DE60002470T2

DE60002470T2 - Sinterstahlwerkstoff

Info

Publication number: DE60002470T2
Application number: DE60002470T
Authority: DE
Inventors: Andrew Keith Coventry BOWSKILL; Charles Grant Purnell; Iain Robert Coventry WHITAKER
Original assignee: Federal Mogul Sintered Products Ltd
Current assignee: Federal Mogul Coventry Ltd
Priority date: 1999-07-27
Filing date: 2000-07-19
Publication date: 2004-04-01
Anticipated expiration: 2020-07-20
Also published as: ATE239101T1; GB2366296A; KR100691097B1; WO2001007674A1; GB0129337D0; DE60002470D1; JP2003505595A; EP1198601A1; EP1198601B1; KR20020028913A; GB9917510D0; US6783568B1; RU2251470C2; ES2193974T3

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Sinterstahlmaterial und auf ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Sinterstahlmaterialien, die aus verdichteten Gemischen hergestellt werden, welche ein Warmverarbeitungswerkzeugstahlpulver, Eisenpulver und Kohlenstoffzusätze in Form von Graphit umfassen, sind aus der EP-A-0 418 943 des gleichen Inhabers bekannt. Der Warmverarbeitungswerkzeugstahl basiert allgemein auf einem oder mehreren der als AISI H11, H12 und H13 bekannten Stähle. Zwar bringen Bauteile, wie z. B. Ventilsitzeinsätze für Verbrennungskraftmaschinen, die aus diesen Materialien gefertigt werden, bei Betrieb eine gute Leistung, doch sie haben einige Nachteile, die in Zusammenhang mit ihrer Herstellung stehen. Um die notwendige Verschleißfestigkeit bei Anwendungen wie Ventilsitzeinsätzen zu erreichen, ist es notwendig, aufgrund des relativ niedrigen Gehaltes an Legierungszusätzen in den Warmverarbeitungswerkzeugstählen einen bestimmten Mindestgehalt an Kohlenstoff in der Struktur vorzusehen. Kohlenstoff wirkt in Stählen jedoch als Austenit-Stabilisator. Es ist erwünscht, in Bauteilen, wie sie zur Verwendung mit diesen Materialien in Betracht kommen, keinen verbleibenden Austenit zu haben, da Austenit instabil ist, und wenn er sich während des Betriebs in einem Motor aufgrund der Hochtemperaturumgebung allmählich in unvergüteten Martensit umwandelt, kann sich eine Größenänderung des Bauteils ergeben, wodurch die Verschleißeigenschaften des Bauteils instabil werden können. Daher werden kryogene und vergütende Mehrfach-Wärmebehandlungen zum Entfernen von Austenit durchgeführt, um das Vorliegen von Austenit zu beseitigen. Solche Mehrfäch-Wärmebehandlungen sind von vorneherein zeitaufwendig und daher im Hinblick auf die Herstellungskosten teuer. Wenn der Kohlenstoffgehalt eingeschränkt wird, um das Problem des zurückgehaltenen Austenits zu beseitigen, dann wird die Verschleißfestigkeit nachteilig beeinflußt.
Die EP-A-0 312 161, ebenfalls vom gleichen Inhaber, beschreibt Sinterstähle, die aus verdichteten und gesinterten Gemischen von Hochgeschwindigkeitswerkzeugstählen, Eisenpulver und Kohlenstoffzusätzen in Form von Graphit hergestellt werden. Die zur Verwendung in Betracht kommenden Hochgeschwindigkeitswerkzeugstähle basieren allgemein auf der M3/2-Klasse. Die in der EP-A-0 312 161 beschriebenen Sinterstähle weisen allgemein einen niedrigeren Kohlenstoffgehalt auf als die in der EP-A-0 418 943 beschriebenen. Dies ist dadurch bedingt, daß die Legierungszusatzmengen der wichtigsten Carbid-bildenden Elemente von Mo, V und W in diesen Materialien größer sind, wodurch das erforderliche hohe Maß an Verschleißfestigkeit bei Anwendungen, wie z. B. Ventilsitzeinsätzen, erhalten bleibt. Der niedrigere Kohlenstoffgehalt führt zu einem geringeren Problem beim Entfernen von Austenit aus der Struktur nach dem Sintern. Das Problem der in der EP-A-0 312 161 beschriebenen Legierungen besteht jedoch aufgrund des relativ hohen Gehaltes an Legierungszusätzen in den Materialkosten.
