestellt worden sind, eine viel höhere Zugfestigkeit, die weit über 1600 MPa lag. Daher ergab sich auch, dass die starke Verfestigung von Sinterlegierungen auf Eisenbasis mittels der FMS-Pulver derart ist, dass die Arten der FMS-Pulver und die Höhe ihres Pressdrucks keine Rolle spielen. Darüber hinaus konnten im Fall des vorliegenden Beispiels Sinterlegierungen auf Eisenbasis mit ultrahoher Festigkeit bei einer gewöhnlichen Kühlgeschwindigkeit ohne die Durchführung einer Zwangskühlung in dem Kühlschritt des Sinterschritts erhalten werden. Darüber hinaus waren die Abmessungsänderungen der Sinterkörper der vorliegenden Beispiele mit denjenigen der Probe Nr. E137, die deren Basis darstellt, identisch oder kleiner als diese. Daher waren die jeweiligen Sinterlegierungen auf Eisenbasis gemäß den vorliegenden Beispielen, bei denen die FMS-Pulver verwendet wurden, derart, dass alle eine ultrahohe Festigkeit aufwiesen und zusätzlich die Abmessungsänderungen gering waren, und es konnte eine Senkung der Herstellungskosten erzielt werden.
(2) Siebtes Beispiel
Unter Verwendung des vorstehend beschriebenen reinen Eisenpulvers oder Eisenlegierungspulvers, von 0,5 Masse-% Gr-Pulver und 1 Masse-% FMS-Pulver (# VI) wurden verschiedene, in der Tabelle 8 angegebene Proben hergestellt. Der Pressdruck für Pulverpresskörper wurde auf 784 MPa oder 1176 MPa eingestellt und die Sintertemperatur für Pulverpresskörper wurde auf 1250°C eingestellt. Unter Verwendung der so erhaltenen jeweiligen Proben wurden die Änderungen der C-Menge zwischen den Proben, bei denen das FMS-Pulver in das Ausgangsmaterialpulver eingemischt war, und den sonstigen Proben vor und nach dem Sintern gemessen. Die Eigenschaften der jeweiligen Proben sind in der Tabelle 8 zusammen mit ihren Zusammensetzungen und den Pressdrücken angegeben. Es sollte beachtet werden, dass die C-Menge mittels eines Verbrennungs-Infrarotabsorptionsverfahrens ermittelt wurde.
Aus der Tabelle 8 ist bezüglich der Proben, bei denen das FMS-Pulver nicht eingesetzt wurde, ersichtlich, dass ungeachtet ihrer Zusammensetzungen die zugemischte C-Menge (Gr-Menge) um 6 bis 14% abnahm. Insbesondere nahm die C-Menge stärker ab, wenn der Pressdruck 784 MPa betrug, als in dem Fall, bei dem der Pressdruck 1176 MPa betrug. Andererseits nahm bei den Proben, bei denen das FMS-Pulver eingesetzt wurde, die C-Menge nur geringfügig um 2 bis 6% ab. Insbesondere wenn die Proben mit einem hohen Druck wie z. B. 1176 MPa gepresst wurden, nahm die C-Menge nur geringfügig um 2 bis 4% ab.
Es ergibt sich somit, dass durch die Verwendung von FMS die C-Menge, die durch das Sintern abnimmt, extrem gering wird, so dass das der größte Teil der zugemischten C-Menge in den Sinterlegierungen auf Eisenbasis verbleibt. Darüber hinaus wurde auch ersichtlich, dass die Verminderung der C-Menge umso geringer ist, je stärker eine Probe aus einem Pulverpresskörper zusammengesetzt ist, der mit einem höheren Pressdruck gepresst worden ist, so dass die restliche C-Menge größer wird. Daher ist es durch die Verwendung eines FMS-Pulvers nicht erforderlich, ein Gr-Pulver im Vorhinein in einer großen Menge zuzumischen, während der Anteil der Verminderung der C-Menge berücksichtigt wird, oder es ist möglich, einen derartig großen Anteil zu vermindern. Daher verbessert sich das Ausbeuteverhältnis eines eingesetzten Gr-Pulvers, so dass eine Verminderung der Ausgangsmaterialkosten für die Sinterlegierung auf Eisenbasis erreicht werden kann. Ferner können die Sinterlegierungen auf Eisenbasis mit gewünschten Zusammensetzungen einfach erhalten werden, und selbst wenn diese in einer Massenherstellung erzeugt werden, können Sinterlegierungen auf Eisenbasis mit hoher Qualität erhalten werden, deren Festigkeit oder Abmessungen und dergleichen stabilisiert sind, und demgemäß wird deren Qualitätskontrolle einfach.
Auf der Basis der Eigenschaften der verschiedenen Proben, bei denen Astaloy CrM-Pulver und 0,5 Masse-% Gr-Pulver verwendet wurden, sind die Beziehungen zwischen der Rohdichte des Pulverpresskörpers und der gesinterten Kohlenstoffmenge in der 13 veranschaulicht. Aus diesem Diagramm ergibt sich in dem Fall, bei dem das FMS-Pulver (Astaloy CrM-1% FMSVI-0,5C) einbezogen wird, dass die C-Menge, die nach dem Sintern vorliegt, zunimmt (d. h. die Variation der C-Menge vor/nach dem Sintern wird gering), und gleichzeitig die Rohdichte des Pulverpresskörpers zunimmt, und dass dann, wenn die Rohdichte 7,4 g/cm³ oder mehr beträgt (Dichteverhältnis: 94%), die C-Menge kaum abnimmt (das Ausmaß der Verminderung beträgt etwa 2% oder weniger). Diesbezüglich ist der Fall, bei dem das FMS-Pulver (Astaloy CrM-0,5C) nicht einbezogen wird, derart, dass dann, wenn die Rohdichte des Pulverpresskörpers abnimmt, die C-Menge, die nach dem Sintern vorliegt, ebenfalls stark abnimmt (d. h. die Variation der C-Menge vor/nach dem Sintern nimmt stark zu). Ferner ergab sich in diesem Fall auch, dass selbst dann, wenn die Rohdichte 7,4 g/cm³ oder mehr beträgt, das Ausmaß der Verminderung der C-Menge nicht 6% oder weniger beträgt. Daher kann dadurch, dass ein FMS-Pulver in einem Ausgangsmaterialpulver enthalten ist, das Ausbeuteverhältnis der C-Menge in dem Rohpresskörper erhöht werden.
(3) Achtes Beispiel
Unter Verwendung des vorstehend beschriebenen Eisenlegierungspulvers (Astaloy CrM), eines Gr-Pulvers und eines FMS-Pulvers (# VI) wurden verschiedene Proben, deren gemischte Mengen der jeweiligen Pulver, Pressdrücke und Sintertemperaturen sich unterschieden, hergestellt. Die verschiedenen Eigenschaften der jeweiligen Proben sind in den Tabellen 9 bis 11 zusammen mit deren Zusammensetzungen und Pressdrücken angegeben. Die Tabelle 9, die Tabelle 10 und die Tabelle 11 sind die Fälle, bei denen die Sintertemperatur auf 1150°C, 1250°C bzw. 1350°C eingestellt worden ist. Darüber hinaus sind auf der Basis der Daten der Proben, die in der Tabelle 10 angegeben sind (Pressdruck: 784 MPa), die Beziehungen zwischen der zugemischten Menge des Gr-Pulvers (zugemischte C-Menge) und der Zugfestigkeit oder Dehnung in der 14 bzw. der 15 veranschaulicht.
Erstens ergibt sich aus der 4, wenn das FMS-Pulver in dem Ausgangsmaterialpulver enthalten ist, dass die Zugfestigkeit den maximalen Wert aufweist, wenn 0,4 bis 0,6 Masse-% des Gr-Pulvers vorliegen. Darüber hinaus ist der maximale Wert der Zugfestigkeit umso höher, je größer die zugemischte Menge des FMS-Pulvers der Zusammensetzung ist. Diese Tendenz liegt im Wesentlichen selbst dann vor, wenn die zugemischten Mengen des FMS-Pulvers, die Pressdrücke und die Sintertemperaturen verschieden sind. Ferner wurde ersichtlich, dass es umso wahrscheinlicher ist, dass die Zugfestigkeit den maximalen Wert in dem Bereich zeigt, bei dem die zugemischte C-Menge viel geringer ist, je stärker die zugemischte Menge des FMS-Pulvers zunimmt. Auch diese Tendenz liegt im Wesentlichen selbst dann vor, wenn die Pressdrücke und die Sintertemperaturen verschieden sind. Wie es aus einem Vergleich der Fälle, bei denen das FMS-Pulver enthalten ist, mit dem Fall, bei dem das FMS-Pulver nicht enthalten ist, ersichtlich ist, nimmt selbst dann, wenn nur eine kleine Menge des FMS-Pulvers zugemischt wird, die Zugfestigkeit der Sinterlegierung auf Eisenbasis stark zu. Insbesondere ist der Effekt in dem Zusammensetzungsbereich beträchtlich, bei dem die zugemischte C-Menge geringer ist.
Ferner ist aus der 15 ersichtlich, dass die Dehnung mit zunehmender Menge der zugemischten C-Menge abnimmt. Darüber hinaus gibt es einen geringen Einfluss, der sich aufgrund des Gehalts an FMS-Pulver ergibt, auf die Dehnung. Es gibt jedoch keinen großen Unterschied zwischen der Dehnung der Proben, die das FMS-Pulver umfassen, und der Dehnung der Proben, die das FMS-Pulver nicht umfassen.
Daher ist es durch das Zumischen des FMS-Pulvers möglich, eine Sinterlegierung auf Eisenbasis zu erhalten, deren Zugfestigkeit vergrößert ist, während die Verminderung der Dehnung vermieden wird. D. h., selbst wenn die Zähigkeit sichergestellt wird, kann eine Sinterlegierung auf Eisenbasis mit hoher Festigkeit erhalten werden.
Wie es in den Tabellen 9 bis 11 gezeigt ist, ist es umso wahrscheinlicher, dass die Sinterlegierung auf Eisenbasis, die eine viel höhere Festigkeit aufweist, erhalten werden kann, je stärker die Sintertemperatur ansteigt. Bei 1150°C, wobei es sich um eine allgemeine Sintertemperatur handelt, wurden ohne die Durchführung irgendeiner speziellen Wärmebehandlung Sinterlegierungen auf Eisenbasis mit 1100 MPa oder mehr, 1200 MPa oder mehr und ferner 1300 MPa oder mehr erhalten. Wenn die Sintertemperatur 1250°C beträgt, können Sinterlegierungen auf Eisenbasis mit 1400 MPa oder mehr, 1500 MPa oder mehr und ferner 1600 MPa oder mehr erhalten werden. Darüber hinaus können dann, wenn die Pulverpresskörper mit ultrahoher Dichte, deren Rohdichte 96% oder mehr beträgt, bei 1350°C gesintert werden, Sinterlegierungen auf Eisenbasis mit 1600 MPa oder mehr, 1700 MPa oder mehr und ferner 1800 MPa oder mehr erhalten werden.

