DE2646444A1

DE2646444A1 - Pulvrige hauptlegierung als zuschlag zu einem eisenpulver

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Publication number: DE2646444A1
Application number: DE19762646444
Authority: DE
Inventors: Stanislaw Mocarski
Original assignee: Ford Werke GmbH
Current assignee: Ford Werke GmbH
Priority date: 1975-12-08
Filing date: 1976-10-14
Publication date: 1977-06-16
Also published as: JPS5761081B2; JPS565947A; JPS5717931B2; DE2646444C2; US4071354A; JPS5269808A

Description

Pulvrige Hauptlegierung als Zuschlag zu einem Eisenpulver,

In der Pulvermetallurgie ist es heute allgemeine Praxis, zur Erzielung einer ausreichenden Homogenität eines niedriglegierten, aushärtbaren Vorformlings entweder mit vorlegierten Pulvern oder mit Pulvergemischen zu arbeiten, denen die Legierungsanteile erst während des Sinterprozesses eines betreffenden Vorformlings zugeschlagen werden. Dabei gilt bezüglich der vorlegierten Pulver, daß diese im Vergleich zu Eisenpulver oder herkömmlich hergestelltem Eisen relativ teuer sind, so daß ihr Einsatz entsprechend beschränkt ist und eigentlich

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nur dort Anwendung findet, wo nicht auf andere Ersatzmöglichkeiten für herkömmliche Knetlegierungen zurückgegriffen werden kann.

Mithin wird daher heute hauptsächlich auf diese andere Alternative zurückgegriffen, wobei bis jetzt allerdings noch völlig unbekannt ist, auf welche Art und Weise bei diesem Zuschlag der Legierungsanteile während des Sinterprozesses deren hinreichende Homogenisierung überhaupt erreicht wird. Erkannt wurde lediglich, daß damit doch ein entscheidender Kostenvorteil gegenüber dem Arbeiten mit solchen vorlegierten Pulvern erreichbar ist, wobei es zur vollen Ausschöpfung dieses Kostenvorteils erforderlich ist, für die also dem Eisenpulver in Pulverform zuzuschlagende Hauptlegierung eine entsprechend optimale Zusammensetzung zu finden. In der Verfolgung dieses Zieles liegt auch noch die weitere Erkenntnis vor, daß für den an der Durchlegierung beurteilten Erfolg eines solchen nachträglichen Zuschlages der Legierungsanteile auch das im Einzelfall angewendete Verfahren maßgebend ist. So ist für den Diffusionsprozeß von Feststoffteilchen bekannt, daß dabei diese Durchlegierung im wesentlichen von der Anzahl der in Berührung stehenden Teilchen abhängig ist, und weil diese Anzahl doch relativ beschränkt ist, ist dabei keinesfalls ein optimaler Wirkungsgrad erzielbar. Der Wirkungsgrad eines solchen Diffusionsprozesses kann andererseits dadurch gesteigert werden, daß wenigstens eine Komponente der Zuschlagstoffe vergast wird, um so eine Erhöhung der inneren Teilchenkontakte zu erhalten. Da es nur sehr wenige Elemente gibt, die sich zu einer solchen Vergasung eignen, sind dieser Alternativen entsprechende natürliche Grenzen gesetzt.

Aus allen diesen Gründen wird daher heute auf diesem Teilgebiet der Pulvermetallurgie zurückgegriffen auf einen in einer flüssigen Phase durchgeführten Sinterprozeß der in Pulverform nachträglich zugeschlagenen Hauptlegierung, wobei sich

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der Erfolg dieses Verfahrens, bei dem also die Verflüssigung ebenfalls den Zweck einer Steigerung der inneren Teilchenkontakte für eine entsprechende Steigerung der Durchlegierung erfüllt, im wesentlichen daran bemißt, wie optimal die Zusammensetzung des Pulvergemisches der Hauptlegierung ist. Hierzu liegt es jetzt im wesentlichen nur der Vorschlag vor, als pulvrige Hauptlegierung ein Eisen-Kohlenstoff-Eutektikum zu verwenden, das sich während des Sinterprozesses im wesentlichen gleichartig verhält wie «&« Kupfer bei den herkömmlichen Herstellungsverfahren von Legierungen. Anders als die Nichteisen-Legierungszuschläge ergeben diese Zweikomponenten-Pulvergemische eine ziemlich hohe Löslichkeit, wobei aber immer noch der Nachteil auftritt, daß zur Erzielbarkeit eines optimalen LösungsVermögens eine ziemlich sorgfältige Abstimmung unter den verschiedenen Gemischanteilen zu erfolgen hat und ein möglichst niedriger und weitgehend enger Temperaturbereich für die Aufschmelzung der pulvrigen Hauptlegierung einzuhalten ist. Auch wird der Einsatz eines solchen Eutektikums dadurch eingeengt, daß es für die Beschichtung des als Basis benutzten Eisenpulvers entsprechend genügende Benetzungseigenschaften aufbringt, um so den Sinterungsvorgang hinreiohend zu beschleunigen und das Diffusionsvermögen auf eine minimale Distanz zu erlauben.

Mithin liegt der vorliegenden Erfindung vor diesem Hintergrund die Aufgabe zugrunde, eine pulvrige Hauptlegierung als Zuschlag zu einem Eisenpulver für ein pulvermetallurgisches Herstellungsverfahren von gesinterten Halb- oder Fertigteilen bereitzustellen, die für den bei einer hinreichend niedrigen Temperatur durchzuführenden Sinterprozeß eine optimalere Verflüssigung ergibt, um so einen entsprechend stärkeren Diffusionsprozeß siu erhalten. Die Lösung für diese Aufgabe ist durch das Patentbegehren erfaßt und wird durch die nachfolgenden Ausführungen näher erläutert. Dabei kann vorab noch zu der Zeichnung festgestellt werden, daß diese in einander

entsprechenden grafischen Darstellungen die Abhängigkeit der Härtbarkeit von dem prozentualen Kohlenstoffgehalt zeigt, und zwar in Fig. 1 für den Fall des Zuschlages in einer Menge von 1,6 Gew.-# bzw. in einer Menge von 2,0 Gew.-# der pulvrigen Hauptlegierung zu einem reinen Eisenpulver, in Fig. 2 für den Fall eines entsprechenden Zuschlages in einer Menge von 2,5 Gew.-^ und in Fig. 3 für den Fall des Zuschlages einer Menge von 1,5 Gew.-^ zu einem Eisenpulver, das mit 0,3 Gew.-# Molybdän vorlegiert ist.