Ein weiterer Nachteil der in der EP-A-0 312 161 beschriebenen Materialien ist deren relativ geringe Verdichtbarkeit aufgrund ihres relativ hohen Legierungsgehaltes und ihrer folglich höheren Verfestigungsrate.
Die GB-A-2 312 217 beschreibt Stähle, die relativ hohe Sintertemperaturen erfordern, um die gewünschten Härtungswerte zu erreichen.
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Sinterstahlmaterial bereitzustellen, das sich leichter und wirtschaftlicher herstellen läßt, niedrigere Materialkosten als andere Materialien nach dem Stand der Technik aufweist und gleichzeitig ein vergleichbares Leistungsniveau bei solchen Anwendungen wie beispielsweise Ventilsitzeinsätzen für Brennkraftmaschinen beibehält. Diese Kriterien treffen jedoch auch auf Anwendungen zu, die eine Verschleißfestigkeit gegen Abrieb und eine Verschleißfestigkeit bei erhöhten Temperaturen erfordern.
Gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung eines Materials auf pulvermetallurgischem Wege bereitgestellt, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt: Bereitstellen eines ersten vorlegierten Stahlpulvers mit einer Zusammensetzung, die folgendes in Gew.-% umfaßt: C 0,5–2, Cr 3,5–6, (2Mo + W) 12–22, V 0,5–5, Co 0–12, Mn 0,1–0,5, Si 0,1–0,6, mit einem Rest Fe neben unvermeidbaren Verunreinigungen; Bereitstellen eines zweiten vorlegierten Stahlpulvers mit einer Zusammensetzung, die folgendes in Gew.-% umfaßt: C 0,3–0,7, Cr 3–5,5, Mo 1–2,5, V 0,3–1,5, W 0–2, Mn 0,1–0,6, Si 0,8–1,2, mit einem Rest Fe neben unvermeidbaren Verunreinigungen; Vermischen von 2 bis 30 Gew.-% des ersten vorlegierten Stahlpulvers mit 10 bis 60 Gew.-% eines Eisenpulvers und mit Kohlenstoffpulver, so daß der endgültige Kohlenstoffgehalt der Matrix des Sinterstahlpulvers maximal 1,1 Gew.-% beträgt und der Rest das zweite vorlegierte Stahlpulver ist; gegebenenfalls Zugabe von Kupferpulver im Bereich von 2 bis 10 Gew.-% zu dem Pulvergemisch; gegebenenfalls einschließlich Zugabe von festen Schmiermaterial-Teilchen einer Substanz zur Verbesserung der Zerspanbarkeit zu dem Pulvergemisch; Verdichten und Sintern des Gemisches, um den Sinterstahl herzustellen.
Der maximale Gehalt des ersten vorlegierten Stahlpulvers beträgt 30 Gew.-%.
Ein bevorzugterer Gehalt des ersten vorlegierten Stahlpulvers beträgt 5 bis 20 Gew.-%.
Eine bevorzugte Zusammensetzung des ersten vorlegierten Stahlpulvers beträgt in Gew.-%: C 0,7–1,1; Cr 3,5–4,5; Mo 4,5–6,5; V 1,5–3,5; W 5,5–7; Mn 0–0,4; Si 0–0,4; mit einem Rest Fe neben unvermeidbaren Verunreinigungen.
Der Eisenpulvergehalt des Gemisches liegt im Bereich von 10 bis 50 Gew.-%. Für die Zwecke der vorliegenden Erfindung ist das Eisenpulver als ein Eisenpulver definiert, das Legierungszusätze in einer Menge von maximal 1 Gew.-% enthält und im wesentlichen kohlenstoffrei ist. Wenn in dem Sinterstahl mehr als 60 Gew.-% Eisenpulver aufgenommen sind, verschlechtern sich die Verschleißfestigkeit und die Wärmeerweichungsfestigkeit des Produktes.
