RU2280706C2 - Iron-based copper-containing sintered article and method of its production - Google Patents
Iron-based copper-containing sintered article and method of its production Download PDFInfo
- Publication number
- RU2280706C2 RU2280706C2 RU2003125845/02A RU2003125845A RU2280706C2 RU 2280706 C2 RU2280706 C2 RU 2280706C2 RU 2003125845/02 A RU2003125845/02 A RU 2003125845/02A RU 2003125845 A RU2003125845 A RU 2003125845A RU 2280706 C2 RU2280706 C2 RU 2280706C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- powder
- iron
- copper
- steel
- martensite
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/10—Sintering only
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
Abstract
Description
Настоящее изобретение относится к спеченным материалам на основе железа, изготовленным из них изделиям и к способу их получения, в частности к спеченным изделиям на основе железа, содержащим медь.The present invention relates to sintered materials based on iron, products made from them and to a method for their preparation, in particular to sintered products based on iron containing copper.
Методы порошковой металлургии позволяют получать такое строение металлических материалов, которое невозможно получить в результате обычного литья и обработки слитков. Известен способ пропитки металлургических продуктов из спеченного порошка на основе железа металлами, имеющими более низкие температуры плавления, например, такими как свинец и медь. Свинец применяют для улучшения способности к механической обработке (обрабатываемости) спеченных материалов на основе железа, тогда как медь не только оказывает подобное действие, но также имеет и другие желательные свойства, передаваемые спеченному материалу. В настоящее время применения свинца избегают из-за его вредного воздействия на окружающую среду. Медь улучшает обрабатываемость, а также удельную теплопроводность спеченного изделия.Powder metallurgy methods make it possible to obtain a structure of metallic materials that cannot be obtained as a result of conventional casting and processing of ingots. A known method of impregnating metallurgical products from sintered iron-based powder with metals having lower melting points, for example, such as lead and copper. Lead is used to improve the machining (machinability) of sintered iron-based materials, while copper not only exerts a similar effect, but also has other desirable properties transferred to the sintered material. Lead is currently avoided due to its environmental impact. Copper improves workability as well as the thermal conductivity of the sintered body.
Пропитанные медью продукты широко применяются в автомобильной промышленности, например при изготовлении вставных седел клапанов в головках цилиндров двигателей внутреннего сгорания. Такие продукты должны работать в очень тяжелых условиях, включая повторяющуюся ударную нагрузку, граничную смазку, повышенную температуру и горячие коррозионные газы. Свойства выдерживания подобных условий могут быть достигнуты за счет обеспечения соответствующего строения системы с матрицей на основе железа. Такие матрицы на основе железа зачастую являются высоколегированными, что отрицательно влияет на их обрабатываемость. Обрабатываемость играет важную роль при сборке двигателей в производственном смысле, поскольку она влияет на производительность. Пропитка медью обеспечивает улучшенную обрабатываемость, в то время как сама медь обеспечивает более высокую удельную теплопроводность, что позволяет снизить рабочую температуру и, в свою очередь, сохранить механические свойства.Copper-impregnated products are widely used in the automotive industry, for example, in the manufacture of plug-in valve seats in the cylinder heads of internal combustion engines. Such products must operate under very severe conditions, including repeated shock loads, boundary lubrication, elevated temperatures, and hot corrosive gases. The aging properties of such conditions can be achieved by providing the appropriate structure of the system with an iron-based matrix. Such iron-based matrices are often highly alloyed, which negatively affects their workability. Machinability plays an important role in engine assembly in a manufacturing sense, as it affects performance. Copper impregnation provides improved machinability, while copper itself provides a higher thermal conductivity, which reduces the operating temperature and, in turn, maintain mechanical properties.