Im Rahmen der Arbeiten, die zu der vorliegenden Erfindung geführt haben, wurde die wichtige Erkenntnis gefunden, daß durch die Hinzufügung von Kupfer zu einem vorlegierten Basispulver, das einiges Molybdän und Nickel enthält, eine wesentliche Steigerung der Schlagfestigkeit des heißgeformten Pulvers ergibt. Es kann daran die Theorie angeknüpft werden, daß solches Kupfer beim Sinterprozeß in flüssiger Phase die noch nicht reduzierten Oxidfilme in kugelige oder massive Formen verwandelte, die sich unschädlich bezüglich der physikalischen Eigenschaften des heißgeformten Pulvermetalls verhalten. Dabei zeigte sich auch, daß die mechanischen Eigenschaften der Kupfer enthaltenden Proben zumindest gleich und in der Regel besser waren als diejenigen herkömmlicher Stähle gleicher Zusammensetzung. Für das pulvrige Kupfer wurde dabei eine Schmelztemperatur von 108j5°C festgestellt, so daß es also bei der maßgeblichen Sintertemperatur verflüssigt wurde und mithin ziemlich rasch in das Basispulver diffundierte und dadurch dessen Härtbarkeit entsprechend steigerte. Die Härtbarkeit ist bekanntlich das Kriterium bei der Herstellung von Vorformlingen in der Pulvermetallurgie.

Nachdem diese Erkenntnis mit den vorgeschilderten Vorteilen gewonnen worden war, erstreckten sich die folgenden Arbeiten auf Untersuchungen des Verhaltens eines binären Kupfer-Gemi-

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sches aus J55 Gew.-Ji Mangan und 65 Gew.-% Kupfer, das einen Schmelzpunkt von 865°C hatte und einem legierten Basispulver beigemischt wurde. Hierbei ergab sich ein Diffusionsprozeß, der sich bei einer niedrigeren Temperatur und wesentlich rascher abspielte als vergleichsweise bei der Verwendung von reinem Kupfer als Zuschlagstoff, was zu der Theorie führte, daß ternäre und quarternäre Pulvergemische aus Kupfer, Mangan, Nickel und/oder Molybdän zu bevorzugen sind, sofern dabei gleichzeitig die in Pulverform zuzuschlagende Hauptlegierung in einer solchen ausgeglichenen Menge dem unlegierten oder vorlegierten Basispulver beigemischt wird, daß der Vorformling in einer in erwünschten Grenzen gehaltenen flüssigen Phase gewonnen wird. Innerhalb weiterer Untersuchungen zeigte si ch jedoch, daß prozentual größere Kupfermengen zur Gewinnung dieser flüssigen Phase beim Sinterungsprozeß nicht mit Moybdän konkurrieren können und daß die Anwesenheit von Eisen zwingend wurde, sofern Molybdän und/oder Chrom anwesend war, weil sonst keine genügende Erniedrigung der Schmelztemperatur möglich wurde. Diese hinreichend feuerfesten Metalle haben bekanntlich einen sehr hohen Schmelzpunkt, nämlich von 262^⁰C bei Molybdän und von I865 C bei Chrom. Weiter wurde hierbei noch die Erkenntnis gewonnen, daß die Hinzufügung solcher Legierungsanteile in ziemlich kritischer Dosierung zu erfolgen hat, weil es sonst nicht möglich ist, den Sinterungsprozeß in einem vergleichsweise engen und niedrigen Temperaturbereich durchzuführen.

In der vorerwähnten Umgebung wurde mit dem Pulvergemisch einer Hauptlegierung, bestehend aus 28,20 Gew.-^ Nickel, 10,52 Gew.-^ Eisen, 40,78 Gew.-% Mangan, 5,37 Gew.-^ Molybdän und 15*15 Gew.-% Chrom, eine anfänglich hinreichend befriedigende Verflüssigung bei einer doch ziemlich niedrigen Schmelztemperatur erhalten. Für die Hauptlegierung ergab sich nämlich eine Liquidus-Temperatur von 118O°C, eine Solidus-Temperatur von 978⁰C und eine Schmelztemperatur von ⁰

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was in der späteren Tabelle unter der Gemisch-Nr. 542 festgehalten ist. Diese Hauptlegierung wurde dann in einer Menge von 2 1/2 Gew.-% einem Eisenpulver beigemischt, und zwar in vier verschiedenen Proportionen gemeinsam mit natürlichem Graphit, und es schieß sich daran das übliche Vorverdichten, Sintern in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1232°C und Heißformen bei 982⁰C an. Das Endprodukt enthielt 1,0 Gew.-^ Mangan, 0,OJ Gew.-^ Kupfer, 0,82 Gew.-<f> Nickel, 0,14 Gew.-% Molybdän und 0,42 Gew.-% Chrom, Rest Eisen. Die auf einen Verdichtungsgrad von 99$ verdichteten Vorformlinge wurden unter Verwendung einer elektronischen Mikrosonde analysiert, mit dem auch an der Hauptlegierung mit der Gemisch-Nr. 400 der späteren Tabelle I bestätigten Ergebnis, daß die relative Diffusionsgeschwindigkeit bei Mangan am höchsten ist, während sie bei Molybdän, Nickel und Chrom nur etwa 'ein Drittel dieser Diffusionsgeschwindigkeit von Mangan ausmacht. Mangan ergab außerdem eine sehr enge Streubreite oder Abweichung in der MikroZusammensetzung, so daß es also das am meisten erwünschte Element für eine Durohlegierung in flüssiger Phase ist. In dieser Umgebung wurde weiter gefunden, daß Je niedriger die Schmelztemperatur ist desto besser das Benetzungsvermögen und auch die Verflüssigung der Hauptlegierung ist, so daß dadurch auch eine entsprechend verbesserte Homogenität des Endproduktes erhalten wird.