Tabelle 4 Beziehungen zwischen den Eigenschaften von Pulverpresskörpern sowie von Sinterkörpern mit der Zusammensetzung Fe-2FMSVI-0,6 C und den Teilchengrößen des FMS-Pulvers und den Sintertemperaturen

Tabelle 9A Ausgangsmaterialpulver: Astaloy CrM (Fe-3Cr-0,5Mo) + FMS VI-Pulver (Fe-50Mn-33Si) + Gr-Pulver, Sintertemperatur: 1150°C
Tabelle 9B Ausgangsmaterialpulver: Astaloy CrM (Fe-3Cr-0,5Mo) + FMS VI-Pulver (Fe-50Mn-33Si) + Gr-Pulver, Sintertemperatur: 1150°C
Tabelle 10A Ausgangsmaterialpulver: Astaloy CrM (Fe-3Cr-0,5Mo) + FMS VI-Pulver (Fe-50Mn-33Si) + Gr-Pulver, Sintertemperatur: 1250°C
Tabelle 10B Ausgangsmaterialpulver: Astaloy CrM (Fe-3Cr-0,5Mo) + FMS VI-Pulver (Fe-50Mn-33Si) + Gr-Pulver, Sintertemperatur: 1250°C
Tabelle 11A Ausgangsmaterialpulver: Astaloy CrM (Fe-3Cr-0,5Mo) + FMS VI-Pulver (Fe-50Mn-33Si) + Gr-Pulver, Sintertemperatur: 1350°C
Tabelle 11B Ausgangsmaterialpulver: Astaloy CrM (Fe-3Cr-0,5Mo) + FMS VI-Pulver (Fe-50Mn-33Si) + Gr-Pulver, Sintertemperatur: 1350°C
Beispiele für die zweite Erfindung
Die vorlegende Erfindung wird mittels Bespielen genauer beschrieben.
Herstellung von Proben

(1) Als Fe-System-Legierung wurden Astaloy Mo, das von HEGANESE Co., Ltd. hergestellt wird (Fe-1,5Mo, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm), Distaloy AE, das von HEGANESE Co., Ltd. hergestellt wird (Fe-4,0Ni-1,5Cu-0,5Mo, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm), KIP 30CRV, das von JFE STEEL Co., Ltd. hergestellt wird (Fe-3Cr-0,3Mo-0,3Mn-0,3V, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm), und KIP 103V, das von JFE STEEL Co., Ltd. hergestellt wird (Fe-1Cr-0,3Mo-0,3V, Teilchendurchmesser: 20 bis 180 μm), hergestellt.