Процесс пропитки осуществляют укладыванием в штабель (стопку) прессовки из медного сплава в контакте с деталью на основе железа и пропусканием такого сложенного комплекта из двух частей через печь для спекания при температуре спекания в районе приблизительно 1100°С в атмосфере инертного или восстанавливающего газа, таким образом одновременно осуществляя спекание и пропитку. Во время такого процесса спекания прессовка из медного сплава плавится и расплавленный сплав пропитывает и заполняет поры детали на основе железа в результате капиллярного действия. Подобным способом могут быть заполнены только связанные между собой поры, а изолированные или каким-либо иным способом не связанные поры таким способом заполнены быть не могут. Состав прессовки из медного сплава выбирают таким образом, чтобы она была совместима с материалом на основе железа, избегая, по мере возможности, нежелательного взаимодействия с ней или ее эрозии. Массу прессовки из медного сплава выбирают таким образом, чтобы заполнить большую часть пор, однако, как указано выше, неизбежно возникает некоторая остаточная пористость.The impregnation process is carried out by stacking (pressing) a copper alloy compact in contact with an iron-based part and passing such a folded two-piece set through a sintering furnace at a sintering temperature of about 1100 ° C in an inert or reducing gas atmosphere, thus while sintering and impregnating. During this sintering process, the copper alloy pressing melts and the molten alloy impregnates and fills the pores of the iron-based part as a result of capillary action. In this way, only interconnected pores can be filled, and isolated or in some other way unconnected pores cannot be filled in this way. The composition of the copper alloy compact is selected so that it is compatible with the iron-based material, avoiding, as far as possible, unwanted interaction with it or its erosion. The mass of the copper alloy compact is selected so as to fill most of the pores, however, as indicated above, some residual porosity inevitably occurs.
В соответствии с одним из вариантов вышеописанного способа прессовку из медного сплава укладывают в штабель вместе с предварительно спеченной деталью на основе железа и пропускают их через печь для спекания, осуществляя пропитку.In accordance with one embodiment of the above method, a copper alloy compact is stacked together with a pre-sintered iron-based part and passed through a sintering furnace, impregnating it.
Способ пропитки является дорогостоящим из-за необходимости осуществления дополнительных стадий. Данный способ требует проведения следующих дополнительных стадий: получение отдельной порошковой смеси медного сплава; прессование из порошковой смеси подходящих прессовок, имеющих нужную массу; укладывание прессовок в штабеля вместе с изделиями на основе железа перед их пропусканием через печь для спекания и галтовку спеченных и пропитанных изделий после охлаждения для удаления порошкового осадка, неизбежно образующегося на изделиях во время процесса спекания.The impregnation method is expensive due to the need for additional steps. This method requires the following additional steps: obtaining a separate powder mixture of a copper alloy; pressing from a powder mixture suitable compacts having the desired mass; stacking the compacts together with iron-based products before passing them through the sintering furnace and tumbling the sintered and impregnated products after cooling to remove the powder precipitate that inevitably forms on the products during the sintering process.
В известных продуктах на основе железа, пропитанных медью, содержание меди обычно составляет от 1 до 25 мас.%. При получении непропитанных продуктов к предварительно спрессованной порошковой смеси обычно добавляют до 5 мас.% медного порошка. Такое относительно небольшое количество меди, добавляемое к непропитанным материалам на основе железа, способствует процессу спекания благодаря присутствию жидкой фазы меди.In known iron-based products impregnated with copper, the copper content is usually 1 to 25 wt.%. Upon receipt of the impregnated products, up to 5% by weight of copper powder is usually added to the pre-pressed powder mixture. Such a relatively small amount of copper added to non-impregnated iron-based materials contributes to the sintering process due to the presence of a liquid phase of copper.
Специалисты пытались обеспечить наличие тех уровней содержания меди, которые достигаются в способе пропитки, путем добавления соответствующего количества элементарной меди к исходным порошковым смесям перед прессованием и спеканием. Однако из-за различий, например, в размере частиц порошка, плотности порошка и морфологии частиц порошка, во время транспортировки порошковых смесей возникает тенденция к сегрегации меди. Такая сегрегация порошка вызывает неприемлемые изменения в получаемых продуктах. Даже при наличии небольшого количества порошка элементарной меди, например, приблизительно до 5 мас.%, как указано выше, сегрегация все-таки имеет место, но ее действие в получаемых продуктах сведено к минимуму и не вызывает серьезных проблем.Specialists tried to ensure the presence of those levels of copper that are achieved in the method of impregnation by adding the appropriate amount of elemental copper to the original powder mixtures before pressing and sintering. However, due to differences, for example, in the size of the powder particles, the density of the powder and the morphology of the powder particles, a tendency to segregation of copper occurs during transportation of the powder mixtures. Such segregation of the powder causes unacceptable changes in the resulting products. Even if there is a small amount of elemental copper powder, for example, up to about 5 wt.%, As indicated above, segregation still takes place, but its effect in the resulting products is minimized and does not cause serious problems.