Auf der Suche nach einer weiteren Steigerungsmöglichkeit für das Benetzungsvermögen der Hauptlegierung wurden deren Pulvergemisch Silizium und Seltene Erden in unterschiedlichen Mengen zugesetzt. Bei einer Hinzufügung von nur 1 1/2 Gew.-# Silizium ergab sich dabei eine überraschend starke Verbesserung des Diffusinnsvermögens, indem sich dabei an der Hauptlegierung mit der Gemisch-Nr. 400 zeigte, daß die Anwesenheit von Silizium in dieser Menge eine mehr als doppelte Eindringtiefe der Hauptlegierung in das Eisenpulver ergab. Dabei wurden selbstverständlich die übrigen Parameter für diesen Vergleich

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unverändert gehalten, d.h. es wurde hierbei die AufSchmelzung unter gleichen Bedingungen mittels eines zerstäubten inerten Gases vorgenommen. Andererseits wurde nierbei festgestellt, daß die Hinzufügung eines Seltenen ErdmetaUs eine günstige Auswirkung auf das Verhältnis der Liquidus-Temperatur zu der Solidus-Temperatur hatte, insbesondere bei der Anwesenheit von Silizium, dessen Verhalten im Umfang einer solchen günstigen Beeinflussung des Diffusionsvermögens damit erklärt werden könnte, daß es mit den restlichen Oxidfilmen reagiert. Zum Vergleich sind hierzu in der Tabelle I unter der Gemisch-Nr. 524 die Werte von 10l8°C für die Liquidus -Temperatur, 943⁰C für die Solidus-Temperatur und 168°C für die Schmelztemperatur angegeben, was unter sonst gleichen Bedingungen, also lediglich mit einem ergänzenden Zusatz von 2,0 Gew.-% Silizium, eine um das 5-fache gesteigerte Eindringtiefe der Hauptlegierung in das Basispulver ergab im Vergleich mit den Hauptlegierungen, die in dieser Tabelle unter den Gemisch-Nr. 342 und 400 angeführt sind.

Innerhalb einer anderen Versuchsreihe wurde das Verhalten binärer Hauptlegierungen auf der Basis von Nickel und Mangan untersucht, und zwar gemäß der Gemisch-Nr. 528 der Tabelle I in der Zusammensetzung 25 Gew.-$> Nickel und 75 Gew.-^ Mangan. Dabei zeigten sich bei einem teilweisen Ersatz durch Silizium, Seltene Erdmetalle und auch Yttrium vergleichbar günstige Auswirkungen. Indem hier auch festgestellt werden mußte, daß Nickel nur verhältnismäßig langsam diffundiert und besonders bei niedrigeren Temperaturen zu einer Art Klumpenbildung mit zurückgehaltenem Austenit neigt, wurde es innerhalb dieser Versuchsreihe auch teilweise durch Kupfer ersetzt, was zu einer Steigerung der Eindringtiefe und des Benetzungsvermögens führte. Im Vergleich zu Silizium hat sich dabei Kupfer jedoch als weniger günstig erwiesen. Sofern die Hauptlegierung ohne Chrom und Molybdän auskommt, besteht mit-

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hin ihre erfindungsgemäß bevorzugte Zusammensetzung aus 72 Gew.-^ Mangan, 12,5 Gew.-56 Nickel, 12,5 Gew.-^ Kupfer, 2,0 Gew.-# Silizium und 1,0 Gew.-% Seltene Erdmetalle.

Hinsichtlich der physikalischen Eigenschaften pulvermetallurgischer Stähle gelten im allgemeinen etwa dieselben Kriterien wie für die herkömmlich gefertigten Stähle, so daß also insbesondere eine hinreichende Abhängigkeit von jeder Wärmebehandlung, was über die Härtbarkeit gemessen wird, ge geben sein muß. Die Härtbarkeit eines verdichteten Vorformlings kann über den Idealdurchmesser ausgedrückt werden, der abhängig ist von verschiedenen Multiblikanten für die verschiedenen Legierungsanteile, so daß sich also dieser Idealdurchmesser aus dem Produkt dieser verschiedenen Multi blikanten sowie einem Faktor berechnet, der gewisse empirische Gegebenheiten berücksichtigt. Der Idealdurchmesser ist mithin der Durchmesser eines Stabes, der in seinem Zentrum auf einen Anteil von 5<# Martensit aushärtet.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurde gefunden, daß zu dieser Härtbarkeit am meisten Molybdän und Mangan beitragen. Im Vergleich dazu liefert Chrom nur einen mittleren Beitrag, während Nickel praktisch nur dann die Härtbarkeit fördert, wenn es Prozentual nur in einer sehr kleinen Menge anwesend ist. Hierbei müßte noch darauf hingewiesen werden, daß für die vorerwähnten Multiblikanten in der Literatur ziemlich unterschiedliche Werte zu finden sind, hauptsächlich abhängig von dem jeweiligen Kohlenstoffgehalt, was vorliegend nur insoweit von Interesse ist, daß beispielsweise für Molybdän ein Multiblikant von 1,8 für einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und ein Multiblikant von 2,6 für einen höheren bis höchsten Kohlenstoffgehalt angenommen wird. Bezüglich Nickel wäre noch darauf hinzuweisen, daß dieses Element zwar wenig die Härtbarkeit beeinflußt, daß es aber eine doch beträchtliche Verbesserung der Ermüdungsschlagfestigkeit

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ergibt, was beispielsweise auf dem Gebiet der Zahnräder und ähnlicher einsatzgehärteter Teile entsprechende Vorteile bringt.

Mithin kannfür die vorliegende Erfindung die Erkenntnis vorgelegt werden, daß danach im wesentlichen zwei Gruppen einer Hauptlegierung das angestrebte verbesserte Diffusionsverhalten bringen, nämlich einmal eine Vielkomponenten-Legierung aus den Elementen Molybdän, Mangan, Chrom, Nickel und Eisen, und andererseits eine binäre Legierung ausden Elementen Nickel und Mangan, wobei Nickel teilweise durch Kupfer ersetzt sein kann. Das Diffusionsvermögen beider Legierungsarten kann dadurch gesteigert werden, daß kleine Mengen zwischen etwa 1,0 und 5*0 Gew.-% Silizium, etwa 0,5 bis 1,5 Gew.-% Seltene Erdmetalle oder etwa 0,1 Gew.-# Yttrium hinzugefügt werden, wobei insbesondere bezüglich des Molybdäns noch festzuhalten ist, daß dieses Element auch bei einem Zusatz in sehr kleinen Mengen von nur 0,15 Gew.-% eine beträchtliche Steigerung der Härtbarkeit ergibt. Auch kann zu Molybdän noch festgehalten werden, daß es die sonst bei der Wärmebehandlung auftretenden Schwierigkeiten bezüglich einer Versprödung des Mat-erials unterdrückt und zwar insbesondere dann, wenn es in dem Endprodukt in einer Menge bis zu etwa 0,08 Gew.-# enthalten ist.

In der folgenden Tabelle I sinddie wichtigsten Zusammensetzungen der Hauptlegierung zusammengestellt, die unter den Rahmen der vorliegenden Erfindung fallen.