Ein Teil des gesamten Kohlenstoffgehaltes des fertigen Sinterstahls kann als Kohlenstoffpulver, z. B. in Form von Graphit, vor dem Verdichten zur Bildung des ursprünglichen, ungesinterten „Rohpreßlings" zu dem anfänglichen Pulvergemisch gegeben werden. Der Kohlenstoff unterstützt das Verdichten, indem er als Pulver- und Formtrennmittel dient. Es wird nur genug Kohlenstoff zugegeben, um einen maximalen Kohlenstoffgehalt von 1,1 Gew.-% in der fertigen gesinterten, eisenhaltigen Matrix zu erzeugen. Bei manchen Ausführungsformen von Sinterstählen gemäß der vorliegenden Erfindung kann der Kohlenstoffgesamtgehalt jedoch unter diesem Wert liegen, da sich eine angemessene Verschleißfestigkeit durch die Bereiche in der Sintermatrix ergibt, die durch das erste vorlegierte Stahlpulver gebildet sind. Diese Bereiche sind reich an Carbiden, die aus Legierungsbestandteilen gebildet sind, welche hauptsächlich Cr, Mo, V und W umfassen.
Die Mikrostruktur der nach dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung gebildeten Sinterstähle umfaßt eine Matrix, die durch von dem zweiten Stahlpulver stammende Regionen gebildet ist, wobei diese Regionen vergüteten Martensit mit einer Feinverteilung von Carbidpräzipitaten und Regionen umfassen, die aus dem Eisenpulver, falls vorhanden, gebildet sind, mit Pearlite und gelegentlichen Ferrit- und Bainit-Übergangszonen zu den Stahl-Martensit-Regionen. Zudem umfaßt die Matrix eine Verteilung von vergüteten Martensit-Regionen mit kugelförmigen Legierungcarbid-Präzipitaten, die von dem zufällig in der gesamten Matrix verteilten ersten Legierungsstahlpulver stammen. Die vorherigen Teilchengrenzen sind infolge des Sinterschrittes gut diffundiert.
Die Struktur des Sinterstahls gemäß der vorliegenden Erfindung verleiht dem Material aufgrund der Disperson von hartem Legierungscarbid, der Teilchen aus dem ersten vorlegierten Stahlpulver aufweist, die in der gesamten Matrix verteilt sind, eine hohe Verschleißfestigkeit. Somit werden die Verschleißeigenschaften beibehalten, während insgesamt ein relativ niedriger Kohlenstoffgehalt beibehalten wird, der das Entfernen des verbleibenden Austenits fördert. Zudem sind die Materialkosten aufgrund eines relativ niedrigen Gehaltes an erstem vorlegiertem Stahlpulver, das eine größere Menge der teuren Legierungselemente enthält, verringert.
Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein nach dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung hergestellter Artikel bereitgestellt.
Nach dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung hergestellte Artikel können Bauteile für Brennkraftmaschinen, einschließlich z. B. Ventilsitzeinsätze, Stößel und Nockenstößel, umfassen. Andere Artikel können allgemeine technische Bauteile umfassen, die eine gute Verschleißfestigkeit erfordern, einschließlich z. B. Rühren- und Statorteile für Pumpen.
Das Verfahren nach der vorliegenden Erfindung kann auch die Zugabe von Gleitmittelwachs zu dem Pulvergemisch umfassen, wobei das Wachs beim Sinterzyklus abgebrannt wird.
Artikel, die aus dem Material und nach dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt werden, können mit Kupfer oder einer Kupferlegierung, z. B. während des Sinterschrittes oder in einem getrennten Arbeitsgang nach dem Sintern, infiltriert werden. Durch das Infiltrieren wird die restliche Porosität mit dem Kupfermaterial gefüllt und auf wirksame Weise ein Material mit nahezu voller Dichte erzeugt. Das Infiltrieren verleiht den so hergestellten Artikeln eine verbesserte Wärmeverschleißfestigkeit aufgrund des Schmiereffektes des Kupferinfiltranten und ergibt auch eine verbesserte Wärmeleitfähigkeit, so daß Artikel, wie z. B. Ventilsitzeinsätze, bei jeder beliebigen Motoranwendung bei niedrigeren Temperaturen arbeiten. Die Infiltration unterstützt auch die Zerspanung des Bauteils, wenn die Maßgenauigkeit der Endform des Artikels dies erfordert. Eine Infiltration der Matrix erzeugt, abhängig vom Porositätsgrad der vorinfiltrierten Matrix, einen Kupfer- oder Kupferlegierungs-Bestandteil im Bereich von 9 bis 20 Gew.-% der gesamten Zusammensetzung.