Одно время детали, такие как вставные седла клапанов двигателей, подвергаемые воздействию самых тяжелых рабочих условий, изготавливали целиком из высоколегированных сталей, таких как, например, стали класса М3/2. Такие стали содержат сравнительно большие количества хрома, вольфрама, молибдена, ванадия и т.п. Несмотря на то что детали, изготовленные из таких материалов, имеют хорошие эксплуатационные качества и длительный срок службы, их получение и обработка являются высокозатратными по своей сущности. Их изготовление стоит дорого, во-первых, из-за действительно высокой стоимости материала, а во-вторых, из-за дорогостоящей обработки, вызванной трудностями обработки деталей, имеющих высокое содержание твердого карбида в своей микроструктуре. В непрекращающемся поиске более низкой стоимости было сделано множество попыток снизить стоимость материала путем добавления к порошковым смесям относительно большого количества по существу чистого железного порошка и, следовательно, снизить стоимость обработки за счет облегчения механической обработки получаемого спеченного материала, а также уменьшения количества твердых фаз и добавления фаз, способствующих обрабатываемости, таких как медные или стружколомные фазы.At one time, parts, such as plug-in valve seats of engines, subjected to the most severe operating conditions, were made entirely of high alloy steels, such as, for example, steel of class M3 / 2. Such steels contain relatively large amounts of chromium, tungsten, molybdenum, vanadium, etc. Despite the fact that parts made of such materials have good performance and long service life, their receipt and processing are highly costly in nature. Their manufacture is expensive, firstly, because of the really high cost of the material, and secondly, because of the expensive processing caused by the difficulties in processing parts having a high solid carbide content in their microstructure. In the ongoing search for a lower cost, many attempts have been made to reduce the cost of the material by adding relatively large amounts of substantially pure iron powder to the powder blends and, therefore, reducing the processing cost by facilitating the machining of the resulting sintered material, as well as reducing the amount of solid phases and adding machinability promoting phases such as copper or chip breaking phases.
Недостатком, с точки зрения эксплуатационных качеств и срока службы, таких более новых материалов, например, описанных в GB-A-2188062, является сохранение в ядрах зерен железа, полученных в результате совместного спекания исходных частиц прессованного железного порошка в порошковой смеси, мягкой ферритной фазы, которая может отрицательно повлиять на его износостойкость и прочностные свойства. Такие материалы могут, например, изначально содержать смеси приблизительно 50% высоколегированного материала М3/2, приблизительно 50% чистого железного порошка и небольшое количество углерода, восков для смазки форм и т.п. Даже при полном спекании зерна железа имеют ферритные ядра с небольшой диффузией хрома из участков стали М3/2 в поверхностные участки зерен железа, где после спекания может образовываться мартенсит. Такую структуру получают даже после пропитывания материала или добавления к порошковой смеси приблизительно до 5 мас.% элементарной меди.The disadvantage from the point of view of performance and service life of such newer materials, for example, those described in GB-A-2188062, is the preservation in the nuclei of iron grains obtained by co-sintering of the initial particles of the pressed iron powder in a powder mixture, a soft ferrite phase , which can adversely affect its wear resistance and strength properties. Such materials may, for example, initially contain mixtures of approximately 50% of the highly alloyed M3 / 2 material, approximately 50% of pure iron powder, and a small amount of carbon, waxes to lubricate the molds, and the like. Even with complete sintering, iron grains have ferritic nuclei with a slight diffusion of chromium from sections of M3 / 2 steel to the surface sections of iron grains, where martensite can form after sintering. Such a structure is obtained even after impregnating the material or adding up to about 5 wt.% Elemental copper to the powder mixture.
Задачей настоящего изобретения является разработка такого способа получения изделий из материала на основе железа, имеющих высокое содержание меди, соразмерное с содержанием меди в пропитанном материале, который не имеет недостатков, связанных с наличием дополнительных стадий, необходимых в известных способах.The present invention is the development of such a method of obtaining products from iron-based material having a high copper content, commensurate with the copper content in the impregnated material, which does not have the disadvantages associated with the presence of additional steps required in the known methods.