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-λζ'

Tabellel

Haupt- legierung	Mn	Chem.	, Zusammensetzung Gew.	Mo	Pe	Cu	Si R	.E.	O	-	Liqui	C SoIi-	C Schmelz
Gemisoh-Nr.	40	Ni	Cr	Ul	10	ρ,				-	dus	dus	temperatur
342	44	30	15	11	19	-	-	-		-	II80	978
400	55	25	-	8	14	-	2	-	-	1204	IO54	21
524	56	18	3	6	11	-	-	-	-	1018	943	168
533		24	3			-	2,5	-	-	II57	IO54	107
533S			+				2 R	1	-	IO54	993	155
			.L					j.	-	11θ4	1010	\-ZyO
53²^	52		T 8	6	12		2 R		-	1154	XV/Xv 1132	X JC 5
534S		22					2 R	1	-	11^2	1021
535			4-				2,5	X	-			HR
	47		T 13	6	14		pci	-	1210	IO54	χ 13 27
		20					CL. ^ ^J X	-	11 RO	1071	60
528			HT			-	—	-	1174	10^4	Wv 102
527	75		mm		_	12,	.5 1	1	XX(T 1054	X Vj~ 982	45
344	74	25	-	-	-	-	-	1060	926	116
345	36	12,5	18	6	10	-	-	1207	1096	93
346	41	30	18	6	10	-	-	1215	1077	121
506	38	25	18	6	15	-	-	1229	1093	118
508	64	23	0	10	10	T	-	1232	1068	143
509	56	16	0	15	15	-	-	1226	1093	149
510	56	14	15	5	10	-	-	1188	1132	38
511	56	14	10	10	10	-	-	1226	1102	107
512	59	14	15	UI	10	-	-	1249	III5	115
513	53	11	15	5	10	-	-	1215	1093	104
514	56	17	22	8	-	-	-	I335	1049	515
515	50	14	15	5	10	-	-	1204	II65	43
531	46	20	15	5	10	14	2	1204	IO88	HO
532	72	24	-	-	-	14		1043	965	60
	72	14	_	_	_		1104	976	HO
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Für die Hauptlegierung mit der Gemisoh-Nr. 342 wurden die einzelnen Gemischanteile mittels eines Inertgases zerstäubt und dann auf eine -200 Masohengröße gesiebt. Das Pulvergemisch wurde in einer Menge von 2 1/2 Gew.-^ dem durch eine Wasserzerstäubung gewonnenen reinen Eisenpulver beigemischt, und zwar gemeinsam mit vier verschiedenen Anteilen an natürlichem Graphit und 1,0 Gew.-# eines zur Schmierung der Form benötigten Wachses. Das Gemisch wurde in Formlinge mit einem Durchmesser von 75 rom verdichtet, und die Formlinge wurden dann in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1232°C gesindert und anschließend in einer Stickstoff-Schutzgasatmosphäre durch Induktion auf 982⁰C wieder erwärmt. Nach dieser Wiedererwärmung wurden die Formlinge zu Zylindern mitelnem Durchmesser von 100 mm und einer Höhe von 28 mm heißgeformt, wodurch eine Dichte von nahezu 100$ erreicht wurde. Aus diesen Zylindern wurden die Probestäbe entnommen, die zur Ermittlung der Härtbarkeit nach Jominy benötigt werden, sowie die Probestäbe für die Ermittlung der Zugfestigkeit und der Schlagfestigkeit,

Die Probestäbe hatten bei einer Ermittlung mittels der Röntgenstrahl -Fluoreszenz die Zusammensetzung: 1,02 Gew.-% Mangan, 0,14 Gew.-# Molybdän, 0,82 Gew.-^ Nickel, 0,42 Gew.-^ Chrom, Rest Eisen. Die nach dem Verfahren von Jominy bei einem Kriterium von 50Ji Martensit ermittelte Härtbarkeit brachte die in der folgenden Übersicht festgehaltenen Werte, wobei noch darauf hinzuweisen ist, daß die Messungen Jeweils unter den genormten SAE-Bedingungen durchgeführt wurden:

Gew.-^C	berechneter	gemessener	^DTT *	73*
	Idealdurchmesser	Durchmesser	5~ ^x 100	87*
	^DI	^DII	¹	87*
0.20	39,88 mm	29,21 mm
0.31	54,61 mm	47,75 mm
0.68	84,80 mm	71,12 mm

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Der Probestab mit 0,31 Gew.-% C wurde auf seine mechanischen Eigenschaften untersucht, nachdem er auf eine Rockwell C-Härte 26 gehärtet worden war. Es ergab sich für ihn eine Zugfestigkeit von 820 MPa, eine Streckgrenze von 696 MPa, eine Dehnung von 24# und eine Reduzierung der Querschnittsfläche von 48#. Bei dem Kerbstabversuch nach Charpy- an einem Probestab mit 10 mm Kantenlänge ergaben sich schließlich die Werte von 53 Joules bei -5I⁰C bzw. 46 Joules bei -18°C bzw. 61 Joules bei 23⁰C.

Das unter gleichen Bedingungen hergestellte Pulvergemisch mit der Nr. 400 in der Tabelle I wurde in identischer Weise wie das Gemisch mit der Nr. 342 weiterverarbeitet, und es ergab sich dabei die folgende chemische Zusammensetzung für die heißgeformten Formlinge! 1,09 Gew.-J^ Mangan, 0,26 Gew.-# Molybdän, 0,73 Gew.-^ Nickel, 0,04 Gew.-% Chrom, 0,03 Gew.-^ Kupfer, Rest Eisen. Die unter ebenfalls gleichen Verhältnissen ermittelten Werte für die Härtbarkeit sind in der folgenden Übersicht festgehalten:

Gew. -JBC	berechneter	gemessener	^DTT	93#
	Idealdurchmesser	Durchmesser	ff± χ 100	82g
	^DI	^DII	^DI	11%
0,16	35,81 mm	33,02 mm	80#
0,21	43,43 mm	35,56 mm
0,31	56,38 mm	43,18 mm
0,69	85,85 mm	68,58 mm

Auch hier wurde wieder das mechanische Verhalten des Probestabes mit 0,31 Gew.-% C untersucht, nachdem dieser Probestab auf eine Rockwell C-Härte 25 gebracht worden war. Als Werte ergaben sich für die Zugfestigkeit 820 MPa, für die Streckgrenze 717 MPa, für die Dehnung 26# und für die Redu-

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zierung der Querschnittsfläche 53#. Bei dem Kerbschlagversuch nach Charpy an einem Probestab mit ebenfalls der Kantenlänge 10 nun ergaben sich die Werte 3I Joules bei -5I⁰C bzw. 65 Joules bei -18°C bzw. 68 Joules bei 23⁰C.

