DE19651740A1

DE19651740A1 - Verfahren zum Herstellen einer Eisensinterlegierung mit Abschreckungsstruktur

Info

Publication number: DE19651740A1
Application number: DE19651740A
Authority: DE
Inventors: Tadayuki Tsutsui; Kei Ishii; Hideo Shikata; Sumihisa Kotani
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 1995-09-27
Filing date: 1996-12-12
Publication date: 1998-06-18
Anticipated expiration: 2016-12-13
Also published as: DE19651740B4; IT1284578B1; US5682588A; JPH0987794A; ITMI961953A1; JP3504786B2

Description

Die Erfindung betrifft das Gebiet der Pulvermetallurgie, und spezieller betrifft sie ein Verfahren zum Herstellen einer Eisensinterlegierung mit hervorragender Festigkeit, die ohne jegliche Härtungsbehandlung durch Abschrecken hergestellt werden kann.

Wegen des charakteristischen Vorteils bei den Herstellkosten betreffend durch ein pulvermetallurgisches Verfahren herge stellter Eisensinterlegierungen werden Teile aus solchen Le gierungen in großem Umfang auf z. B. den Gebieten der Her stellung von Kraftfahrzeugen, Werkzeugmaschinen, elektri schen Haushaltsgeräten usw. verwendet. Selbst in Fällen wie diesen ist jedoch eine weitere Verringerung der Herstellkos ten bei Sintermetallteilen erforderlich, um der Tendenz hin sichtlich einer Verringerung der Preise bei einer Vielzahl industrieller Erzeugnisse gerecht zu werden.

Um den vorstehend genannten Forderungen zu genügen, werden billiges Eisenpulver oder ähnliche Materialien entwickelt. Jedoch existiert ein Problem dahingehend, daß die Eigen schaften dieser Materialien beeinträchtigt sind. Ferner wird eine Kostenverringerung unter Verwendung kontinuierlicher und automatisierter Herstellprozesse oder von Prozessen mit Robotern beabsichtigt, jedoch wurde in dieser Beziehung noch kein zufriedenstellendes Ergebnis erzielt.

Bei pulvermetallurgischen Teilen, bei denen hohe Festigkeit erforderlich ist, wird an den erhaltenen Teilen nach dem Verdichtungs- und Sinterungsschritt eine Härtungsbehandlung ausgeführt. Wenn ein Erzeugnis mit besseren Eigenschaften als denen herkömmlicher Eisensintererzeugnisse ohne Verwen dung des Härtungsschritts durch Abschrecken erhalten werden könnte, wäre es möglich, die Herstellkosten stark zu senken. Zusätzlich wäre es auch möglich, eine Verringerung der di mensionsmäßigen Genauigkeit zu vermeiden, wie sie beim Ab schreckschritt auftritt. Als Maßnahme zum Erhalten von Tei len hoher Festigkeit unter Verwendung eines Abschreck schritts wurde ein Verfahren zum Herstellen von Sinterteilen vorgeschlagen, bei dem ein Legierungspulver mit guten Här tungseigenschaften verwendet wird und das gesinterte Mate rial während des Abkühlvorgangs beim Sintern einen Marten sitübergang erfährt. Jedoch beträgt die Abkühlgeschwindig keit bei einem üblichen Sinterofen 5 bis 20°C/Min., und um bei dieser Abkühlungsgeschwindigkeit Martensitstruktur zu erhalten, muß die Menge an Legierungselementen in unver meidlicher Weise erhöht werden, was dazu führt, daß sich die Kompressibilität merklich verringert. Infolgedessen ist die Festigkeit des erhaltenen Materials geringer als das eines herkömmlichen, abgeschreckten Eisensintermaterials.