Als Si-System-Pulver wurden Fe-Mn-Si-Pulver (FMS-Pulver) hergestellt. Diese FMS-Pulver waren solche, die durch Pulverisieren gegossener Massen (Blöcke) des Fe-Mn-Si-Systems mit verschiedenen, in der Tabelle 22 angegebenen Zusammensetzungen, die durch Schmelzen in einer Ar-Gasatmosphäre erzeugt worden sind, und Sieben zu einem Pulver, dessen Teilchendurchmesser 25 μm oder weniger betrug, hergestellt worden sind. Nachstehend werden die Zusammensetzungen der FMS-Pulver mittels der Zahlen (I bis III) in der Tabelle 22 identifiziert. Da gegossene Massen des Fe-Mn-Si-Systems (gegossene FMS-Massen) spröde sind, können FMS-Pulver in einfacher Weise dadurch erhalten werden, dass die Massen mechanisch pulverisiert werden. Da jedoch eine gegossene FMS-Masse, deren Gehalt an Si + Mn 35% oder weniger beträgt, eine vergleichsweise hohe Duktilität aufweist, war es schwierig, diese nur durch mechanisches Pulverisieren in ein feines Pulver umzuwandeln.
In den vorliegenden Beispielen wurden im Hinblick auf die Pulverisierbarkeit der gegossenen FMS-Masse und im Hinblick darauf, die zugemischte Menge des FMS-Pulvers geringer zu machen, FMS-Pulver eingesetzt, deren Menge an Si + Mn vergleichsweise groß war (z. B. 80 Masse-%). Die jeweiligen legierten Zusammensetzungen der FMS-Pulver waren derart, dass im Hinblick auf die Abmessungsgenauigkeit des Sinterkörpers diejenigen ausgewählt wurden, deren Flüssigphasentemperaturen, die mittels Thermo-Calc ermittelt wurden, verschieden waren.
Neben den FMS-Pulvern wurden auch ein reines Si-Pulver (von FUKUDA KINZOKU HAKUFUN Co., Ltd. hergestellt), ein Fe-76,4% Si-Pulver (von FUKUDA KINZOKU HAKUFUN Co., Ltd. hergestellt), bei dem es sich um ein Si-Systempulver handelt, und ein Fe-75,6% Mn-Pulver (von FUKUDA KINZOKU HAKUFUN Co., Ltd. hergestellt), bei dem es sich um ein Mn-System-Pulver handelt, hergestellt. Die Einheit der Zusammensetzungen ist Masse-% (nachstehend gilt das Gleiche, falls nichts anderes angegeben ist). Alle diese Pulver waren derart, dass solche mit einer Teilchengröße von –500 Mesh (25 μm oder weniger) eingesetzt wurden. Ein Graphitpulver (Gr-Pulver) (JCPB, von NIHON KOKUEN Co., Ltd. hergestellt), wobei es sich um ein C-System-Pulver handelt, wurde ebenfalls hergestellt. Die Teilchendurchmesser dieses Pulvers betrugen 45 μm oder weniger.
Diese verschiedenen Pulver wurden so gemischt, dass eine gewünschte Zusammensetzung erhalten wurde, und ein Ausgangsmaterialpulver, das aus einem einheitlichen Pulvergemisch für jede der Proben zusammengesetzt war, wurde durch die Durchführung eines ausreichenden Rotationsmischens des Kugelmühlentyps hergestellt.

(2) Pulverpresskörper wurden vorwiegend mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren hergestellt. Insbesondere sind die Pulverpresskörper so, wie es nachstehend beschrieben ist. Zwei Arten von Presswerkzeugen, die aus zementiertem Carbid ausgebildet waren und einen zylinderförmigen Hohlraum mit einem Durchmesser von 23 mm und einen Querprüfkörper-förmigen 10 × 55 mm-Hohlraum aufwiesen, wurden hergestellt. Auf der Innenumfangsoberfläche der jeweiligen Presswerkzeuge wurde im Vorhinein eine TiN-Beschichtungsbehandlung durchgeführt, so dass deren Oberflächenrauhigkeit auf 0,4 Z eingestellt wurde. Die jeweiligen Presswerkzeuge wurden im Vorhinein mit einer Bandheizeinrichtung auf 150°C erhitzt. Auf die Innenumfangsoberfläche der erhitzten Presswerkzeuge wurde eine wässrige Lösung, in der Lithiumstearat (LiSt), ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel, dispergiert war, mit einer Spritzpistole in einem Anteil von etwa 1 cm³/s einheitlich gespritzt (Aufbringschritt). Folglich wurde auf der Innenumfangsoberfläche der jeweiligen Presswerkzeuge ein LiSt-Film in einem Ausmaß von etwa 1 μm gebildet.

Die hier verwendete wässrige Lösung ist eine Lösung, in der LiSt dispergiert worden ist und in der Wasser ein grenzflächenaktives Mittel und ein Schaumdämpfer zugesetzt worden ist. Als grenzflächenaktives Mittel wurden Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 6, Polyoxyethylennonylphenylether (EO) 10, und der Borsäureester Emulbon T-80 verwendet, wobei jede dieser Substanzen in einer Menge von 1 Vol.-%, bezogen auf die gesamte wässrige Lösung (100 Vol.-%) zugesetzt wurde. Als Schaumdämpfer wurde FS Antifoam 80 verwendet und in einer Menge von 0,2 Vol.-%, bezogen auf die gesamte wässrige Lösung (100 Vol.-%) zugesetzt. Als LiSt wurde eines mit einem Schmelzpunkt von etwa 225°C und einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 20 μm verwendet. Dessen Dispersionsmenge wurde auf 25 g, bezogen auf die vorstehend genannten 100 cm³ der wässrigen Lösung, eingestellt. Die wässrige Lösung, in der LiSt dispergiert war, wurde ferner einer Mikroverfeinerungsbehandlung mit einer Pulverisiervorrichtung des Kugelmühlentyps (Teflon-beschichtete Stahlkugeln: 100 Stunden) unterzogen. Die so erhaltene Vorratslösung wurde 20-fach verdünnt und eine wässrige Lösung, deren Endkonzentration 1% betrug, wurde für den vorstehend genannten Aufbringschritt verwendet.
In die Hohlräume der jeweiligen Presswerkzeuge, in welchen der einheitliche Film aus LiSt auf der Innenoberfläche gebildet worden ist, wurden die vorstehend beschriebenen verschiedenen Ausgangsmaterialpulver eingefüllt (Füllschritt). Die Ausgangsmaterialpulver wurden mit einem Trockner im Vorhinein auf 150°C erhitzt, wobei es sich um die gleiche Temperatur wie diejenige der Presswerkzeuge handelt.
Die jeweiligen Ausgangsmaterialpulver, die in die Presswerkzeuge gefüllt worden sind, wurden mit verschiedenen Pressdrücken gepresst, wodurch Pulverpresskörper erhalten wurden (Warmpressschritt). Bei allen Pressdrücken war es möglich, die Pulverpresskörper mit niedrigen Ausstoßkräften aus den Pressformwerkzeugen zu entnehmen, ohne dass auf der Innenoberfläche der Presswerkzeuge ein Fressen und dergleichen verursacht wurde.

