EP0097737B1 - Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen - Google Patents

Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen Download PDF

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EP0097737B1 EP82110622A EP82110622A EP0097737B1 EP 0097737 B1 EP0097737 B1 EP 0097737B1 EP 82110622 A EP82110622 A EP 82110622A EP 82110622 A EP82110622 A EP 82110622A EP 0097737 B1 EP0097737 B1 EP 0097737B1
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Aloisio Klein
Rainer Oberacker
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    • C22C33/0271—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5% with only C, Mn, Si, P, S, As as alloying elements, e.g. carbon steel
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    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy

Definitions

  • the invention relates to a method for the powder-metallurgical production of dimensionally stable molded parts of high strength and hardness from silicon-manganese or silicon-manganese-carbon alloy steels.
  • the elements Cu, Ni, Mo, P and C are mainly used as alloying elements.
  • a whole range of alloying elements that are successfully used in melt metallurgy can only be used to a limited extent in powder metallurgy.
  • Si is known as a solidifying solidifying agent. Significant increases in strength can also be achieved with Si in powder-metallurgically manufactured Fe-based alloys (Hoffmann, G., Thümmler, F., Zapf, G .; Sintering, Homogenization and Properties of a-Phase Iron-Aluminum and Iron-Silicon Alloys; Powder Metallurgy, 3rd European Powd. Met. Symp. 1971 Conf. Supplement, Pt. 1, 335-361).
  • Mn has also found its way into powder metallurgy as an alloying element. Since it is also very affinity for oxygen, special protective measures are also required here. Is known for. B. the introduction of Mn over carbide master alloys [process for producing homogeneous manganese alloyed sintered steels; German Patent 2,456,781]. These master alloys are stable up to the sintering temperature, which protects the alloying elements against oxidation. However, since Mn is not itself a strong carbide former, these master alloys must necessarily contain carbide-forming elements, e.g. Contain Cr, Mo or V. These elements are very expensive, which greatly increases the alloying costs. The high hardness of the carbides also causes increased tool wear.
  • the invention has for its object to provide a method for the powder metallurgical production of molded parts from sintered steels, which can be manufactured to size during the sintering process, i.e. they should not suffer any shrinkage and / or no loss of strength due to anti-shrinkage measures due to additions of alloying elements.
  • the method according to the invention in which exclusively more easily available alloy elements, the covering of which is ensured in the long term, are used, it should be possible to produce molded parts with high strength and hardness and sufficient toughness.
  • the object is achieved by the method according to the invention in that the alloy elements silicon and manganese or silicon, manganese and carbon are alloyed with ferrosilicon, ferromanganese or a silicon-manganese-iron master alloy with silicon and manganese contents in the ranges 10 to 30 wt .-% Si, 20 to 70 wt .-% Mn, remainder Fe and graphite in powder form mixed with an iron powder in amounts that correspond to the mass fractions in the powder mixture correspond to a mass ratio of manganese to silicon of between 1.5 and 3, and the powder mixture is pressed in a manner known per se and sintered and cooled at a temperature in the range from 1150 ° C. to 1250 ° C. under a protective gas atmosphere.
  • a ferrosilicon with 15% by weight Si and / or a ferromanganese with 80 to 84% by weight Mn is advantageously used. Products which show the best mechanical properties are obtained when a silicon-manganese-iron master alloy of the composition 19% by weight Si, 41% by weight Mn and 40% by weight Fe is used.
  • the sintered molded parts produced by the process according to the invention can be subjected to an additional heat treatment consisting of hardening and tempering.
  • Example 2 The alloy used in Example 2 was sintered in hydrogen at 1200 ° C. for 60 min and then tempered. Tempering treatment: Austenitized at 1000 ° C, 60 min. in argon, quenched in oil, tempered for 60 min. in argon at the temperatures indicated (see FIG. 6). Optimal strength and hardness values are achieved at tempering temperatures of 200 to 300 ° C, the elongation at break is still measurable (> 1%).
  • the master alloy was melted in a vacuum furnace and, after cooling, mechanically comminuted to a particle size below 25 ⁇ m (average particle size about 10 ⁇ m).
  • the comminution can take place in a crusher, in a vibrating disk mill or in a ball mill.
  • FIGS. 7 and 8 The mechanical properties and the dimensional changes of the silicon-manganese or silicon-manganese-carbon alloy sintered steels produced according to this are shown in FIGS. 7 and 8.