Indessen hat ein Material hervorragende Kompressibilität, das dadurch hergestellt wird, daß ein Pulver aus Ni, Cu oder Mo zum Verbessern der Härtbarkeit zu reinem Eisenpulver oder aus diesen Ausgangsmaterialien hergestelltem Pulver mit Diffusionsbindung hinzugefügt wird. Da jedoch die Legie rungskomponenten in den Sintererzeugnissen dieser Materia lien ungleichmäßig vorliegen, ändert sich nur ein Teil der Mikrostruktur in eine Martensitstruktur. In diesem Fall ist es jedoch, um die Mikrostruktur zu 85% oder mehr in die Martensitstruktur zu ändern, erforderlich, das Ausgangsmate rial mit einer Temperatur über 1250°C zu sintern, um die zu gegebenen Elemente zu diffundieren. So kommt es zu Problemen nicht nur daher, daß die Kosten für den Sinterprozeß er höht sind, was ein wirtschaftlicher Nachteil ist, sondern daß auch die Dimensionsgenauigkeit nicht zufriedenstellend ist.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen einer Eisensinterlegierung ohne Abschreckungsvor gang zu schaffen, die eine Festigkeit aufweist, die ver gleichbar mit derjenigen herkömmlicher abgeschreckter Eisen sintermaterialien ist.

Um diese Aufgabe zu lösen, wurde eine Anzahl von Untersu chungen zum Verbessern der Härtbarkeit und zum Minimieren der Absenkung der Kompressibilität herzustellender Eisensin terlegierungen ausgeführt.

Im Ergebnis haben die Erfinder herausgefunden, daß eine verbesserte Eisensinterlegierung dadurch hergestellt werden kann, daß das Pulver eines einzelnen Elements zum Verbes sern der Härtbarkeit zu einem Legierungspulver hinzugegeben wird, dessen Kompressibilität mit derjenigen eines herkömm lichen Eisensintermaterials gleich ist.

Bei der Erfindung ist eine Verringerung der Festigkeit auf grund einer Verringerung der Kompressibilität unterdrückt, und es werden 85% oder mehr der Mikrostruktur in die Mar tensitphase überführt, wobei der Rest die Bainitphase bil det, was bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 5 bis 20°C/Min. in einem üblichen Sinterofen erfolgt. Genauer gesagt, ist das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen einer Eisen sinterlegierung durch folgende Schritte gekennzeichnet: Ver dichten eines Pulvergemischs in einem Werkzeug, wobei das Pulvergemisch dadurch hergestellt wurde, daß 1 bis 2% Cu- Pulver, 1 bis 3% Ni-Pulver und Graphit mit solcher Menge, daß der C-Gehalt nach dem Sintern 0,2 bis 0,7% beträgt, zu einer Legierungspulverzusammensetzung aus 3 bis 5% Ni, 0,4 bis 0,7 Mo und dem Rest Fe zugegeben wurden, um einen un gebrannten Presskörper herzustellen; Sintern des ungebrann ten Presskörpers in nicht-oxidierender Atmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1130 bis 1230°C; und Abkühlen des Sintererzeugnisses in einem Sinterofen mit einer Geschwin digkeit im Bereich von 5 bis 20°C/Min.

Es wird darauf hingewiesen, daß in dieser Beschreibung Pro zentangaben (%) Gewichtsprozentangaben sind, solange nichts anderes angegeben ist.

Die Erfindung wird aus der nachfolgenden detaillierten Be schreibung und den beigefügten Zeichnungen, die nur zur Ver anschaulichung dienen und für die Erfindung nicht beschrän kend sind, vollständiger zu verstehen sein.

Fig. 1 ist eine graphische Wiedergabe, die die Beziehung zwischen Zusammensetzung von Eisenlegierungspulvern und Kom pressibilitäten (Dichten) von Pulvergemischen zeigt;

Fig. 2 ist eine graphische Wiedergabe, die den Einfluß von Typen von Eisenlegierungspulvern und den Zusatzmengen von Ni-Pulver auf die Biegefestigkeiten von Sintermaterialien und die Martensitmengen in den Mikrostrukturen zeigt;

Fig. 3 ist eine graphische Wiedergabe, die die Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt von Eisenlegierungspulvern und den Kompressibilitäten (Dichten) von Pulvergemischen zeigt;

Fig. 4 ist eine graphische Wiedergabe, die die Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt in Eisenlegierungspulvern, den Biege festigkeiten von Sintermaterialien und den Martensitmengen in den Mikrostrukturen zeigt; und

Fig. 5 ist eine graphische Wiedergabe, die die Beziehung zwischen den Martensitmengen in Sintermaterialstrukturen und den Biegefestigkeiten und Schlagfestigkeitswerten zeigt.