(3) Die erhaltenen jeweiligen Pulverpresskörper wurden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1350°C unter Verwendung eines kontinuierlichen Sinterofens (OXYNON-Ofen, von KANTO YAKIN KOGYO Co., Ltd. hergestellt) gesintert (Sinterschritt). Die Sinterzeit wurde auf 30 min eingestellt und die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Sintern betrug 40°C/min. Es sollte beachtet werden, dass das Innere des Sinterofens auf eine Atmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck von 50 bis 100 ppm, bezogen auf die CO-Konzentration (äquivalent zu 10^–19 bis 10^–21 Pa durch Umrechnen in den Sauerstoffpartialdruck), eingestellt wurde. Auf diese Weise wurden zylinderförmige Proben mit einem Durchmesser von 23 mm und Querprüfkörperförmige 10 × 55 mm-Proben, die aus verschiedenen Sinterlegierungselementen auf Eisenbasis zusammengesetzt waren, erhalten.

Es sollte beachtet werden, dass mit den Querprüfkörpern eine Härtungs-Anlass-Wärmebehandlung durchgeführt wurde. Die Härtungsbehandlung wurde durch Abschrecken der Querprüfkörper in Öl bei 60°C nach deren Erhitzen auf 850°C × 1 Stunde in einer Stickstoffatmosphäre durchgeführt. Das Anlassen danach wurde durch Erhitzen der Querprüfkörper bei 200°C × 1 Stunde in Luft durchgeführt.
Messungen

(1) Unter Verwendung der vorstehend genannten zylinderförmigen Proben wurden die Rohdichten (G. D.) und die Dichteverhältnisse, die Sinterkörperdichten (S. D.) und die Dichteverhältnisse und ferner die Abmessungsänderungen (Höhenänderungen ΔT und Außendurchmesseränderungen ΔD) durch Berechnung ihrer Sintergewichte und -abmessungen vor/nach dem Sintern ermittelt. Es sollte beachtet werden, dass die Sinterdichten der Proben, bei denen eine Blasenbildung auftrat, Bezugswerte waren.
(2) Unter Verwendung der vorstehend genannten Querprüfkörper-förmigen Proben wurde ein Quertest mittels eines Dreipunkt-Biegens mit einem Abstand von 40 mm zwischen Stützpunkten durchgeführt. Auf diese Weise wurden die Festigkeit (Querbruchfestigkeit) und die Durchbiegung bis zum Bruch der jeweiligen Proben ermittelt. Darüber hinaus wurde die Härte der Seitenfläche der Querprüfkörper-förmigen Probe bei einer Belastung von 30 kg mittels eines Vickers-Härtemessgeräts gemessen.