  • Figure 7 shows the optimization of the content of the master alloy used, an optimal content of about 8 wt .-% (these are manganese and silicon contents in the sintered alloy of 3.3 wt .-% manganese and 1.5 wt .-% silicon) was determined.
  • FIG. 8 shows the influence of the carbon content in the optimal alloy (8% by weight pre-alloy in the sintered steel).
  • Dimensional stability can be achieved by suitably adjusting the composition and sintering temperature.
  • the Si-Mn-Fe master alloys in the specified ranges for the silicon and manganese content also lead to the formation of a liquid phase in the specified range of technical sintering temperatures during the sintering process, which is responsible for the substantial improvement in the properties of the sintered steels produced according to the invention.
  • Lower levels of manganese and silicon require too high proportions of a master alloy to achieve optimum alloy levels. This makes the powder mixtures more difficult to press, which leads to a decrease in density. Higher contents, especially of silicon, no longer lead to the formation of a liquid phase in the range of sintering temperatures up to approx. 12500C.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von masshaltigen Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Silizium-Mangan- oder Silizium-Mangan-Kohlenstofflegierten Stählen.
  • Da die Festigkeit von unlegiertem Sintereisen relativ niedrig ist (auch bei höchster Dichte werden nur rd. 300 MPa erreicht), müssen für höhere Festigkeitsanforderungen legierungstechnische Massnahmen ergriffen werden.
  • Als Legierungselemente werden vorwiegend die Elemente Cu, Ni, Mo, P und C verwendet. Eine ganze Reihe von Legierungselementen, die in der Schmelzmetallurgie mit Erfolg eingesetzt werden, ist in der Pulvermetallurgie nur bedingt verwendbar. Es handelt sich dabei um die sauerstoffaffinen Legierungselemente, wie Cr, Mn, Si und Ti, von denen besonders Si und Mn wegen ihres günstigen Preises und ihrer langfristig gesicherten Verfügbarkeit interessant sind.
  • Si ist als stark verfestigend wirkender Mischkristallbildner bekannt. Auch in pulvermetallurgisch hergestellten Fe-Basis-Legierungen können mitSi beachtliche Festigkeitssteigerungen erzielt werden (Hoffmann, G., Thümmler, F., Zapf, G.; Sintering, Homogenization and Properties of a-Phase Iron-Aluminium and Iron-Silicon Alloys; Powder Metallurgy, 3rd Europ. Powd. Met. Symp. 1971 Conf. Supplement, Pt. 1, 335-361). Dem stehen jedoch zwei Nachteile entgegen: Zum einen neigt Si aufgrund seiner hohen Sauerstoffaffinität in technischen Sinteratmosphären zur Oxidbildung. Dem lässt sich begegnen, indem als Legierungsträger eine Fe-Si-Vorlegierung verwendet wird (Verfahren zur Herstellung von Sinterwerkstoffen auf Eisenbasis; Deutsche Auslegeschrift 1 928 930). Nach diesem Verfahren hergestellte Sinterstähle sind aber für Formteile nicht geeignet, da bei ihrer Sinterung eine starke Schwindung auftritt, die sich negativ auf die Masshaltigkeit der Teile auswirkt. Es wurden Versuche unternommen, die Schwindung durch Zulegieren weiterer Elemente (Cu, Al) zu kompensieren. Dies gelingt jedoch nur teilweise und ist ausserdem mit Einbussen bei den Festigkeitseigenschaften verbunden [siehe Hoffmann, G., Thümmler, F., Zapf, G.: Sintering, Homogenization and Properties of a-Phase lron-Aluminium and lron-Silicon Alloys; Powder Metallurgy, 3rd Europ. Powd. Met. Symp. 1971 Conf. Supplement, Pt. 1, Seiten 339, 344].
  • Auch Mn hat als Legierungselement Eingang in die Pulvermetallurgie gefunden. Da es ebenfalls sehr sauerstoffaffin ist, sind auch hier besondere Schutzmassnahmen erforderlich. Bekannt ist z. B. das Einbringen von Mn über karbidische Vorlegierungen [Verfahren zum Herstellen homogener manganlegierter Sinterstähle; Deutsche Patentschrift2 456 781]. Diese Vorlegierungen sind bis in den Bereich der Sintertemperatur stabil, wodurch die Legierungselemente gegen Oxidation geschützt werden. Da Mn aber selbst kein starker Karbidbildner ist, müssen diese Vorlegierungen zwangsläufig karbidbildende Elemente, wie z.B. Cr, Mo oder V enthalten. Diese Elemente sind sehr teuer, was die Legierungskosten stark erhöht. Die hohe Härte der Karbide bewirkt ausserdem einen erhöhten Werkzeugverschleiss.