Wenn ein Legierungspulver als Hauptkomponente eines Pulver gemischs verwendet wird und ein Element oder Elemente, die die Härtbarkeit verbessern, einzeln zugegeben werden, ist es einfacher, eine Sinterlegierung mit hoher Kompressibilität und hoher Dichte als unter Verwendung eines insgesamt le gierten Pulvers zu erhalten. Wenn jedoch der Gehalt an Le gierungselementen in einem Eisenlegierungspulver kleiner als eine vorgeschriebene Menge ist oder wenn Ni-Pulver, Mo-Pul ver und Cu-Pulver zu reinem Eisenpulver zugegeben werden, um eine vorgeschriebene Zusammensetzung einer Sinterlegierung zu erhalten, ist es schwierig, eine Sinterlegierung mit der beabsichtigten Abschreckstruktur zu erhalten.

Als Legierungselemente, wie sie zu einem Eisenlegierungspul ver zugegeben werden, sind Ni und Mo bevorzugt, die wir kungsvoll sind, wenn es um eine Verbesserung der Härtbarkeit geht und die die Kompressibilität kaum verschlechtern. Die zuzugebenden Anteile derselben hängen von der Härtbarkeit und der Kompressibilität des Materials ab. Bei 3 bis 5% Ni und 0,4 bis 0,7% Mo kann ein Erzeugnis erhalten werden, das höhere Kompressibilität als ein Erzeugnis aus einem herkömm lichen Legierungspulver von 6,7 g/cm³ oder mehr bei einer Dichte im ungebrannten Zustand bei einem Verdichtungsdruck von 6 t/cm² aufweist. Wenn die Menge der Legierungselemente den obenangegebenen Bereich überschreitet, verschlechtern ich die Kompressibilität und die Festigkeit des Materials. Wenn dagegen die Menge der Legierungselemente kleiner als die obenangegebene Untergrenze ist, ist es nicht möglich, 85% oder mehr der Mikrostruktur in die Martensitphase zu überführen, und zwar selbst dann, wenn das Pulver eines ein zelnen Elements zum Verbessern der Härtbarkeit zugegeben wird, so daß die Festigkeit des Materials abnimmt.

Wenn zu diesem Legierungspulver nur Graphit zugegeben wird, wird nur die Bainitstruktur erhalten. Um die Härtbarkeit weiter zu verbessern, ist es jedoch erforderlich, daß mehr als 85% als Martensitphase vorliegt, so daß es erforder lich ist, ein Element zum Verbessern der Härtbarkeit zuzu setzen. Derartige Elemente sind beispielsweise Cu, Ni, Mn und Cr. Angesichts der Sintereigenschaften sind Cu und Ni hinsichtlich einer Verbesserung der Härtbarkeit wirkungs voll. Wenn die Menge an zugesetztem Cu kleiner als 1% ist, ist keine Wirkung erkennbar. Wenn die Menge dagegen 2% überschreitet, nimmt die Schlagfestigkeit ab. Demgemäß wird die Zusatzmenge von Cu als innerhalb des Bereichs von 1 bis 2% liegend angegeben. Ferner hat Ni die Wirkung, eine Ver sprödung aufgrund von Cu zu unterdrücken, zusätzlich zu einer Verbesserungswirkung hinsichtlich der Härtbarkeit. Wenn die Zusatzmenge von Ni kleiner als 1% ist, ist keine Wirkung erkennbar, während dann, wenn sie 3% überschreitet, die Martensitphase eher abnimmt, da die Austenitphase vor liegt, in der Ni konzentriert ist, und die Tendenz einer Ab nahme der Festigkeit besteht, so daß es bevorzugt ist, den Wert von Ni im Bereich von 1 bis 3% anzugeben.