Alternativ zur Infiltration kann das anfängliche Pulvergemisch wahlweise mit einer Zugabe von bis zu 10 Gew.-% Kupfer oder Kupferlegierung versehen werden, der/die während des Sinterschrittes schmilzt/schmelzen, um einen Anteil der verbleibenden Porosität des Materials einzunehmen. Wenn dem ursprünglichen Gemisch Kupfer zugegeben wird, kann dies vorzugsweise im Bereich von 2 bis 6 Gew.-% erfolgen.
Zugaben fester Schmierstoffe, wie Molybdändisulphid, können zugegeben werden, um ein gewisses Maß an verbesserter Verschleißfestigkeit oder eine geringere Kontaktreibung bei Gebrauch zu ergeben.
Zusätze an Zerspanungshilfen, wie z. B. Mangansulfid-Teilchen, können ebenfalls zugegeben werden, um die Zerspanbarkeit zu unterstützen.
Für eine optimale Produktionseffektivität und Wirtschaftlichkeit bei der Fertigung können die Rohpreßlinge vorzugsweise in herkömmlichen Förderbandöfen mit kontinuierlichem Durchsatz, wie Schrittmacheröfen oder Zahnriemen-Förderbandöfen, unter einer kontinuierlich fließenden, reduzierenden Atmosphäre gesintert werden, wie z. B. in einem Wasserstoff/Stickstoff-Gemisch, das unter Umgebungsatmosphärendruck oder unter einem etwas höheren Druck steht, um Luft aus dem Ofen auszuschließen, indem eine Nettoabfuhr des Schutzgases aus dem Ofen bereitgestellt wird.
Zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung werden nun lediglich zur Veranschaulichung dienende Beispiele beschrieben. Die Zeichnung zeigt eine Kurve des Werkzeugverschleißes gegenüber der Anzahl bei Zerspanbarkeitsversuchen zerspanter Artikel.
Proben von Sinterstählen gemäß der vorliegenden Erfindung wurden vorbereitet und auf Druckfestigkeit und Verschleißfestigkeit hin getestet. Ebenso wurden Proben aus Vergleichsmaterialien gemäß dem Stand der Technik, wie in der EP-A-0 312 161 (als 3200 bezeichnete Proben) und in der EP-A-0 418 943 (als 6200 bezeichnete Proben) beschrieben, hergestellt und mit Kupfer infiltriert.
Die Formulierungen der Stahlkomponente der Materialien 3200 und 6200 sind in der nachfolgenden Tabelle 1 angegeben.
Tabelle 1
Die nominalen Gesamtzusammensetzungen der 3200- und 6200-Proben in Gew.-% sind in der nachfolgenden Tabelle 2 angegeben.
Tabelle 2
Die Zusammensetzungen der M3/2- und H13-Stahlpulverbestandteile der 3200- und 6200-Proben sind in den nachfolgenden Tabellen 3 und 4 angegeben. Das M3/2-Stahlpulver entspricht dem „ersten vorlegierten Stahlpulver" in den nachfolgenden Beispielen gemäß der vorliegenden Erfindung, und das H13-Stahlpulver entspricht dem „zweiten vorlegierten Stahlpulver" in den nachfolgenden Beispielen.