  • Die gemeinsame Verwendung von Si und Mn wird in der Literatur erwähnt. Die danach hergestellten Sinterstähle sollen jedoch «keine überraschenden Ergebnisse» aufweisen [Findeisen, G., Hewing, J.: Kupfer- und nickelhaltige Sinterstähle mit weiteren Legierungszusätzen; Industrie-Anzeiger Bd. 92 (1970) Seiten 241-244 u. 431-434, hier: S. 434].
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen aus Sinterstählen zu schaffen, die während des Sinterprozesses masshaltig hergestellt werden können, d.h. sie sollen durch Zusätze von Legierungselementen keinen Schwund und/oder keine Festigkeitseinbussen durch einen Schwund verhindernde Massnahmen erleiden. Mit dem erfindungsgemässen Verfahren, bei welchem ausschliesslich leichterhältliche Legierungselemente, deren Bezug langfristig gesichert ist, verwendet werden, sollen Formteile mit hoher Festigkeit und Härte sowie ausreichender Zähigkeit hergestellt werden können.
  • Die Aufgabe wird durch das erfindungsgemässe Verfahren dadurch gelöst, dass man die Legierungselemente Silizium und Mangan oder Silizium, Mangan und Kohlenstoff über die Legierungsträger Ferrosilizium, Ferromangan oder eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung mit Silizium- und Mangan-Gehalten in den Bereichen 10 bis 30 Gew.-% Si, 20 bis 70 Gew.-% Mn, Rest Fe und Graphit in Pulverform einem Eisenpulver in Mengen zumischt, die den Massenanteilen im Pulvergemisch
    Figure imgb0001
    einem Massenverhältnis Mangan zu Silizium zwischen 1,5 und 3 entsprechen, und das Pulvergemisch in an sich bekannter Weise verpresst und bei einer Temperatur im Bereich von 1150°C bis 1250°C unter Schutzgas-Atmosphäre sintert und abkühlt. Vorteilhafterweise wird ein Ferrosilizium mit 15 Gew.-% Si und/oder ein Ferromangan mit 80 bis 84 Gew.-% Mn verwendet. Produkte, welche mit die besten mechanischen Eigenschaften zeigen, werden erhalten, wenn eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung der Zusammensetzung 19 Gew.-% Si, 41 Gew.-% Mn und 40 Gew.-% Fe verwendet wird.
  • Die gesinterten, nach dem erfindungsgemässen Verfahren hergestellten Formteile können einer zusätzlichen Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und Anlassen, unterzogen werden.
  • Bei ausreichend hohen Abkühlgeschwindigkeiten werden hohe Festigkeit und Härte bereits mit der Einfachsintertechnik erzielt.
  • Mit dem erfindungsgemässen Verfahren wird bewirkt, dass
    • - Sinterung und Homogenisierung nicht durch Oxidation der Legierungselemente beeinträchtigt werden,
    • -eine homogene Verteilung der Legierungselemente bei technisch relevanten Temperatur/Zeit-Bedingungen für die Sinterung erreicht wird,
    • - die Legierungselemente wirksam zur Erhöhung der Festigkeit führen,
    • - die gefertigten Teile während der Sinterung eine möglichst geringe Massänderung erfahren.