Die Abkühlrate beim Sinterschritt wird durch das CCT(conti nuous cooling transformation Umwandlung bei kontinuierli chem Abkühlen)-Diagramm des Materials bestimmt. Der Wert wird zu 5°C/Min. oder mehr angegeben, damit die Martensit phase 85% oder mehr der Kornstruktur, gemessen als Flächen verhältnis, belegt. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit 20°C/Min. überschreitet, ist eine zusätzliche Abkühlungsvorrichtung erforderlich, was die Kosten des Sintervorgangs erhöht, so daß der zweckdienliche Wert der Abkühlgeschwindigkeit vor zugsweise im Bereich von 5 bis 20°C/Min. liegt.

Obwohl verschiedene Maßnahmen existieren, um Kohlenstoff (C) zuzugeben, wie Zugabe in Form von Graphit, sowie unter Ver wendung eines Karburiergases in einer Sinteratmosphäre ist es erforderlich, den Kohlenstoff als Graphit zuzugeben, um durch das ganze Material hindurch gleichmäßige Martensit struktur zu erhalten. Die Menge zuzugebenden Graphits wird so bestimmt, daß der C-Gehalt nach dem Sintervorgang im Be reich von 0,2 bis 0,7% liegt. Wenn der C-Gehalt nach dem Sintern kleiner als 0,2% ist, ist es unmöglich, 85% Mar tensit, als Flächenverhältnis, in der Sinterlegierung zu er halten, während dann, wenn er 0,7% überschreitet, die ver bliebene Austenitphase zunimmt und sich ferner Zementit ent lang der Korngrenzen niederschlägt, was zu einer Festig keitsverringerung führt. Daher muß der C-Gehalt nach dem Sintern im Bereich von 0,2 bis 0,7% liegen.

Da der Sintervorgang nach dem Zugeben von Graphit ausgeführt wird, nimmt der C-Gehalt nach dem Sintern etwas im Vergleich zur Menge vor dem Sintern ab. Die tatsächliche Zugabemenge von Graphit betrug im Fall einer reduzierenden Atmosphäre mit dissoziiertem Ammoniakgas, wie von den Erfindern ausge führt, 0,4 bis 0,8%. Die Verringerung des C-Gehalts hängt vom verwendeten Pulver, den Sinterbedingungen usw. ab, und es ist erforderlich, die bevorzugte Menge durch Versuche klarzustellen, um dann die Zugabemenge für den gewünschten C-Gehalt berechnen zu können.

Wenn in 100% der Sinterstruktur ohne die Poren 85% bis 97% der Struktur die Martensitphase und der Rest eine Bai nitstruktur aufweisen, entspricht die Festigkeit der Sinter legierung derjenigen eines herkömmlichen Eisensintermate rials, das mit einer Abschreckungsbehandlung hergestellt wurde. Außerdem ist die Zähigkeit des Materials höher, da 3% oder mehr an Bainitstruktur dispergiert sind. Wenn je doch das Flächenverhältnis der Bainitstruktur 15% über schreitet, nimmt die Festigkeit der sich ergebenden Eisen sinterlegierung ab. Demgemäß wird das Flächenverhältnis im Bereich von 3% bis 15% gehalten.

Darüber hinaus wird, wenn ein Sintermaterial bei einer Tem peratur im Bereich von 150 bis 300°C gehalten wird, die Mar tensitstruktur in eine getemperte Martensitstruktur über führt, was die Zähigkeit erhöht, so daß die Festigkeit des Materials weiter verbessert ist. Ferner ist es möglich, da die Struktur stabilisiert ist, die Wirkung einer Unterdrü ckung von Änderungen, insbesondere Dimensionsänderungen, im Verlauf der Zeit zu erzeugen. Als Maßnahme zum Aufrechter halten der Temperatur im Bereich von 150 bis 300°C existiert ein Verfahren, bei dem das Material nach dem Sintern zu nächst auf Raumtemperatur abgekühlt wird und es dann erneut in einem Temperofen erwärmt wird. Gemäß einem anderen Ver fahren wird das Sintermaterial nicht auf Raumtemperatur, sondern auf ungefähr 100°C abgekühlt und zum Wiedererwärmen in einen Temperofen transportiert, wodurch eine Energieein sparung erzielt werden kann. Darüber hinaus wird bei be stimmten Sinterwärmemustern die Temperatur des Materials un mittelbar in den Bereich von 150 bis 300°C hinein geändert, ohne daß der Sinterofen unter 100°C abgekühlt wird, wodurch sich die isotherme Transformation beschleunigt, die verblie bene Austenitstruktur in die Bainitstruktur überführt wird und die Martensitstruktur getempert wird, was hohe Zähigkeit ergibt. Gemäß dem vorstehend beschriebenen Verfahren ist es möglich, eine Kostenverringerung durch Verringern der Pro zesschritte zu erzielen.