Auch das Pulvergemisch mit der Nr. 524 in der Tabelle I wurde in gleicher Weise verarbeitet, wobei allerdings der Zusatz von 2,0 Gew.-% Silizium eine Änderung der Tabellenwerte zur Folge hatte, nämlich nach 2,7 Gew.-56 Chrom, 7,79 Gew.-4» Molybdän, 56,48 Gew.-# Mangan, 14,29 Gew.-^ Eisen und 18,10 Gew.-^ Nickel. Das fertige Sinterprodukt hatte die Zusammensetzung 1,41 Gew. -% Mangan, 0,45 Gew.->% Nickel, 0,07 Gew.-# Chrom, 0,19 Gew.-^ Molybdän, Rest Eisen. Die ermittelte Härtbarkeit, die hiermit auch an dem Kriterium von 9056 Martensit beurteilt wurde, erbrachte die in der folgenden Übersicht festgehaltenen Werte:

Gew.-% berechneter gemessener C Idealdurch- Durchmesser messer D_T D_TT

gemessener D Durchmesser

II

χ 100

0,23
0,29

0,39
0,81

55,12 mm

62,23 mm

78,23 mm

105,41 mm

47,75 mm

64,78 mm

104,14 mm

39,62 mm 54,lo mm 49,78 mm 73*15 mm

83*

Wenngleich innerhalb der hier näher geschilderten Untersuchungen an den Pulvergemischen der Hauptlegierung gemäß den Gemisch-Nr. 342, 400 und 524 eine anteilige Menge von jeweils 2,5 Gew.-^ eingesetzt wurde, besitzen im Rahmen der vorliegenden Erfindung alle Werte zwischen 0,25 und 6,0 Gew.-# allgemeine Gültigkeit. Hierbei kann davon ausgegangen werden, daß die einzelnen Legierungselemente gegenüber reinem Eisenpulver ein gutes Diffusionsvermögen entwickeln, und das, was

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die Härtbarkeit anbetrifft, mindestens eine Gleichwertigkeit vorliegt mit dem beute allgemein benutzten Metallpulver der Bezeichnung HGD-4600. Vas die Hauptlegierung mit der Gemisch-Nr. 400 anbetrifft, so konnte dabei übrigens eine nahezu vollständige Auflösung in der Matrix des Mikrogefüges festgestellt werden, während sich bei der Hauptlegierung gemäß der Gemisch-Nr. 342 noch einige allerdings sehr kleine Flächen von ungelösten Restmengen der Hauptlegierung in der Matrix zeigten. Auch was die Härtbarkelt anbetrifft, können die dafür ermittelten Werte zwischen 70 und 90#, die bei der Gemisch-Nr. sogar bis auf 1(AJi angestiegen waren, im Vergleich zu den Werten von herkömmlich -vorlegierten Stählen einer gleichen chemischen Zusammensetzung als äußerst befriedigend angesehen werden, selbst wenn dabei gleichzeitig ein Härteabfall am Anfang der Jominy-Kurven auftritt und noch festzustellen ist, daß innerhalb des Kriteriums von 90# Martensit bei der Gemiseh-Nr. 3^2 der Idealdurchmesser wesentlich niedriger ist als bei dem Pulvergemisch der Hauptlegierung mit der Nr. 400, so daß dieses Pulvergemisch demjenigen mit der Nr. 342 überlegen ist, Jedoch nicht innerhalb des Kriteriums von 50$ Martensit, bei de« also die Verhältnisse umgekehrt sind. Für das Pulvergemisch mit der Nr. 400 kann auch noch ein gesteigertes Diffusionsvermögen und eine bessere Verflüssigungsphase aufgrund der doch wesentlich niedrigeren Schmelztemperatur festgestellt werden, was für Sintertemperaturen höher als 1232^OC sogar noch bessere Werte für die Härtbarkeit ergibt. Schließlich können sich auch noch die ermittelten mechanischen Eigenschaften ohne weiteres sehen lassen, indem sie nahe an die entsprechenden Werte des heute am häufigsten benutzten MOD-4600 herankommen, und diese mechanischen Eigenschaften halten auch Jedem Vergleich Stand mit allen herkömmlichen Stählen, so daß ihr Anwendungsgebiet entsprechend uneingeschränkt 1st.

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In der nachfolgenden Übersicht sind die an Probestäben für die Härtbarkeit ermittelten Werte festgehalten, wenn außer den erwähnten fünf Grundelementen noch Silizium und/oder Seltene Erdmetalle zugesetzt werden. Auch hierbei wurde wieder ein Zuschlag der pulvrigen Hauptlegierung in einer Menge von 2,5 Gew.-% zu reinem Eisenpulver und Graphit vorgenommen, und die Sinterung erfolgte bei einer Temperatur von 1.232⁰C unter sonst vergleichbaren Verhältnissen. Die Übersicht weist eine doch ziemlich beträchtliche Steigerung der Härtbarkeit bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,2 Gew.-^ aus, wobei zum Vergleich noch bes onders zu der Hauptlegierung mit der Gemisch-Nr. 527 darauf hingewiesen werden sollte, daß sich dabei eine ziemliche Streubreite der Härte bezogen auf die eine mittlere Härtbarkeit festhaltende Jominy-Kurve, ergab. Die Abwesenheit dieses Streufaktors bei einem Zusatz an Silizium oder auch Seltenen Erdmetallen weist mithin aus, daß mit diesen Zusätzen ein verbessertes Diffusionsvermögen erhalten wird, bezw. es kann umgekehrt mit diesem Zusatz von Silizium und Seltenen Erdmetallen erreicht werden, daß dieser Streufaktor wenigstens reduziert wird.