  • Während der Homogenisierung tritt bereits bei Temperaturen um ca. 1000°C temporär flüssige Phase auf, weshalb evtl. auf den Legierungsteilchen vorhandene Oxidschichten nicht zur Diffusionsbarriere werden können und ausserdem eine schnelle Verteilung der Legierungselemente erfolgt. Der Zusatz von Mn und C bewirkt eine Kompensation der durch Si bisher hervorgerufenen Schwindung, so dass sich insgesamt relativ geringe Massänderungen oder Massstabilität ergeben. Si und Mn wirken als Mischkristallhärter. Mn hemmt ausserdem sehr stark die Umwandlungsneigung und Si beeinflusst die C-Diffusion, so dass die Kombination der Legierungselemente Si-Mn-(C) zu hohen Festigkeitswerten führt. Ein Vergütungsgefüge mit einer Härte von bis zu 300 HV20 lässt sich bereits bei einer Ofenabkühlung mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 30 K/min aus der Sinterhitze, also ohne zusätzliche Wärmebehandlung, erzielen. Bei genügend langsamer Abkühlung kann ein Härtungseffekt aber unterdrückt werden, so dass eine Kalibrierung der Teile durchaus möglich ist. Das Potential der eingesetzten Legierungselemente kann dann durch eine zusätzliche Wärmebehandlung nutzbar gemacht werden. Als Vorteile ergeben sich:
    • - Niedrige Legierungskosten gegenüber herkömmlich legierten Sinterstählen und hohe Zugfestigkeiten (> 600 MPa). Nur wenige der bekannten relativ hoch legierten Zusammensetzungen erreichen Zugfestigkeiten von 700 MPa mit Einfachsintertechnik ohne zusätzliche Wärmebehandlung (z.B. Sinterstahl mit 4,5% Cu, 5% Ni:Rm = 600 MPa).
    • - Die mechanischen Eigenschaften sind in einem Temperaturbereich von 1150-1250°C relativ unempfindlich gegenüber der Sintertemperatur. Dies ermöglicht z. B. eine exakte Abgleichung der Massänderung durch Wahl einer geeigneten Sintertemperatur, ohne starke Änderung des mechanischen Verhaltens.
    • - Die Anwesenheit von Si und Mn bewirkt eine so starke Härtbarkeitszunahme, dass bereits bei Abkühlung aus der Sinterhitze ein Vergütungsgefüge entsteht, wodurch sich eine weitere Wärmebehandlung erübrigt. Solche Sinterstähle wurden bisher unter Verwendung der teuren Legierungselemente Ni und Mo hergestellt.
  • Im folgenden wird das erfindungsgemässe Verfahren anhand einiger Durchführungsbeispiele in Verbindung mit den nachfolgenden Figuren 1 bis 8 näher erläutert.
    • Beispiel 1:
  • Unterschiedliche Mengen von Si, Mn und C wurden über die genannten Legierungsträger einem üblichen Eisenpulver zugegeben und zusammen mit einem üblichen presserleichternden Zusatz vermischt. Das Pulvergemisch wurde mit einem Pressdruck von 600 MPa zu Prüfstäben verpresst, die 60 min bei einer Temperatur von 1180°C in Wasserstoff-Atmosphäre gesintert wurden. Die mechanischen Eigenschaften einiger ausgewählter Zusammensetzungen sind in den Figuren 1 und 2 dargestellt (Rm = Zugfestigkeit in MPa, RpO.1 = Dehngrenze in MPa). Optimale Eigenschaftskombinationen werden mit Massenanteilen von 1 bis 2 Gew.-% Si, 2 bis 3 Gew.-% Mn, 0,2 bis 0,3 Gew.-% C erreicht. Die durch das Sintern hervorgerufene Längenänderung der Prüfstäbe ist aus Figur 3 ersichtlich. Erst bei einem Verhältnis von Si/Mn>2 steigt die Schwindung stark an.
  • Mit den gleichen Si- und Mn-Gehalten werden ohne Kohlenstoff Zugfestigkeiten von 350 bis 600 MPa, Härten von 100 bis 210 HV20, bei Bruchdehnungen von 11 bis 2% erreicht. Auch diese Legierungen sind in gewissen Bereichen (z. B. 2% Si, 2 bis 4% Mn) bei den angegebenen Herstellungsbedingungen massstabil.
    • Beispiel 2:
  • Bei einer Zusammensetzung mit optimaler Eigenschaftskombination wurde die Sintertemperatur, bei sonst gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1, variiert. Mechanische Eigenschaften und Massänderung sind in den Figuren 4 und 5 dargestellt. Festigkeit und Dehngrenze sind im untersuchten Bereich nahezu unabhängig von der Sintertemperatur, auch Härte und Bruchdehnung reagieren nicht empfindlich. Mit steigender Sintertemperatur geht die anfangs auftretende leichte Schwellung zurück, bis sogar leichte Schwindung auftritt. Dies eröffnet die Möglichkeit das Massverhalten über die Sintertemperatur einzustellen, ohne die mechanischen Eigenschaften wesentlich zu ändern (Rm = Zugfestigkeit in PMa; RP0.1 = Dehngrenze in MPa; A = Bruchdehnung in %).