Die Zeit, während der die Materialien im obenangegebenen Temperaturbereich gehalten werden, liegt vorzugsweise unge fähr bei folgendem Wert (maximale Dicke in mm) × (0,05 bis 0,10 Stunden).

Zusammengefaßt gesagt, ist die Erfindung durch folgende Schritte gekennzeichnet: Verdichten eines Pulvergemischs, das dadurch hergestellt wurde, daß spezifizierte Mengen an Ni-Pulver, Cu-Pulver und Graphitpulver in ein Eisenlegie rungspulver eingebaut wurden, das Ni und Mo mit spezifizier ter Zusammensetzung enthält, um einen ungebrannten Presskör per herzustellen; Sintern des so erhaltenen ungebrannten Presskörpers bei einer Temperatur im Bereich von 1130 bis 1230°C; und Abkühlen des Sintererzeugnisses im Sinterofen mit einer spezifizierten Abkühlgeschwindigkeit, um dadurch eine Eisensinterlegierung mit hervorragender Festigkeit und mit spezifizierter Abschreckstruktur zu erhalten.

Die Erfindung wird nun unter Bezugnahme auf mehrere Beispie le im einzelnen beschrieben, bei denen die Prozentsätze und Verhältnisse der Komponenten gewichtsbezogen sind, solange nichts anderes angegeben ist.

Beispiel 1

Zu jedem von elf Fe-Ni-Mo-Legierungspulvern mit verschiede nen chemischen Zusammensetzungen, wie in der Tabelle 1 ange geben, wurden 1% an Cu-Pulver und Ni-Pulver zugegeben. Die Menge des Ni-Pulvers wurde so bestimmt, daß der gesamte Ni- Gehalt 6% betrug. Dann wurde Graphitpulver mit solcher Men ge zugegeben, daß der C-Gehalt nach dem Sintern auf 0,5% eingestellt war. Ferner wurde 0,8% Zinkstearatpulver als Schmiermittel zugegeben, und diese Pulver wurden für 30 Mi nuten vermischt.

Die jeweiligen Pulvergemische wurden einem Verdichtungsvor gang bei 600 MPa unterworfen. Die Dichten der erhaltenen un gebrannten Presskörper sind in den Fig. 1 und 3 dargestellt. Ferner sind die Flächenverhältnisse der Martensitphase in Mikrostrukturen und die Biegefestigkeiten der Sintererzeug nisse, wie sie durch Sintern in dissoziiertem Ammoniakgas bei 1200°C für 60 Minuten bei anschließender Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 10°c/Min. erhalten wurden, in den Fig. 2 und 4 dargestellt.

Tabelle 1

Hinweis: Die Proben mit den unterstrichenen Nummern sind Testbeispiele gemäß der Erfindung, während die anderen Ver gleichsbeispiele sind.

Wie es aus den obenangegebenen Ergebnissen ersichtlich ist, sind die Kompressibilitäten der Proben Nr. 4, 5, 7, 8 und 10 der Sintermaterialien gemäß der Erfindung denjenigen von Sintermaterialien überlegen, die aus herkömmlichen Legie rungspulvern hergestellt wurden. Ferner können Sintermetall erzeugnisse mit hoher Festigkeit hergestellt werden, da die Flächenverhältnisse der Martensitphase in den Proben gemäß der Erfindung hoch sind.

Beispiel 2

Zum Fe-Ni-Mo-Legierungspulver der Probe Nr. 5 beim Beispiel 1 wurden 1% Cu-Pulver, Graphitpulver und Ni-Pulver zugege ben. Die Menge an Ni-Pulver war so bestimmt, daß der gesam te Ni-Gehalt 6% betrug. Die Menge an Graphitpulver war der gestalt, daß der C-Gehalt nach dem Sintern 0,5% betrug. Ferner wurden 0,8% Zinkstearatpulver als Schmiermittel zu gegeben, und diese Pulver wurden für 30 Minuten vermischt.