Gruppe	Hauptlegie rung Gemisch-Nr.	Zusätze Gew.-J&	0,22	C Idealdurchmesser 50$ 9056 Martensit Martensit	mm	28,45	mm
1	527	keine	0,22	36,83	mm	30,73	mm
	531	Silizium	0,22	42,42	mm	48,26	mm
	532	Seltene Erden	0,22	68,42	mm	3o,48	mm
2	400	keine	0,22	35,56	mm	35,56	mm
	400S	Silizium	0,21	47,75	mm	18,29	mm
3	342	keine	0,21	29,21	mm	31,24	mm
	530	Seltene Erden	35,56

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Sofern dem Pulvergemisch der Hauptlegierung auch noch Silizium undSeltene Erdmetalle beigemischt sind, so kann damit für den Wirkungsgrad der Durchlegierung ein Wert von nahezu 90$ erreicht werden, was bedeutet, daß die nach dem Sintern und dem Heißformen vorliegende Härtbarkeit nahezu 90$ der Härtbarkeit eines vorlegierten Stahls gleicher Zusammensetzung beträgt. Der Sinterungsprozeß wird dabei über eine halbe Stunde bei einer Sintertemperatur von 12J2 Cin einer Atmosphäre durchgeführt, die einen relativ niedrigen Sauerstoffanteil hat. Bei einer höheren Sintertemperatur könnte diese 2_eit ohne weiteres verkürzt werden.

In Fig. 1 sind nun die tatsächlichen Härtbarkeitszonen für verschiedene Stähle der 4000 H- und 4600 H-SAE-Serien gezeigt sowie die errechneten Härtbarkeits-Kurven C für das Pulvergemisch der Hauptlegierung mit der Nr. 534 gemäß der Tabelle I, wobei die eine Kurve für einen Anteil von 1,6 Gew.-% und die andere Kurve für einen Anteil von 2,0 Gew.-# im Zuschlag zu einem reinen Eisenpulver steht. Auf der Ordinate des Schaubildes ist dabei die durch den Idealdurchmesser ausgedrückte Härtbarkeit abgetragen und auf der Abszisse der Kohlenstoffgehalt und die Härtbarkeit der herkömmlichen Stähle ist durch die Rechtecke B festgehalten, deren vertikale Begrenzungskanten die durch die SAE-Normen vorgeschriebenen Kohlenstoffgehalt bezüglich seiner oberen und unteren Grenzwerte vermitteln, während die horizontalen Begrenzungskanten die errechneten Minimal- und Maximalwerte der Härtbarkeit dieser Stähle ergeben. Für diesen Vergleich kann nun ausgesagt werden, daß überall dort, wo die Streubreite der Härtbarkeit, die für die Pulvergemische nach der vorliegenden Erfindung ermittelt werden kann, die beiden vertikalen Begrenzungskanten der Rechtecke B durchkreuzt, bezüglich der Härtbarkeit eine völlige Gleichwertigkeit mit den herkömmlichen Stählen vorliegt. Dabei ergibt sich dann der besondere Vorteil, daß die Härtbarkeit der Vorgemische doch wesentlich enger gesteuert werden kann als diejenige bei den herkömmlichen Stählen, indem dafür lediglich eine entsprechende Ver-

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änderung in der zugeschlagenen Menge des Vorgemisches vorzunehmen ist. So reicht beispielsweise ein Vorgemisch mit einem Anteil von 1,6 Gew.-% der Hauptlegierung in der Zusammensetzung gemäß der Gemisch-Nr. 534 aus, die Stähle der SAE-4000 H-Serien zu ersetzen, weil die betreffende Kurve die beiden vertikalen Begrenzungskanten jeder einzelnen Zone schneidet. Etwa 2,0 Gew.-^ desselben Pulvergemisches der Hauptlegierung wird hingegen als Ersatz für den SAE-4620 Η-Stahl benötigt und auch für den vorlegierten MOD 4600 - P/M-Stahl, wenn das Kriterium die Erreichbarkeit einer äquivalenten Härtbarkeit ist.

In Pig. 2 ist die tatsächliche Härtbarkeit von Stählen der SAE 8600 Η-Serien mit den Zonen E festgehalten und weiterhin die errechnete Härtbarkeit eines Pulvergemisches der Hauptlegierung mit der Gemisch-Nr. 5?4, die auch hierbei wieder in einer Menge von 2,5 Gew.-# einem reinen Eisenpulver beigemischt ist und einen Wirkungsgrad der Durchlegierung von ebenfalls 90$ aufbringt nach einem Sinterungsprozeß von einer halben Stunde bei einer Temperatur von 1232 C in einer nur wenig Sauerstoff enthaltenden Atmosphäre. Ausweislich des Verlaufs der Kurve F tritt hierbei im Vergleich zu Pig. I eine doch beträchtlich höhere Härtbarkeit auf als bei dem heute am häufigsten benutzten herkömmlichen MOD 4600 - P/M-Stahl, dessen Verhalten durch die Kurve H ausgewiesen wird. Der nach allen Seiten befriedigende Ersatz betrifft dabei die Stähle der 8630 H- und 8640 Η-Serien, wobei noch bezüglich der Härtbarkeit des Kerns feststellbar ist, daß hier die Kurve durch die Mitte der Rechtecke geht, welche für die 8617 H- und 8620 Η-Stähle eingezeichnet sind. Was andererseits die Härtbarkeit an der Oberfläche anbetrifft, so liegt diese geringfügig niedriger als die Härtbarkeit bei den Stählen der 86ΟΟ Η-Serien. EinGrund dafür ist, daß die herkömmlichen Stähle gewöhnlich zwischen 0,20 und 0,35 Gew.-^ Silizium enthalten, während die P/M-Stähle gemäß Erfindung nur Restmengen an Silizium besitzen. Wie gezeigt wurde, trägt

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aber das Silizium beträchtlich zur Härtbarkeit eines Stahls mit hohem Kohlenstoffgehalt bei, und zwar in der Größenordnung von immerhin 15 bis 25$ im Falle der Oberflächenhärtung von herkömmlichen Stählen. Der im Vergleich dazu etwas niedrigere Wert, der für die Oberflächenhärtung der P/M-Stahle erreichbar ist, ist aber praktisch ohne größere Bedeutung für kleinere Konstruktionsteile, so daß dafür doch eine vollwertige Ersatzmöglichkeit bejaht werden kann. Es sei auch hier noch darauf hingewiesen, daßdie Stähle der 8650 H- und 8660 Η-Serien entsprechend der Kurve G mehr von der Hauptlegierung benötigen, nämlich etwa 2,7 Gew.-^, um einen genügend vollwertigen Ersatz zu bringen, womit dann gleichzeitig auch für die 8617 H- und 8620 Η-Stähle eine Oberflächenhärte erreicht wird, die innerhalb des Bereichs der 8600 H-Stahle liegt.