Vergleichsbeispiel: Probe Nr. HS8
Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen wurden hergestellt, wobei es sich um Ausgangsmaterialpulver handelte, bei denen das vorstehend genannte Astaloy Mo-Pulver und das Graphitpulver (Gr-Pulver) gemischt waren. Diese Ausgangsmaterialpulver sind diejenigen, die keinerlei Si-System-Pulver umfassten. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mittels des Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahrens gepresst und die erhaltenen jeweiligen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch jeweilige Sinterkörper (Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis) der Probe Nr. HS8 gemäß der Tabelle 21 erhalten wurden. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 21 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes der Aus-gangsmaterialpulver angegeben.
Von der Probe Nr. HS8 sind alle Sinterkörper, deren zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0 beträgt (nur Astaloy Mo), derart, dass sich die Abmessungen geringfügig vermindert hatten, so dass sie dichter wurden. Ferner trat keine Blasenbildung auf. Diese Tatsache kann auch aufgrund der Tatsache bestätigt werden, dass dann, wenn der Pressdruck 1960 MPa betrug, die Sinterdichte eine ultrahohe Dichte von 7,86 g/cm³ (99,7% Sinterdichteverhältnis) war.
Von der Probe Nr. HS8 waren die Sinterkörper, deren zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,3 bis 0,6% betrug, derart, dass eine Blasenbildung stattfand, wenn der Pressdruck 1568 MPa oder mehr oder 1960 MPa oder mehr betrug. Das Auftreten der Blasenbildung kann nicht nur aufgrund der Tatsache bestätigt werden, dass sich die Abmessungsänderungen (insbesondere der Höhenabmessungen) stark zur positiven Seite hin veränderten, sondern auch aufgrund der Tatsache, dass sich die Sinterdichteverhältnisse stark verminderten. Wenn beispielsweise ein Pulverpresskörper, dessen Rohdichte 98% oder mehr betrug, gesintert wurde, kann davon ausgegangen werden, dass eine Blasenbildung aufgrund der Tatsache stattfindet, dass dessen Sinterdichte stark über ±1% des Rohdichteverhältnisses hinaus auf 90% oder weniger abnahm.
In der 16 sind die Beziehungen zwischen dem Rohdichteverhältnis sowie dem Sinterkörperdichteverhältnis und dem Pressdruck gezeigt, wenn das Ausgangsmaterialpulver verwendet wurde, dessen zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,5% betrug. In der 17A und der 17B ist eine Photographie des Aussehens der Proben (zugemischte Menge des Gr-Pulvers: 0,5%, und Pressdruck: 1960 MPa), bei denen eine Blasenbildung stattfand, bzw. eine Photographie von deren Querschnitt gezeigt. Wie es aus der 17B ersichtlich ist, ist klar, dass die Tatsache, dass grolle Luftlöcher innerhalb des Sinterkörpers gebildet worden sind, die Ursache der Blasenbildung ist.
Verschiedene Beispiele
(1) Erstes Beispiel (Proben Nr. HS9-HS12)
Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen wurden durch Mischen des vorstehend beschriebenen Astaloy Mo-Pulvers, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und des # 1 FMS-Pulvers hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Proben Nr. HS9 bis HS12 erhalten wurden, die in der Tabelle 12 angegeben sind. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 12 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt.
Wie es aufgrund der Probe Nr. HS9 ersichtlich ist, fand dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers eine sehr kleine Menge wie z. B. 0,01% war, eine Blasenbildung in den Proben statt, deren Pressdruck 1568 MPa oder mehr betrug, und zwar ungeachtet der zugemischten Mengen des Gr-Pulvers. Wie es aufgrund der Probe Nr. HS10 ersichtlich ist, fand dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,05% betrug, eine Blasenbildung in den Proben statt, deren zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,5% und deren Pressdruck 1568 MPa oder mehr betrug. Wie es aufgrund der Probe Nr. HS11 ersichtlich ist, fand dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1% betrug, eine Blasenbildung nur in den Proben statt, deren zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,5% und deren Pressdruck 1960 MPa oder mehr betrug.
Dabei ist die Höhenänderung (ΔT) in der Tabelle die Abmessungsvariation in der Pressrichtung der zylinderförmigen Probe mit einem Durchmesser von 23 mm. Dieses ΔT drückt die Blasenbildung am deutlichsten aus. Die negativen Werte dieses ΔT bedeuten, dass bei Sinterkörpern bezüglich der Pulverpresskörper eine Kontraktion stattgefunden hat. Wenn ein Sinterkörper vorliegt, bei dem ΔT negativ wird, findet keine Blasenbildung statt, und demgemäß gibt es in der Praxis keinerlei Probleme bezüglich des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis. Selbst wenn ΔT positive Werte aufweist, nimmt die Dichte eines Sinterkörpers, dessen ΔT 0,5% oder weniger beträgt, kaum ab, und demgemäß gibt es in der Praxis keinerlei Probleme. Wenn andererseits dieses ΔT in nachteiliger Weise über 1% liegt, wird die Blasenbildung in einer Probe so stark, dass sie einfach visuell unterschieden werden kann. Wenn ΔT negativ ist, wenn ΔT +0,5% oder weniger beträgt, oder wenn das Sinterkörperdichteverhältnis 96% oder mehr beträgt, wird davon ausgegangen, dass ein solcher Sinterkörper in der Praxis keinerlei Probleme aufweist.
Bezüglich der jeweiligen Proben der Tabelle 12 ist es bevorzugt, dass die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1% oder mehr und ferner 0,2% oder mehr beträgt, um eine Blasenbildung in einem Sinterkörper mit ultrahoher Dichte (C: 0,3 bis 0,6%) zu verhindern. Wenn dies in eine Si-Menge umgerechnet wird, kann die Si-Menge vorzugsweise 0,02% oder mehr und ferner 0,04% oder mehr betragen.
(2) Zweites Beispiel (Proben Nr. HS13 bis HS16)
Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen wurden durch Mischen des vorstehend beschriebenen Astaloy Mo-Pulvers, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und des # II FMS-Pulvers hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Proben Nr. HS13 bis HS16 erhalten wurden, die in der Tabelle 13 angegeben sind. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 13 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt.
Wie es aufgrund der Probe Nr. HS13 ersichtlich ist, fand dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers eine sehr kleine Menge wie z. B. 0,01% war, eine Blasenbildung in den Proben statt, deren Pressdruck 1568 MPa oder mehr betrug, und zwar ungeachtet der zugemischten Mengen des Gr-Pulvers.
Wie es aufgrund der Probe Nr. HS14 ersichtlich ist, wies dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,05% betrug, ΔT relativ große positive Werte auf, wenn die zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,3% und der Pressdruck 1568 MPa oder mehr betrug, oder wenn die zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,5% und der Pressdruck 1960 MPa oder mehr betrug. Da jedoch alle diese ΔT-Werte 0,5% oder weniger betrugen, kann davon ausgegangen werden, dass in diesen Proben keine Blasenbildung stattfand.
Wie es aufgrund der Proben Nr. HS15 und HS16 ersichtlich ist, wiesen alle Sinterkörper, deren zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1% oder mehr betrug, ungeachtet der zugemischten Mengen des Gr-Pulvers und der Pressdrücke negative Werte von ΔT auf, und in diesen Proben trat keine Blasenbildung auf.
Bezüglich der jeweiligen Proben der Tabelle 13 ist es bevorzugt, dass die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1% oder mehr und ferner 0,2% oder mehr beträgt, um eine Blasenbildung in einem Sinterkörper mit ultrahoher Dichte (C: 0,3 bis 0,6%) zu verhindern. Wenn dies in eine Si-Menge umgerechnet wird, kann die Si-Menge vorzugsweise 0,03% oder mehr und ferner 0,06% oder mehr betragen.
(3) Drittes Beispiel (Proben Nr. HS17 bis HS20)
Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen wurden durch Mischen des vorstehend beschriebenen Astaloy Mo-Pulvers, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und des # III FMS-Pulvers hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Proben Nr. HS17 bis HS20 erhalten wurden, die in der Tabelle 14 angegeben sind. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 14 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt.
Wie es aufgrund der Probe Nr. HS17 ersichtlich ist, fand dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers eine sehr kleine Menge wie z. B. 0,01% war, eine Blasenbildung in den Proben statt, deren Pressdruck 1568 MPa oder mehr betrug, und zwar ungeachtet der zugemischten Mengen des Gr-Pulvers.
Wie es aufgrund der Probe Nr. HS18 ersichtlich ist, wies dann, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,05% betrug, ΔT positive Werte auf, wenn die zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,3% und der Pressdruck 1568 MPa oder mehr betrug, oder wenn die zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,5% und der Pressdruck 1960 MPa oder mehr betrug. Da jedoch alle diese ΔT-Werte ausreichend klein waren (0,15% oder weniger), trat in diesen Proben keine Blasenbildung auf.