    • Beispiel 3:
  • Bei Teilen, die kalibriert werden müssen, ist eine sehr langsam geführte Abkühlung aus der Sinterhitze erforderlich. Festigkeit und Härte erreichen dann nicht die in Beispiel 1 und 2 ausgewiesenen Werte. Die eingesetzten Legierungselemente ermöglichen jedoch eine Wärmebehandlung.
  • Die in Beispiel 2 verwendete Legierung wurde bei 1200°C 60 min in Wasserstoff gesintert und anschliessend vergütet. Vergütungsbehandlung: Austenitisiert bei 1000°C, 60 min. in Argon, abgeschreckt in Öl, angelassen 60 min. in Argon bei den angegebenen Temperaturen (siehe Figur 6). Optimale Festigkeits- und Härtewerte werden bei Anlasstemperaturen von 200 bis 300°C erreicht, die Bruchdehnung ist noch messbar (>1%).
    • Beispiel 4:
  • Herstellung von Legierungen unter Verwendung einer Si-Mn-Fe-Vorlegierung:
    • Zunächst wurde eine Vorlegierung hergestellt mit folgender Zusammensetzung:
      Figure imgb0002
  • Die Vorlegierung wurde im Vakuumofen erschmolzen und nach dem Abkühlen mechanisch zerkleinert auf eine Teilchengrösse unter 25 µm (mittlere Teilchengrösse ca. 10 µm). Die Zerkleinerung kann in einem Brecher, in einer Schwingscheibenmühle oder in einer Kugelmühle erfolgen.
  • Jeweils verschiedene Mengen dieser so hergestellten Vorlegierung wurden einerseits ohne Kohlenstoffzusatz, andererseits mit Kohlenstoffzusatz in Form von Graphit-Eisenpulvermischungen zugemischt und in der üblichen Weise verarbeitet. Hierbei wurde ein Pressdruck von 600 MPa, eine Sintertemperatur von 1180°C, eine Sinterzeit von einer Stunde und als Schutzgasatmosphäre eine Wasserstoffatmosphäre angewendet.
  • Die mechanischen Eigenschaften und die Massänderungen der hiernach hergestellten Silizium-Mangan- bzw. Silizium-Mangan-Kohlenstofflegierten Sinterstähle sind in den Figuren 7 und 8 dargestellt. Figur 7 zeigt die Optimierung des Gehaltes an der verwendeten Vorlegierung, wobei ein optimaler Gehalt von ca. 8 Gew.-% (das sind Mangan- und Silizium-Gehalte in der Sinterlegierung von 3,3 Gew.-% Mangan und 1,5 Gew.-% Silizium) ermittelt wurde. Figur 8 zeigt den Einfluss des Kohlenstoffgehaltes bei der optimalen Legierung (8 Gew.-% Vorlegierung im Sinterstahl).
  • Wie die Figuren 7 und 8 zeigen, werden mit Si-Mn-Fe-Vorlegierungen Sinterstähle mit ausgezeichneten Eigenschaftskombinationen erhalten. Es können Zugfestigkeiten und Dehngrenzen erreicht werden, die noch höher liegen, als diejenigen der unter Verwendung von Ferrosilizium und Ferromangan als Legierungsträger hergestellten Sinterstähle. Möglicherweise können weitere Verbesserungen bei den erfindungsgemässen Sinterstählen erzielt werden, wenn die abschliessende Wärmebehandlung, sowie der Einsatz der Zweifachsintertechnik optimiert werden. Die besseren Eigenschaften sind bedingt durch:
    • - Bessere Verdichtung der Pulvermischungen, die die Vorlegierung enthalten, woraus sich eine geringere Porosität der Teile ergibt,
    • - sehr gleichmässige Verteilung der Legierungselemente, da die Legierungsträger als feinste Teilchen vorliegen,
    • - gleichmässiges Sinterverhalten der Legierungsträger durch deren gleichbleibende Zusammensetzung.
  • Massstabilität ist durch geeignete Einstellung von Zusammensetzung und Sintertemperatur erzielbar.