Die vorstehenden Darlegungen bezüglich der Erkenntnisse der vorliegenden Erfindung können mithin dahin zusammengefaßt werden, daß Mangan das stärkste bzw. schnellste Diffustonselement ist, während Nickel, Chrom und Molybdän innerhalb der untersuchten Bedingungen nur etwa ein Dritf^l dieses Diffusionsvermögens besitzen. Der wirtschaftlichste Weg, um aus diesen Elementen eine Hauptlegierung mit größter Härtbarkeit zu erhalten, kann dabei vorzugsweise wie folgt aussehen: Es wird ein Basispulver bereitgestellt, das ausschließlich mit Molybdän zu einem Anteil von 0,3 Gew.-# vorlegiert ist, also keine weiteren Legierungselemente enthält. Dieses Basispulver ist relativ billig herzustellen, und da Molybdän edler als Eisen in Bezug auf eine eventuelle Oxydierung ist, kann unterstellt werden, daß alle sich doch eventuell bildenden Molybdänoxide während des auf die Wasserzerstäubung folgenden Ausglühens bzw. temperas des Pulvers reduziert werden. Diesem Basispulver kann dann jede gewünschte Manganmenge zugeschlagen werden, ggf. zusammen mit einigem Nickel und/oder

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Kupfer, und weiterhin sollte vorzugsweise vorgesehen sein, auch ein Benetzungsmittel und ein die Diffusion förderndes Mittel zuzuschlagen, wobei insbesondere Silizium, Seltene Erden und Yttrium in Frage kommen, dabei jedoch ohne Molybdän und Chrom. Versuchsweise hat sich hierbei selbst für die Hauptlegierung mit der Gemisch-Nr. 527 gezeigt, daß bei einem Zuschlag dieses Pulvergemisches in einer Mengevon 1,5 Gew.-$ ein Wirkungsgrad von nahezu 100$ für die Durchlegierung erreicht wurde, obwohl ausweislich der Fig. J5 die Jominy-Kurven eine gewisse unerwünschte Streubreite zeigten, sofern das Pulvergemisch der Hauptlegierung weder ein solches Benetzungsmittel noch einen solchen Diffusionsbeschleuniger enthielt. Diese Streuwirkung konnte dagegen auf ein Minimum reduziert werden, indem Silizium, Seltene Erdmetalle und/oder Yttrium der pulvrigen Hauptlegierung zugemischt wurden. Die grafische Darstellung der Fig. 5 weist mithin die Vorteile aus, die in der Verwendung der Kombination eines vorlegierten Basispulvers mit dem pulvrigen Gemisch der Hauptlegierung im Rahmen der vorliegenden Erfindung hinsichtlich der Härtbarkeit erreichbar sind.

Hierbei gilt insbesondere, daß Molybdän doch ein sehr wichtiges Legierungselement ist, das bei einem höheren Kohlenstoffgehalt einen wesentlich höheren Multiblikanten entwickelt als bei einem niedrigen Kohlenstoffgehalt, weshalb Molybdän ebenso wichtig ist für die Einsatzhärtung von Stählen. Bezüglich der als Basis benutzten Eisenpulver gilt, daß diese infolge ihrer Herstellung durch eine Wasserzerstäubung durch das sog. P/M-Verfahren kein Silizium enthalten können, da Silizium bei dieser Wasserzerstäubung regelmäßig oxydiert und die gebildeten Siliziumoxidfilme nicht reduzierbar sind, so daß eine Sinterung und ein Abbau der Qualitätseigenschaften heißgeformter P/M-Stähle dadurch verhindert wird. Wie oben unter Hinweis auf die Fig. 2 bereits näher erläutert wurde, liefert aber Silizium einen beträcht-

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lichen Beitrag in der Einsatzhärtung an der Oberfläche, wobei es in dieser Hinsicht also die Wirkung von Molybdän ergänzt, so daß es das Molybdän ist, das bei Abwesenheit von Silizium in dem Basispulver diesem zugemischt werden sollte, wenn die Vorstellung nach einer höheren Härtbarkeit des Kerns und der Oberfläche erfüllt werden soll.

In der nachfolgenden Übersicht sind die für die Härtbarkeit an entsprechenden Probestäben ermittelten Werte festgehalten, die aus dem Zuschlag des Pulvergemisches der Hauptlegierung mit der Nr. 527 zu dem mit Molybdän vorlegierten Basispulver in der erwähnten Menge von 1,5 Gew.-# unter den gleichen Bedingungen erhalten wurden, die oben für die anderen Ausführungsbeispiele geschildert sind. Dabei soll noch festgehalten sein, daß das gesinterte Fertigprodukt 1,30 Gew.-^ Mangan, 0,165 Gew.-^ Nickel, 0,164 Gew.-^ Kupfer und 0,30 Gew.-$ Molybdän, Rest Eisen enthielt.

Gew.-$	gemessener	gemessener	berechneter	37,59 mm	42,67 mm	D_T	95$
C	Durchmesser	Durchmesser	Idealdurch- j.	51,56 mm	56,39 mm	fr ^{x 1}OO	101$
	^DI	^DII	messer D_T+	56,39 mm	70,85 mm	I	94$
	(50$ Martensit)(90$ Martensit)(50$ Martensit)	108,46 mm	109,22 mm*		99$*
0,175	40,64 mm
0,225	57,15 mm
0,34	66,04 mm
0,78	121,67 mm

Aus der vorstehenden Übersicht, in welcher übrigens die oeiden mit Stern hervorgehobenen Werte an einem 90$ Martensit-Kriterium beurteilt sind, zeigen, daß doch für die Durchlegierung ein Wirkungsgrad von nahezu 100$ erreichbar ist, wenn ein mit Molybdän vorlegiertes Basispulver in der Kombination mit dem Pulvergemisch einer an Mangan reichen Hauptlegierung

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verwendet wird. Weiter ist über die Fig. 3 ausgewiesen, daß diese Kombination in gleichen anteiligen Mengen der Legierungselemente erfolgt wie bei den Stählen der SAE-86OO Η-Serie. Dabei soll abschließend noch darauf hingewiesen sein, daß mit der vorliegenden Erfindung auch die ziemlich kritische Handhabung von Molybdän doch weitgehend beherrsche wird, es also wohl hauptsächlich wegen der Abwesenheit von Kupfer gelingt, das wegen seines großen Atomradius sonst relativ schwierig und eigentlich nur mittels extrem präziser Dosierungen und Kontrollen zwischen die Eisenatome hineinzudiffundierende Molybdän in einfacherer Weise für diese Aufgabe vorzubereiten.