Tabelle 3 (M3/2)
Tabelle 4 (H13)
Beispiel 1
Ein erstes vorlegiertes Stahlpulver und ein zweites vorlegiertes Stahlpulver wurden im Verhältnis ein Teil des ersten Legierungspulvers zu neun Teilen des zweiten Legierungspulvers mit 4 Gew.-% –300 B.S. Mesh Kupferpulver, 3,5 Gew.-% Molybdändisulfidpulver und Graphitpulver mit der Absicht, einen Kohlenstoffendgehalt von 0,9 Gew.-% zu erreichen, vermischt. Dazu wurden 0,75 Gew.-% eines Schmierwachses gegeben, das als Preßschmiermittel und Formentrennmittel diente. Die Pulver wurden 30 Minuten in einem Y-Konus-Rotationsmischer gemischt. Ventilsitzeinsätze wurden bei einem Druck von 770 MPa gepreßt. Die gepreßten Rohpreßlinge wurden dann in einer Wasserstoff- und Stickstoffatmosphäre 30 Minuten bei 1110°C gesintert. Die Artikel wurden 20 Minuten bei –120°C kryogenisch behandelt und 1 Stunde bei 650°C in einer Stickstoffatmosphäre vergütet.
Beispiel 2
Ein erstes vorlegiertes Stahlpulver wurde mit einem zweiten vorlegierten Stahlpulver und Atomet 28 (Warenzeichen)-Eisenpulver so vermischt, daß das Endgemisch 15% des ersten Pulvers, 39,45 des zweiten Pulvers und 45% des Eisenpulvers umfaßte. Graphitpulver wurde zugegeben, um einen Kohlenstoffendgehalt von 0,9 Gew.-% zu erreichen. Dazu wurden 0,75 Gew.-% eines Schmierwachses gegeben, das als Preßschmiermittel und Formentrennmittel diente. Die Pulver wurden 30 Minuten in einem Y-Konus-Rotationsmischer gemischt. Verschleißprüflinge und Ventilsitzeinsätze wurden bei einem Druck von 770 MPa gepreßt. Die gepreßten Rohpreßlinge wurden dann mit gepreßten Bestandteilen eines Kupfer-Infiltrationspulvers gestapelt. Dann wurden die Artikel gleichzeitig 30 Minuten in einer Wasserstoff- und Stickstoffatmosphäre bei 1110°C gesintert und infiltriert. Die Artikel wurden 20 Minuten bei –120°C kryogenisch behandelt und 2 Stunden bei 625°C vergütet.
Beispiel 3
Ein erstes vorlegiertes Stahlpulver wurde mit einem zweiten vorlegierten Stahlpulver und Atomet 28 (Warenzeichen)-Eisenpulver so vermischt, daß das Endgemisch 10% des ersten Pulvers, 43,95 des zweiten Pulvers und 45% des Eisenpulvers umfaßte. Graphitpulver wurde zugegeben, um in dem gesinterten Material einen Kohlenstoffendgehalt von 0,9 Gew.-% zu erreichen. Dazu wurden 0,75 Gew.-% eines Schmierwachses gegeben, das als Preßschmiermittel und Formentrennmittel diente. Die Pulver wurden 30 Minuten in einem Y-Konus-Rotationsmischer gemischt. Verschleißprüflinge und Ventilsitzeinsätze wurden bei einem Druck von 770 MPa gepreßt. Die gepreßten Rohpreßlinge wurden dann mit gepreßten Bestandteilen eines Kupfer-Infiltrationspulvers gestapelt. Dann wurden die Artikel gleichzeitig 30 Minuten in einer Wasserstoff- und Stickstoffatmosphäre bei 1110°C gesintert und infiltriert. Die Artikel wurden 20 Minuten bei –120°C kryogenisch behandelt und 2 Stunden bei 600°C vergütet.
Beispiel 4
Ein erstes vorlegiertes Stahlpulver wurde mit einem zweiten vorlegierten Stahlpulver und Atomet 28 (Warenzeichen)-Eisenpulver so vermischt, daß das Endgemisch 5% des ersten Pulvers, 49,35% des zweiten Pulvers und 45% des Eisenpulvers umfaßte. Graphitpulver wurde zugegeben, um einen Kohlenstoffendgehalt von 0,9 Gew.-% zu erreichen. Dazu wurden 0,75 Gew.-% eines Schmierwachses gegeben, das als Preßschmiermittel und Formentrennmittel diente. Die Pulver wurden 30 Minuten in einem Y-Konus-Rotationsmischer gemischt. Verschleißprüflinge und Ventilsitzeinsätze wurden bei einem Druck von 770 MPa gepreßt. Die gepreßten Rohpreßlinge wurden dann mit gepreßten Bestandteilen eines Kupfer-Infiltrationspulvers gestapelt. Dann wurden die Artikel gleichzeitig 30 Minuten in einer Wasserstoff- und Stickstoffatmosphäre bei 1110°C gesintert und infiltriert. Die Artikel wurden 20 Minuten bei –120°C kryogenisch behandelt und 2 Stunden bei 625°C vergütet.