Dann wurde das Pulvergemisch einer Verdichtung bei 600 MPa zum Herstellen ungebrannter Formkörper unterworfen, und sie wurden bei 1200°C für 60 Minuten in dissoziiertem Ammoniak gas gesintert. Die Sintererzeugnisse wurden bei verschiede nen Abkühlgeschwindigkeiten von 3, 6, 10 und 25°C/Min. abge kühlt, um Erzeugnisse mit verschiedenen Flächenverhältnissen an Martensit zu erhalten. Die Biegefestigkeiten und die Schlagfestigkeitswerte der so erhaltenen Erzeugnisse wurden gemessen, wobei die Ergebnisse in Fig. 5 dargestellt sind.

Wie es aus Fig. 5 erkennbar ist, ist dann, wenn das Flächen verhältnis von Martensit höher ist, die Biegefestigkeit ebenfalls höher, wobei sie jedoch selbst dann, wenn das Flä chenverhältnis auf 85% oder mehr erhöht wird, nicht allzu stark ansteigt. Andererseits verringert sich die Schlagfes tigkeit mit zunehmendem Flächenverhältnis an Martensit. Da bei einem erfindungsgemäßen Sintermaterial derjenige Anteil, der nicht die Martensitphase hat, die Bainitphase aufweist, hat es hervorragende Festigkeit und Zähigkeit. Bei einem Ma terial mit einem Flächenverhältnis von 80% an Martensit wird jedoch die Perlitphase beobachtet, deren Biegefestig keit gering ist. Demgemäß liegt bei einem erfindungsgemäßen Sintermaterial das Flächenverhältnis der Martensitphase im Bereich von 85% bis 97%, und andere Teile als solche mit Martensitphase liegen als Bainitphase vor, wodurch das Mate rial hervorragende Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

Beispiel 3

Zum Fe-Ni-Mo-Legierungspulver der Probe Nr. 5 beim Beispiel 1 wurden Ni-Pulver, Cu-Pulver und Graphitpulver mit in der Tabelle 2 angegebenen Gewichtsanteilen zugegeben, und sie wurden für 30 Minuten vermischt. Die erhaltenen Gemische wurden einer Verdichtung bei 600 MPa unterzogen, um unge brannte Presskörper herzustellen. Diese ungebrannten Press körper wurden dann für 60 Minuten bei 1200°C in dissoziier tem Ammoniakgas gesintert und mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Min. abgekühlt. Betreffend die Sintererzeugnisse wurden die Biegefestigkeiten und die Schlagfestigkeiten gemessen.

Zu Vergleichszwecken wurde ein Pulver mit Diffusionsbindung (Probe Nr. 23) aus 4% Ni, 1,5% Cu, 0,5% Mo und Fe als Rest verwendet, das bei ähnlichen Bedingungen verdichtet und gesintert wurde, und es wurde auf dieselbe Weise wie oben angegeben eine Ermittlung von Eigenschaften ausgeführt. Übrigens wurde die Probe Nr. 13 nach dem Abkühlen auf Raum temperatur erneut für 60 Min. auf 180°C erwärmt, und die Eigenschaften wurden erneut als die einer Probe Nr. 14 be stimmt. Die Ergebnisse der Auswertungen sind in der Tabelle 1 angegeben.

Wie es aus den Ergebnissen der Tabelle 2 ersichtlich ist, nimmt, wenn der Ni-Gehalt niedrig ist, das Flächenverhältnis von Martensit ab, so daß die Festigkeit verringert ist. Ferner ist die Schlagfestigkeit verringert, da der Effekt einer Unterdrückung der Sprödigkeit durch Cu verringert ist. Wenn dagegen der Ni-Gehalt übermäßig hoch ist, nimmt das Flächenverhältnis der Austenitphase zu, was die Festigkeit verringert.

Wenn der Gehalt an Cu niedrig ist, nimmt das Flächenverhält nis der Martensitphase ab, was die Festigkeit verringert. Wenn der Gehalt an Cu zu hoch ist, ist die Schlagfestigkeit niedrig.