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Leerseite

Claims

1. Pulvrige Hauptlegierung als Zuschlag zu einem Eisenpulver für ein pulvermetallurgisches Herstellungsverfahren von gesinterten Halb- oder Fertigteilen, gekennzeichnet durch wenigstens zwei bis maximal alle Elemente in Pulverform aus der Gruppe Mangan, Nickel, Molybdän, Chrom, Kupfer und Eisen, wobei jeder Molybdänanteil zwischen 5 und 15 Gew.-$ des im wesentlichen kupferlosen Pulvergemisches der Hauptlegierung und jeder Eisenanteil weniger als 20 Gew.-% des Pulvergemisches der Hauptlegierung ausmacht und wobei die Elemente in solchen anteiligen Mengen gemischt sind, daß sich für das Pulvergemisch der Hauptlegierung eine Liquidus-Temperatur zwischen 982 C und 1232°C und eine Schmelztemperatur von weniger als 176⁰C ergibt.

2. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Mangananteil zwischen 36 und 75 Gew.-$ und der Nickelanteil zwischen 10 und 30 Gew.-% beträgt.

3. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Mangananteil zwischen 4o und 56 Gew.-$ und der Nickelanteil zwischen 14 und 30 Gew.-% beträgt.

4. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß bis auf Benetzungsmittel und Diffusionsbeschleuniger der Mangananteil zwischen 36 und 75 Gew.-^ und der Nickelanteil zwischen 10 und 30 Gew.-# beträgt.

5. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bis auf Benetzungsmittel und Diffusionsbeschleuniger der Mangananteil etwa 7² Gew.-^, der Nickelanteil etwa 14 Gew.-^ und der Kupferanteil ebenfalls etwa 14 Gew.-% beträgt.

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ORiGlNAL INSPECTED

Pulvrige Hauptlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5i dadurch gekennzeichnet , daß zusätzlich ein Benetzungsmittel aus der Gruppe Silizium in einem Anteil zwischen 1,0 und 5*0 Gew.-^, Seltene Erdmetalle in einem Anteil zwischen 0,2 und 1,5 Gew.-^ und Yttrium in einem Anteil zwischen 0,05 und 0,20 Gew.-^ anwesend ist.

7. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 1, dadurch kennzeichnet, daß der Mangananteil zwischen 40 und 44 Gew.-%, der Nickelanteil zwischen 25 und Gew.-^, der Chromanteil zwischen 0 und Ip Gev,⁷.-^, der Molybdänanteil zwischen 5 und 11 Gew.-% und der Eisenanteil zwischen 10 und I9 Gew.-% beträgt,

8. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der gemeinsame Anteil von Molybdän und Eisen nicht größer als j?0 Gew. -% ist.

9. Pulvrige Hauptlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der Eisenanteil· etwa doppelt so hoch ist wie der Molybdänanteil.

10. Pulvrige Hauptlegierung mindestens nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie für einen Zuschlag zu einem mit Molybdän zu einem Anteil zwischen 0,08 und 0,4 Gew.-^ vorlegierten Eisenpulver ausgebildet ist.

11. Pulvrige Hauptlegierung mindestens nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , daß der gemeinsame Anteil von Silizium und Seltenen Erdmetallen nicht größer als 5,0 Gew.-^ ist.

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12. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von gesinterten Halb- oder Fertigteilen unter Verwendung einer pulvrigen Hauptlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet , daß ein Pulvergemisch aus einem Eisenpulver und der pulvrigen Hauptlegierung hergestellt wird, wobei das Pulvergemisch der Hauptlegierung aus wenigstens zwei Elementen aus der Gruppe Mangan, Nickel, Molybdän, Chrom und Kohlenstoff enthält sowie Eisen in einem Anteil zwischen 1,0 und 40 Gew.-^.

13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß das Eisenpulver zu einem Anteil von nicht mehr als 1,0 Gew.-% mit wenigstens einem anderen Element, insbesondere Molybdän vorzugsweise in einem Anteil zwischen 0,08 und 0,4 Gew.-^, vorlegiert ist.

14c Verfahren nach Anspruch 12 oder I3* dadurch gekennzeichnet, daß das Pulvergemisch der Hauptlegierung in einem Anteil zwischen 0,25 und 6,0 Gew.-% dem Eisenpulver beigemischt ist.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Pulvergemisch aer Hauptlegierung der Mangananteil wenigstens 50 Gew.-% und der Nickelanteil wenigstens 5 Gew.-^ ausmacht und daß dieses Pulvergemisch im Gemisch mit dem Eisenpulver auf eine theoretische Dichte von etwa 80$ verdichtet und danach in einer reduzierenden Antmosphäre auf eine Temperatur zwischen 982⁰C und 1252°C erwärmt und schließlich abgekühlt wird.

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16. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem Eisenanteil im Pulvergemisch der Hauptlegierung von mehr als 5 Gew.-^ der Mangananteil des Pulvergemisches der Hauptlegierung mehr als 50 Gew.-% beträgt.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Chromanteil des Pulvergemisches der Hauptlegierung wenigstens 12,0 Gew.-% beträgt.

18. Verfahren mindestens nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Pulvergemisch der Hauptlegierung der Nickelanteil etwa J>0 Gew.-^, der Mangananteil etwa 40 Gew.-^, der Molybdänanteil etwa 5 Gew.-#, der Chromanteil etwa 15 Gew.-^ und der Eisenanteil etwa 10 Gew.-% beträgt.

19. Verfahren mindestens nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Pulvergemisch der Hauptlegierung der Nickelanteil etwa 27 Gew.-^, der Mangananteil 45 Gew.-$, der Molybdänanteil 10 Gew.-% und der Eisenanteil etwa 18 Gew.-# beträgt.

20.Verfahren mindestens nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Pulvergemisch der Hauptlegierung der Nickelanteil etwa 14 Gew.-^, der Mangananteil etwa 56 Gew.-% , der Chromanteil etwa 15 Gew.-^, der Molybdänanteil etwa 5 Gew.-^ und der Eisenanteil etwa 10 Gew.-^ beträgt.

21. Verfahren mindestens nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Pulvergemisch der Hauptlegierung der Nickelanteil 22 Gew.-^, der Mangananteil 52 Gew.-#, der Chromanteil 8 Gew.-^, der

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Molybdänanteil 6 Gew.-^ und der Eisenanteil 12 Gew.-^ beträgt und ihm als Benetzungsmittel und Diffusionsbeschleuniger Silizium mit 2,5 Gew.-^ und Seltene Erdmetalle mit 1,0 Gew.-% zugemischt werden.

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