Wie es aufgrund der Proben Nr. HS19 und HS20 ersichtlich ist, wiesen alle Sinterkörper, deren zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1% oder mehr betrug, ungeachtet der zugemischten Mengen des Gr-Pulvers und der Pressdrücke negative Werte von ΔT auf, und in diesen Proben trat keine Blasenbildung auf.
Bezüglich der jeweiligen Proben der Tabelle 14 ist es bevorzugt, dass die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,05% oder mehr, 0,1% oder mehr und ferner 0,2% oder mehr beträgt, um eine Blasenbildung in einem Sinterkörper mit ultrahoher Dichte (C: 0,3 bis 0,6%) zu verhindern. Wenn dies in eine Si-Menge umgerechnet wird, kann die Si-Menge vorzugsweise 0,02% oder mehr, 0,04% oder mehr und ferner 0,08% oder mehr betragen.
(4) Viertes Beispiel (Probe Nr. HS11, HS15 und HS19)
Querprüfkörper-förmige Sinterkörper, die mit den Proben Nr. HS11, HS15 und HS19 identisch waren, bei denen die zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,5% betrug, die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1% betrug und der Pressdruck auf 1568 MPa eingestellt worden ist, wurden hergestellt. Die vorstehend beschriebene Wärmebehandlung wurde damit durchgeführt, wodurch Querprüfkörper (Sinterlegierungselemente auf Eisenbasis) erhalten wurden. Mit diesen Prüfkörpern wurde der Quertest durchgeführt, wodurch die Biegefestigkeitseigenschaften jedes Prüfkörpers untersucht wurden. Dieses Ergebnis ist in der Tabelle 15 gezeigt.
Ein Prüfkörper, bei dem eines der FMS-Pulver verwendet wurde, zeigte eine ausreichende Dichte und Duktilität, so dass aufgrund der FMS-Pulvertypen kein ausgeprägter Unterschied bestand. Wenn die Abmessungsänderungen (ΔT und ΔD) ebenfalls berücksichtigt werden, ist das # II FMS-Pulver bevorzugt, jedoch weisen auch die anderen FMS-Pulver in der Praxis keinerlei Probleme auf.
(5) Fünftes Beispiel (Proben Nr. HS1 bis HS7 und Proben Nr. C1 und C2)
Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen wurden durch Mischen der vorstehend beschriebenen niedrig legierten Pulver, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und des # II FMS-Pulvers hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Proben Nr. HS1 bis HS7 und Proben Nr, C1 und C2 erhalten wurden. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 16 und in der Tabelle 17 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt. Es sollte beachtet werden, dass für das Mischen der Ausgangsmaterialien das # II FMS-Pulver eingesetzt wurde, während die Ergebnisse des fünften Beispiels berücksichtigt wurden. In den Proben Nr. HS1 bis HS4, bei denen Astaloy Mo eingesetzt wurde, wurde die zugemischte Menge des FMS-Pulvers im Bereich von 0,1 bis 1 Masse-% variiert. In dem Fall der anderen Fe-System-Legierungspulver wurde die zugemischte Menge des FMS-Pulvers bei 0,5 Masse-% konstant gehalten. Die Proben Nr. C1 und C2 waren jedoch derart, dass kein FMS-Pulver zugemischt wurde. Die zugemischte Menge des Gr-Pulvers wurde in allen Proben bei 0,5 Masse-% konstant gehalten.
Aus der Tabelle 16 ist folgendes ersichtlich. Alle Proben, bei denen die Fe-System-Pulver verwendet wurden, die von Distaloy AE verschieden waren, waren derart, dass die Höhenänderung ΔT bei negativen Werten lag, was die Kontraktion der Sinterkörper zeigte. Wenn andererseits Distaloy AE, das Cu in einer großen Menge von 1,5% enthielt, verwendet wurde, ergab sich, dass die Blasenbildung des Sinterkörpers am wahrscheinlichsten war. Obwohl Distaloy AE inhärent kein Material ist, das bei einer hohen Temperatur, wie z. B. 1350°C gesintert wird, wurde ΔT der Sinterkörper, die daraus zusammengesetzt waren, in dem gleichen Maß wie bei herkömmlichen Sinterkörpern auf weniger als +0,3% gedrückt. Aufgrund dieser Tatsachen wurde bestätigt, dass unabhängig von den Typen der Fe-System-Pulver die FMS-Pulver den beschränkenden Effekt bezüglich der Blasenbildung oder den Abmessungsstabilitätseffekt für Sinterkörper zeigen.
Darüber hinaus waren die meisten der Proben, bei denen die von Distaloy AE verschiedenen Fe-System-Legierungen verwendet wurden, derart, dass ΔD, wobei es sich um die Außendurchmesseränderung handelt, negative Werte aufwies, und der ΔD-Wert der Proben, deren Pressdruck 1000 MPa überstieg, sehr klein war und innerhalb von ±1% lag. Aufgrund dieser Tatsache kann gemäß der vorliegenden Erfindung die Nettoformgebung des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis in ausreichender Weise erhalten werden.
Aus der Tabelle 17 ist folgendes ersichtlich. Alle Proben, bei denen das FMS-Pulver in die Ausgangsmaterialpulver eingemischt worden ist, und zwar unabhängig von den Typen der Fe-System-Pulver, waren solche, die nicht nur eine hohe Festigkeit aufwiesen, sondern auch bezüglich der Duktilität (Verformungsausmaß) gut waren. Wenn diese mit den Proben Nr. C1 und C2 verglichen werden, die keinerlei FMS-Pulver enthielten, ist dies offensichtlich. Aufgrund der Proben Nr. HS1 bis HS4 ist ersichtlich, dass im Fall der Verwendung von Astaloy Mo ein Festigkeitspeak erhalten wurde, wenn die zugemischte Menge des FMS-Pulvers 0,1 bis 0,2% (Mn, und Si: 0,03 bis 0,1%) betrug.
Die Proben, bei denen von den Fe-System-Pulvern Astaloy Mo eingesetzt wurde, wiesen die höchste Festigkeit auf. Selbst die Proben, bei denen das niedrig legiert Fe-Cr-System KIP 30CRV oder KIP 103V verwendet wurde, waren derart, dass sich dann, wenn diese mit den Proben Nr. C1 und C2 verglichen wurden, die Festigkeit und die Duktilität deutlich verbesserten.
(6) Sechstes Beispiel (Proben Nr. HS29 und HS21 bis 23)
Unter Verwendung eines Fe-76,4% Si-Pulvers anstelle der FMS-Pulver wurden Sinterkörper hergestellt. Insbesondere wurden Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen durch Mischen des Astaloy Mo-Pulvers, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und eines Fe-76,4% Si-Pulvers (–500 Mesh) hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Proben Nr. HS29 und HS21 bis HS23 erhalten wurden, die in der Tabelle 18 angegeben sind. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 18 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt.
Obwohl von der Probe Nr. HS29, nur die Probe, die mit 1960 MPa gepresst wurde, derart war, dass ΔT geringfügig positiv war, betrug ΔT 0,5% oder weniger. Davon abgesehen trat in allen Proben keine Blasenbildung auf und sowohl die Höhenänderung ΔT als auch die Änderung des Außendurchmessers ΔD waren negative Werte und demgemäß waren die Proben bezüglich der Abmessungsstabilität gut. Aus den Ergebnissen der Tabelle 18 wurde bezüglich der Verhinderung einer Blasenbildung und der Sicherstellung der Abmessungsstabilität der Sinterkörper bestätigt, dass Si ein sehr effektives Element ist. Es sollte beachtet werden, dass die Menge, die in dem gesamten Sinterkörper (oder dem gesamten Pulverpresskörper) von Si eingenommen wird, 0,015 bis 0,15% beträgt.
(7) Siebtes Beispiel (Probe Nr. HS24)
Unter Verwendung eines Fe-75,6% Mn-Pulvers anstelle der FMS-Pulver wurden Sinterkörper hergestellt. Insbesondere wurden Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen durch Mischen des Astaloy Mo-Pulvers, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und eines Fe-75,6% Mn-Pulvers (–500 Mesh) hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Probe Nr. HS24 erhalten wurden, die in der Tabelle 19 angegeben sind. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 19 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt.
In diesem Fall trat eine Blasenbildung vollständig in den Proben auf, deren Formgebungsdruck 1568 MPa oder mehr betrug, und zwar unabhängig davon, ob die zugemischte Menge des Gr-Pulvers 0,3% oder 0,5% betrug, und die Höhe und der Außendurchmesser der Sinterkörper wurden größer. Aus den Ergebnissen der Tabelle 19 wurde bestätigt, dass es weniger wahrscheinlich ist, dass Mn für die Verhinderung einer Blasenbildung und die Abmessungsstabilisierung in den Sinterkörpern effektiv ist.
(8) Achtes Beispiel (Proben Nr. HS25 bis 28 und Probe Nr. HS30)
Unter Verwendung eines reinen Si-Pulvers anstelle der FMS-Pulver wurden Sinterkörper hergestellt. Insbesondere wurden Ausgangsmaterialpulver mit verschiedenen Zusammensetzungen durch Mischen des Astaloy Mo-Pulvers, des Graphitpulvers (Gr-Pulvers) und eines reinen Si-Pulvers (–500 Mesh) hergestellt. Diese Ausgangsmaterialpulver wurden mit verschiedenen Pressdrücken mit dem Presswerkzeugwandschmierung-Warmpressverfahren gepresst und die jeweils erhaltenen Pulverpresskörper wurden gesintert, wodurch Sinterkörper der Proben Nr. HS25 bis 28 erhalten wurden, die in der Tabelle 20 angegeben sind. Die Eigenschaften der jeweiligen Pulverpresskörper und der jeweiligen Sinterkörper sind in der Tabelle 20 zusammen mit der gemischten Zusammensetzung jedes Ausgangsmaterialpulvers gezeigt.