Wenn der C-Gehalt niedrig ist, ist das Flächenverhältnis von Martensit niedrig, und es bildet sich eine Perlitphase, so daß die Festigkeit abnimmt. Wenn der C-Gehalt zu hoch ist, fällt an den Korngrenzen Zementit aus, so daß die Festig keit ebenfalls verringert ist. Das gemäß der Erfindung her gestellte Sintermaterial verfügt über höhere Biegefestigkeit und höhere Schlagfestigkeit als herkömmliche Eisensinterma terialien. Außerdem werden die mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Materialien stark verbessert, wenn sie er neut auf 180°C erwärmt werden.

Wie oben beschrieben, ist das erfindungsgemäße Verfahren da zu geeignet, eine Eisensinterlegierung mit spezifischer Ab schreckstruktur herzustellen. Das Verfahren umfaßt die Schritte des Herstellens eines Pulvers durch Einbauen spezi fizierter Mengen an Ni-Pulver, Cu-Pulver und Graphitpulver in ein Eisenlegierungspulver, das Ni und Mo mit spezifischer Zusammensetzung enthält, Verdichten des erhaltenen Gemisches zum Herstellen ungebrannter Presskörper, Sintern des unge brannten Presskörpers bei einer Temperatur im Bereich von 1130 bis 1230°C und anschließendes Abkühlen des erhaltenen Sintererzeugnisses in einem Sinterofen mit spezifizierter Abkühlgeschwindigkeit, um dadurch eine Eisensinterlegierung mit Abschreckungsstruktur herzustellen. Die erfindungsgemäße Eisensinterlegierung verfügt über gute Kompressibilität und hervorragende mechanische Festigkeit, ohne daß irgendein spezieller Härtungsschritt durch Abschrecken ausgeführt wur de.

Demgemäß besteht der Vorteil, daß eine Vielzahl mechani scher Elemente mit geringen Kosten hergestellt werden kann und das Verwendungsgebiet von Sintermaterialien erweitert werden kann.

Der Fachmann erkennt, daß die Erfindung auf andere speziel le Formen realisiert werden kann, ohne vom Grundgedanken und den wesentlichen Eigenschaften derselben abzuweichen.

Die hier offenbarten Ausführungsbeispiele sind daher in je der Hinsicht als veranschaulichend und nicht als die Erfin dung beschränkend anzusehen.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen einer Eisensinterlegierung mit Abschreckungsstruktur, dadurch gekennzeichnet, daß durch die folgenden Verfahrensschritte eine Struktur erhalten wird, bei der, bezogen auf das Flächenverhältnis der Mikro struktur ohne Poren, die Martensitphase 85% bis 97% aus macht und der Rest die Bainitphase ist:

- Herstellen eines Pulvergemischs dadurch, daß, gewichts bezogen, 1 bis 2% Cu-Pulver, 1 bis 3% Ni-Pulver sowie Gra phit zu einem Legierungspulver mit einer Zusammensetzung mit 3 bis 5% Ni, 0,4 bis 0,7% No und Fe als Rest zugegeben werden, wobei die Menge des Graphits dergestalt ist, daß der C-Gehalt nach dem Sintern 0,2 bis 0,7% beträgt;
- Verdichten des erhaltenen Pulvergemischs in einem Werkzeug zum Herstellen eines ungebrannten Presskörpers;
- Sintern des ungebrannten Presskörpers in nicht-oxidieren der Atmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1130 bis 1230°G, und
- Abkühlen des Sintererzeugnisses im Sinterofen mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 5 bis 20°C/Min.

2. Verfahren nach Anspruch l, dadurch gekennzeichnet, daß das Erzeugnis nach dem Sinterschritt auf 100°C oder weniger abgekühlt wird und das abgekühlte Erzeugnis dann erneut auf eine Temperatur von 150 bis 300°C erwärmt wird und auf die ser Temperatur gehalten wird.

3. Verfahren nach Anspruch l, dadurch gekennzeichnet, daß dem Abkühlschritt ein Schritt folgt, bei dem das Sinterer zeugnis auf einer Temperatur im Bereich von 150 bis 300°C gehalten wird.