  • Auch die Si-Mn-Fe-Vorlegierungen in den angegebenen Bereichen für den Silizium- und ManganGehalt führen im angegebenen Bereich der technischen Sintertemperaturen während des Sintervorganges zur Bildung einer flüssigen Phase, die mit für die wesentliche Verbesserung der Eigenschaften der erfindungsgemäss hergestellten Sinterstähle verantwortlich ist. Niedrigere Gehalte an Mangan und Silizium erfordern zu hohe Anteile an einer Vorlegierung zum Erreichen optimaler Legierungsgehalte. Dadurch werden die Pulvermischungen schlechter pressbar, was zu einem Dichteabfall führt. Höhere Gehalte, insbesondere an Silizium, führen im Bereich der Sintertemperaturen bis ca. 12500C nicht mehr zur Bildung einer flüssigen Phase.
  • Die Vorteile, die die angegebenen Vorlegierungen mit sich bringen, sind folgende:
    • Die Vorlegierungen sind relativ einfach herzustellen, ihre Schmelztemperatur ist verhältnismässig niedrig, die Gussblöcke sind äusserst spröde und daher sehr einfach und bis zu hoher Feinheit mechanisch zu zerkleinern. Das Sinterverhalten wird bei Anwendung von Vorlegierungen günstiger.
    Legende zu den Figuren:
    • Fig. 1: Zugfestigkeiten (Rm) einiger Legierungen in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
      Figure imgb0003
    • Bruchdehnungen (A) in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
      Figure imgb0004
    • Fig. 2: Dehngrenzen (Rp0.1) in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
      Figure imgb0005
    • Härte-Werte (Vickershärte HV20) in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
      Figure imgb0006
    • Fig.3: Massänderungen (Δ1/1o) verschiedener Legierungen in Abhängigkeit vom Siliziumgehalt:
      Figure imgb0007
    • Fig. 4:
      Figure imgb0008
      Bruchdehnungen (Kurve 15) ein und derselben Legierung (Fe+1Si+3Mn+0,25C) in Abhängigkeit von der bei der Herstellung verwendeten Sintertemperatur.
    • Fig. 5: Massänderungen (Kurve 16) ein und derselben Legierung (Fe+1Si+3Mn+0,25C) in Abhängigkeit von der bei der Herstellung verwendeten Sintertemperatur.
    • Fig. 6: Zugfestigkeiten (Kurve 17), Härtewerte (Kurve 18) und Bruchdehnungen (Kurve 19) ein und derselben Legierung (Fe+1Si+3Mn+0,25C) in Abhängigkeit von der Anlasstemperatur.
    • Fig. 7: Zugfestigkeiten (Rm): Kurve 20, Dehngrenzen (Rpo.i): Kurve 21, Härtewerte (HV20): Kurve 22, Bruchdehnungen (A): Kurve 23 und Massänderungen (A1/1.): Kurve 24 verschiedener Si-Mn-legierter Sinterstähle (ohne C-Zusatz) in Abhängigkeit vom Gehalt der Vorlegierung (19Si-41Mn-40Fe) im zu sinternden Pulvergemisch.
    • Fig. 8:
      Figure imgb0009
      Figure imgb0010
      der Sinterstähle mit 8 Gew.-% Vorlegierung (19Si-41Mn-40Fe) in Abhängigkeit von ihrem C-Gehalt.

Claims (4)

1. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von masshaltigen Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Silizium-Mangan- oder Silizium-Mangan-Kohlenstoff-legierten Stählen, dadurch gekennzeichnet, dass man die Legierungselemente Silizium und Mangan oder Silizium, Mangan und Kohlenstoff über die Legierungsträger Ferrosilizium, Ferromangan oder eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung mit Silizium-Mangan-Gehalten in den Bereichen 10 bis 30 Gew.-% Si, 20 bis 70 Gew.-% Mn, Rest Fe und Graphit in Pulverform einem Eisenpulver in Mengen zumischt, die den Massenanteilen im Pulvergemisch
Figure imgb0011
einem Massenverhältnis Mangan zu Silizium zwischen 1,5 und 3 entsprechen, und das Pulvergemisch in an sich bekannter Weise verpresst und bei einer Temperatur im Bereich von 1150°C bis 1250°C unter Schutzgas-Atmosphäre sintert und abkühlt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Ferrosilizium mit 15 Gew.-% Si verwendet wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Ferromangan mit 80 bis 84 Gew.-% Mn verwendet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine Silizium-Mangan-Eisen-Vorlegierung der Zusammensetzung
Figure imgb0012
verwendet wird.
EP82110622A 1982-05-22 1982-11-18 Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formteilen hoher Festigkeit und Härte aus Si-Mn- oder Si-Mn-C-legierten Stählen Expired EP0097737B1 (de)

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