Die Daten für die mechanischen Eigenschaften der Proben aus den Beispielen 3 und 4 sind in der nachfolgenden Tabelle 5 im Vergleich mit den zuvor beschriebenen Vergleichsbeispielen bezüglich 3200 und 6200 angegeben. Tabelle 6 zeigt die Vergleichs-Verschleißfestigkeit, die nach dem Block-on-Ring-Verfahren gemäß ASTM G77–93 bestimmt wurde.
Tabelle 5 (0,2% Prüfdruckbeanspruchung – MPa)
Tabelle 6
Zerspante Ventilsitzeinsätze, die gemäß dem für die vorstehenden Beispiele 1 und 4 verwendeten Verfahren hergestellt wurden, wurden zum Vergleich in die Ausstoßstellungen eines 2,0 Liter-Kraftfahrzeugmotors für bleifreies Benzin zusammen mit Ventilsitzen aus dem Material 6200 eingesetzt. Der Motor wurde 180 Stunden gemäß einem Ausdauerzyklus unter voller Last bei 6000 UpM betrieben.
Nach Beendigung des Tests wurde der Verschleiß an den Ventilsitzeinsätzen bestimmt. Die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle 7 angegeben, die den Verschleiß am Ventilsitzeinsatz (μm) nach einem 180-ständigen Ausdauertest zeigt.
Tabelle 7
Die nachfolgende Tabelle 8 ordnet die Vergleichskosten des Stahlanteils einiger der Materialien gemäß der vorliegenden Erfindung sowie die Stahlanteile von 3200 und 6200 zum Vergleich ein.
Im Fall des Beispiels 1 werden die hohen Rohstoffkosten für die Stahlmatrix durch die niedrigeren Verarbeitungskosten für das nicht-infiltrierte Produkt ausgeglichen.
Zerspanbarkeitsversuche wurden an Ventilsitzeinsätzen, die gemäß Beispiel 3 (aber mit einer Vergütungstemperatur von 625°C) hergestellt waren, und am Vergleichsmaterial 3200 durchgeführt. Die Versuche wurden an einer vorhandenen Fertigungsanlage für einen bekannten Fahrzeug-Ventilsitzeinsatz durchgeführt.
Die Produktionsbedingungen waren eine Schneidgeschwindigkeit von 271 m/Min., eine Vorschubgeschwindigkeit von 0,046 mm/Umdrehung, ein würfelförmiges Bornitrid-Schneidwerkzeug vom Typ mit einer SPGN 090308-Spitze und Quaken-Öl als Kühlmittel in einer Konzentration von 8%. Die Zeichnung zeigt eine Kurve des Werkzeugverschleißes in mm gegenüber der Anzahl zerspanter Teile für jedes Material.
Wie aus der Zeichnung ersichtlich ist, betrug der maximale Werkzeugverschleiß für durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestelltes Material bei 5000 zerspanten Proben deutlich weniger als 50% dessen bei dem bekannten Material 3200. Somit ist die Herstellung des Materials und der Artikel gemäß der vorliegenden Erfindung hinsichtlich Materialkosten und Herstellungskosten deutlich wirtschaftlicher.
Wie zuvor beschrieben, können Materialien und Produkte gemäß dem in der EP-A-0 418 943 und in der EP-A-0 312 161 beschriebenen Stand der Technik, sowie Materialien und Produkte gemäß der vorliegenden Erfindung nach dem Sintern einen Anteil an zurückgehaltenem Austenit in der Matrixmikrostruktur aufweisen. Bei den höherlegierten, teureren Materialien gemäß der EP-A-0 312 161 wird dieser zurückgehaltene Austenit einfach durch eine einzige Gefrier- und Vergütungssequenz entfernt. Produkte gemäß der EP-A-0 418 943 erfordern jedoch mehrere Vergütungs- und Gefrier-Wärmebehandlungssequenzen, um zurückgehaltenen Austenit zu entfernen und daraus gebildeten Martensit zu vergüten. Ein Vorteil des Materials und des Verfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung besteht darin, daß ein einfacher, einzelner Gefrier- und Vergütungsschritt wiederum genügt, um zurückgehaltenen Austenit zu entfernen. Dies ist vermutlich auf den verringerten Kohlenstoffgehalt zurückzuführen, der bei dem zweiten vorlegierten Stahlpulver verwendet wird, welches eine Destabilisierung des Austenits bewirkt.