Gemäß den Proben Nr. HS25 und HS26 trat dann, wenn die Si-Menge 0,01% und 0,02% betrug, eine Blasenbildung in denjenigen Proben auf, die mit einem Pressdruck von 1568 MPa oder mehr gepresst worden sind. Im Gegensatz dazu trat gemäß den Proben Nr. HS27, HS28 und HS30 dann, wenn die Si-Menge 0,03% oder mehr betrug, eine Blasenbildung selbst in denjenigen Proben nicht auf, die mit einem ultrahohen Druck von 1960 MPa gepresst worden sind. Tabelle 12 Eigenschaften von Rohpresskörpern und Sinterkörpern von Proben mit zugesetztem FMS

Basispulver Astaloy Mo, 1350°C, 30 min und Sintern in Stickstoff.
Das Rohpresskorperdichteverhältnis wurde aus (Rohpresskörperdichte)/(theoretische Sinterkörperdichte) erhalten
Die theoretische Dichte des Sinterkorpers betrug in diesem Fall 7,88 g/cm³. Tabelle 13 Eigenschaften von Rohpresskörpern und Sinterkörpern von Proben mit zugesetztem FMS II

Basispulver: Astaloy Mo, 1350°C, 30 min und Sintern in Stickstoff.
Das Rohpresskörperdichteverhältnis wurde aus (Rohpresskörperdichte)/(theoretische Sinterkörperdichte) erhalten.
Die theoretische Dichte des Sinterkörpers betrug in diesem Fall 7.88 g/cm³ Tabelle 14 Eigenschaften von Rohpresskörpern und Sinterkörpern von Proben mit zugesetztem FMS III

Basispulver: Astaloy Mo, 1350°C, 30 min und Sintern in Stickstoff.
Das Rohpresskörperdichteverhaltnis wurde aus (Rohpresskörperdichte)/(theoretische Sinterkörperdichte) erhalten.
Die theoretische Dichte des Sinterkörpers betrug in diesem Fall 7,88 g/cm³.

Tabelle 16 Eigenschaften von Rohpresskörpern und Sinterkörpern von Proben, bei denen verschiedenen niedriglegierten Stählen FMS II zugesetzt worden ist

Das Rohpresskörperdichteverhältnis wurde aus (Rohpresskörperdichte)/(theoretische Sinterkörperdichte) erhalten.
Der theoretische Dichtewert des Sinterkörpers ist derart, dass die folgenden Werte verwendet wurden.
Astaloy Mo-Material. 7,88 g/cm³
Distaloy AE-Material: 7,88 g/cm³
KIP30CRV-Material: 7,83 g/cm³
KIP103V-Material: 7,85 g/cm³

Tabelle 21 (Fortsetzung)

Basispulver: Astaloy Mo, 1350°C, 30 min und Sintern in Stickstoff
Das Rohpresskörperdichteverhältnis wurde aus (Rohpresskörperdichte)/(theoretische Sinterkörperdichte) erhalten Tabelle 22 Chemische Zusammensetzungen von FMS-Pulvern

#	Nennzusammensetzung	Chemische Zusammensetzung (%)						Temperatur der flüssigen Phase (°C)
#	Nennzusammensetzung	Mn	Si	P	C	O	Fe	Temperatur der flüssigen Phase (°C)
I	Fe-60Mn-20Si	60,70	20,6	0,00	0,05	0,28	Rest	1080
II	Fe-50Mn-33Si	50,00	33,3	0,02	0,06	0,30	Rest	1250
III	Fe-40Mn-40Si	39,40	39,7	0,00	0,04	0,29	Rest	1150