Zudem sind, wie aus Tabelle 8 ersichtlich ist, die Kosten der Materialien gemäß der vorliegenden Erfindung niedriger als die des hochlegierten Materials 3200.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Sinterstahlmaterials auf pulvermetallurgischem Wege, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt: Bereitstellen eines ersten vorlegierten Stahlpulvers mit einer Zusammensetzung, die folgendes in Gew.-% umfaßt: C 0,5–2, Cr 3,5–6, (2Mo + W) 12–22, V 0,5–5, Co 0–12, Mn 0,1–0,5, Si 0,1–0,6, mit einem Rest Fe neben unvermeidbaren Verunreinigungen; Bereitstellen eines zweiten vorlegierten Stahlpulvers mit einer Zusammensetzung, die folgendes in Gew.% umfaßt: C 0,3–0,7, Cr 3–5,5, Mo 1–2,5, V 0,3-1,5, W 0–2, Mn 0,1–0,6, Si 0,8–1,2, mit einem Rest Fe neben unvermeidbaren Verunreinigungen; Vermischen von 2 bis 30 Gew.-% des ersten vorlegierten Stahlpulvers mit 10 bis 60 Gew.-% eines Eisenpulvers und mit Kohlenstoffpulver, so daß der endgültige Kohlenstoffgehalt der Matrix des Sinterstahlpulvers maximal 1,1 Gew.-% beträgt und der Rest das zweite vorlegierte Stahlpulver ist; gegebenenfalls Zugabe von Kupferpulver im Bereich von 2 bis 10 Gew.-% zu dem Pulvergemisch; gegebenenfalls einschließlich Zugabe eines festen Schmiermaterials zu dem Pulvergemisch; gegebenenfalls einschließlich Teilchen einer Substanz zur Verbesserung der Zerspanbarkeit; Verdichten und Sintern des Gemisches, um den Sinterstahl herzustellen.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Gehalt des ersten vorlegierten Stahlpulvers 5 bis 20 Gew.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, bei dem die Zusammensetzung des ersten vorlegierten Stahlpulvers in den folgenden Gew.-%-Bereichen liegt: C 0,7–1,1; Cr 3,5–4,5; Mo 4,5–6,5; V 1,5–3,5; W 5,5–7; Mn 0–0,4; Si 0–0,4; mit einem Rest Fe neben unvermeidbaren Verunreinigungen.
Verfahren nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem der Eisenpulvergehalt im Bereich von 10 bis 50 Gew.% liegt.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 4, das zudem den Schritt des Infiltrierens restlicher Porosität mit einem Kupfermaterial während des Sinterschrittes umfaßt.
Verfahren nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem die zum Verbessern der Zerspanbarkeit zugegebenen Teilchen Mangansulphidteilchen sind.
Sinterstahl, der gemäß dem Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 6 hergestellt ist, dadurch gekennzeichnet, daß die Mikrostruktur der Matrix gebildet ist von Bereichen, die vom zweiten Stahlpulver stammen, wobei diese Bereiche vergüteten Martensit mit einer Feinverteilung von Carbidpräzipitaten umfassen, und von Bereichen, die vom Eisenpulver stammen, wenn es vorliegt, umfassend Pearlit, gelegentliche Ferrit- und Bainit-Übergangszonen mit den Stahlmartensitbereichen, wobei die Matrix zudem eine Verteilung von vergüteten Martensitbereichen einschließlich kugelförmiger Carbidpräzipitat-Legierungen umfaßt, die vom Stahlpulver der ersten Legierung stammen und überall in der Matrix zufällig verteilt sind.
Artikel, hergestellt aus dem Sinterstahl nach Anspruch 7.