Claims

Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis, wobei das Herstellungsverfahren dadurch gekennzeichnet ist, dass es umfasst: einen Pressschritt des Herstellens eines Pulverpresskörpers durch Formpressen eines Ausgangsmaterials, wobei der Pressdruck des Pressschritts 1150 MPa oder mehr beträgt, bei dem ein Fe-System-Pulver, das aus mindestens einem von reinem Eisen und einer Eisenlegierung zusammengesetzt ist, mit einem Verstärkungspulver gemischt ist, das aus einem Fe-Mn-Si-Pulver aufgebaut ist, das aus Fe, Mn und Si zusammengesetzt ist, wobei das Zusammensetzungsverhältnis (Mn/Si) von Mn zu Si 1/3 bis 0,9 beträgt, und einen Sinterschritt des Erhitzens des Pulverpresskörpers zum Sintern des Pulverpresskörpers in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 1, bei dem das Fe-Mn-Si-Pulver aus einer Legierung oder einer intermetalllischen Verbindung von Fe, Mn und Si zusammengesetzt ist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 2, bei dem das Fe-Mn-Si-Pulver derart ist, dass dann, wenn das gesamte Fe-Mn-Si-Pulver als 100 Masse-% angesetzt wird, 15 bis 75 Masse-% Mn, 15 bis 75 Masse-% Si vorliegen, die Summe von Mn und Si 35 bis 95 Masse-% beträgt, der vorwiegende Rest Fe ist und 0,4 Masse-% oder weniger Sauerstoff (O) vorliegen.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 3, bei dem das Fe-Mn-Si-Pulver, wenn das gesamte Ausgangsmaterialpulver als 100 Masse-% angesetzt wird, in einer Menge von 0,5 bis 5 Masse-% enthalten ist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 1, bei dem das Verstärkungspulver aus Teilchen zusammengesetzt ist, deren Teilchendurchmesser 100 μm oder weniger betragen.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 1, bei dem das Ausgangsmaterialpulver ferner ein Graphitpulver (Gr-Pulver) umfasst.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 1, bei dem der Pressschritt umfasst: einen Füllschritt des Füllens des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug, bei dem ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf der Innenoberfläche aufgebracht ist, und einen Warmpressschritt des Erzeugens eines Metallseifenfilms auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers, das die Innenoberfläche des Presswerkzeugs kontaktiert, durch Warmpressen des innerhalb des Presswerkzeugs angeordneten Ausgangsmaterialpulvers.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 1, bei dem der Sinterschritt ein Schritt ist, der innerhalb einer Inertgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck durchgeführt wird, deren Sauerstoffpartialdruck zu 10^–19 Pa oder weniger äquivalent ist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis, wobei das Herstellungsverfahren dadurch gekennzeichnet ist, dass es umfasst: einen Pressschritt des Herstellens eines Pulverpresskörpers durch Formpressen eines Ausgangsmaterialpulvers, wobei der Pressdruck des Pressschritts 1150 MPa oder mehr beträgt, bei dem ein Fe-System-Pulver, das Cr und Mo enthält und bei dem der vorwiegende Rest aus Fe zusammengesetzt ist, und ein C-System-Pulver, bei dem C die Hauptkomponente ist, mit einem Verstärkungspulver gemischt sind, das aus einem Fe-Mn-Si-Pulver aufgebaut ist, das aus Fe, Mn und Si zusammengesetzt ist, wobei das Zusammensetzungsverhältnis (Mn/Si) von Mn zu Si 1/3 bis 0,9 beträgt, und einen Sinterschritt des Erhitzens des Pulverpresskörpers zum Sintern des Pulverpresskörpers in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 9, bei dem das C-System-Pulver ein Gr-Pulver ist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 9, bei dem das Verstärkungspulver aus einer Legierung oder einer intermetallischen Verbindung von Fe, Mn und Si zusammengesetzt ist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 11, bei dem das Fe-Mn-Si-Pulver aus Teilchen zusammengesetzt ist, deren Teilchendurchmesser 63 μm oder weniger betragen.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 6 oder 10, bei dem der Pressschritt ein Schritt des Erhaltens eines Pulverpresskörpers ist, derart, dass das Rohdichteverhältnis (ρ/ρ₀' × 100%), wobei es sich um das Verhältnis der Rohdichte (ρ) zu einer theoretischen Dichte (ρ₀') handelt, 92% oder mehr beträgt.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 13, bei dem der Pressschritt umfasst: einen Füllschritt des Füllens des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug, bei dem ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf der Innenoberfläche aufgebracht ist, und einen Warmpressschritt des Erzeugens eines Metallseifenfilms auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers, das die Innenoberfläche des Presswerkzeugs kontaktiert, durch Warmpressen des innerhalb des Presswerkzeugs angeordneten Ausgangsmaterialpulvers.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 9, bei dem der Sinterschritt umfasst: einen Schritt des Erhitzens, bei dem ein Erhitzen in einer Inertgasatmosphäre bei 1100 bis 1370°C durchgeführt wird, und einen Kühlschritt, bei dem ein Kühlen derart durchgeführt wird, dass die Kühlgeschwindigkeit 1°C/s oder weniger nach dem Schritt des Erhitzens beträgt.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Eisenbasis nach Anspruch 15, bei dem die Inertgasatmosphäre eine Stickstoffgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck ist, deren Sauerstoffpartialdruck zu 10^–19 Pa oder weniger äquivalent ist.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis, wobei das Herstellungsverfahren dadurch gekennzeichnet ist, dass es umfasst: einen Pressschritt des Formpressens eines Ausgangsmaterialpulvers, wobei der Pressdruck des Pressschritts 1150 MPa oder mehr beträgt, bei dem ein Fe-System-Pulver, das aus mindestens einem von reinem Eisen und einer Eisenlegierung zusammengesetzt ist, und ein C-System-Pulver, das vorwiegend C umfasst, mit einem Si-System-Pulver, das aus einer einfachen Substanz, einer Legierung oder einer Verbindung von Si zusammengesetzt ist, gemischt sind, wodurch ein Pulverpresskörper derart erhalten wird, dass das Rohdichteverhältnis (ρ/ρ₀' × 100%), wobei es sich um das Verhältnis der Rohdichte (ρ) zu einer theoretischen Dichte (ρ₀') handelt, 96% oder mehr beträgt, und einen Sinterschritt des Erhitzens des Pulverpresskörpers zum Sintern des Pulverpresskörpers in einer oxidationsverhindernden Atmosphäre, wobei das Si-Systempulver ein Mn-Si-System-Pulver ist, das aus einer Legierung oder Verbindung von Mn und Si zusammengesetzt ist, und wobei das Zusammensetzungsverhältnis (Mn/Si) von Mn zu Si 1/3 bis 0,9 beträgt.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 17, bei dem das Sinterdichteverhältnis (ρ'/(ρ₀' × 100%), wobei es sich um das Verhältnis der Sinterdichte (ρ') zu einer theoretischen Dichte (ρ₀') des Sinterlegierungselements auf Eisenbasis handelt, in einen Bereich von ±1% des Rohdichteverhältnisses fällt.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 17 oder 18, bei dem das Mn-Si-System-Pulver ein Fe-Mn-Si-System-Pulver ist, das aus einer Legierung oder intermetallischen Verbindung von Fe, Mn und Si zusammengesetzt ist.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 19, bei dem das Fe-Mn-Si-Pulver derart ist, dass dann, wenn das gesamte Fe-Mn-Si-Pulver als 100 Masse-% angesetzt wird, 15 bis 75 Masse-% Mn, 15 bis 75 Masse-% Si vorliegen, die Summe von Mn und Si 35 bis 95 Masse-% beträgt, der vorwiegende Rest Fe ist und 0,4 Masse-% oder weniger Sauerstoff (O) vorliegen.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 20, bei dem das Fe-Mn-Si-Pulver, wenn das gesamte Ausgangsmaterialpulver als 100 Masse-% angesetzt wird, in einer Menge von 0,01 bis 5 Masse-% enthalten ist.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 17, bei dem das Si-System-Pulver aus Teilchen zusammengesetzt ist, deren Teilchendurchmesser 50 μm oder weniger betragen.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 17, bei dem der Pressschritt umfasst: einen Füllschritt des Füllens des Ausgangsmaterialpulvers in ein Presswerkzeug, bei dem ein höhere Fettsäure-System-Schmiermittel auf der Innenoberfläche aufgebracht ist, und einen Warmpressschritt des Erzeugens eines Metallseifenfilms auf der Oberfläche des Ausgangsmaterialpulvers, das die Innenoberfläche des Presswerkzeugs kontaktiert, durch Warmpressen des innerhalb des Presswerkzeugs angeordneten Ausgangsmaterialpulvers.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 17, bei dem der Sinterschritt ein Schritt ist, der innerhalb einer Inertgasatmosphäre mit ultraniedrigem Sauerstoffpartialdruck durchgeführt wird, deren Sauerstoffpartialdruck zu 10^–19 Pa oder weniger äquivalent ist.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterlegierungselements auf Eisenbasis nach Anspruch 17, bei dem die Sintertemperatur des Sinterschritts 1200°C oder mehr beträgt.