Другие преимущества станут очевидными из нижеследующего описания данного изобретения.Other advantages will become apparent from the following description of the present invention.
В соответствии с первым аспектом настоящего изобретения предложен способ получения спеченного изделия на основе железа, включающий приготовление порошковой смеси, содержащей железо и медь, прессование и спекание, отличающийся тем, что в порошковую смесь дополнительно вводят материал, способствующий образованию мартенсита и по меньшей мере часть общего содержания железа и меди вводят в виде диффузионно-связанного железомедного порошка или предварительно легированного железомедного порошка (т.е. железного порошка, содержащего медь, неразрывно связанную с ним), при этом получают изделие, содержащее 12-26 мас.% меди и имеющее матрицу на основе железа со структурой, содержащей мартенсит.In accordance with a first aspect of the present invention, there is provided a method for producing a sintered iron-based product, comprising preparing a powder mixture containing iron and copper, pressing and sintering, characterized in that martensite formation material and at least part of the total are additionally introduced into the powder mixture the iron and copper contents are introduced in the form of diffusion-bonded iron-copper powder or pre-alloyed iron-copper powder (i.e., iron powder containing copper, not discontinuously associated with it), in this case an article is obtained containing 12-26 wt.% copper and having an iron-based matrix with a structure containing martensite.
Медь прежде всего предназначена для повышения удельной теплопроводности полученных изделий, однако изделия, полученные способом в соответствии с настоящим изобретением, также имеют и другие важные преимущества. Содержание меди менее 12 мас.% не обеспечивает нужное повышение удельной теплопроводности, в то время как при содержании более 26 мас.% вызывает затруднения "вытекание" расплавленной меди из материала во время спекания.Copper is primarily intended to increase the thermal conductivity of the obtained products, however, products obtained by the method in accordance with the present invention also have other important advantages. A copper content of less than 12 wt.% Does not provide the desired increase in thermal conductivity, while at a content of more than 26 wt.%, It is difficult to “leak” the molten copper from the material during sintering.
Содержание меди предпочтительно может находиться в диапазоне от 15 до 20 мас.%.The copper content may preferably be in the range from 15 to 20 wt.%.
В способе в соответствии с настоящим изобретением железный порошок, неразрывно связанный с медью, фактически представляет собой предварительно легированный (сплавленный) порошок, в котором индивидуальные частицы порошка включают в себя как железо, так и медь, и, следовательно, существенная сегрегация между железом и медью невозможна. Частицы железомедного порошка могут быть выбраны из двух основных типов порошкового сырья: предварительно легированного железомедного порошка или диффузионно-связанного железомедного порошка. Предварительно легированный железомедный порошок может быть получен известными способами, включающими в себя совместное плавление составляющих его материалов, а затем распыление (пульверизацию) жидкого расплава, например, водой или газом, для получения нужного предварительно легированного порошка. Диффузионно-связанный железомедный порошок получают, например, приготовлением смеси порошков из элементных железа и меди и пропусканием полученной непрессованной смеси через печь таким образом, чтобы вызвать диффузию между частицами, связывая их вместе. Полученный таким образом "пирог" подвергают операции легкого дробления, разделяя его на частицы, содержащие как железо, так и медь, и сцепленные друг с другом. Такой способ вызывает диффузию некоторого количества меди во внешние участки каждой частицы железа.In the method of the present invention, the iron powder inextricably bonded to copper is in fact a pre-alloyed (fused) powder in which individual powder particles include both iron and copper, and therefore substantial segregation between iron and copper impossible. The particles of iron-copper powder can be selected from two main types of powder raw materials: pre-alloyed iron-copper powder or diffusion-bound iron-copper powder. Pre-alloyed iron-copper powder can be obtained by known methods, including the joint melting of its constituent materials, and then spraying (pulverization) of the molten liquid, for example, water or gas, to obtain the desired pre-alloyed powder. Diffusion-bound iron-copper powder is obtained, for example, by preparing a mixture of powders of elemental iron and copper and passing the resulting unpressed mixture through an oven in such a way as to cause diffusion between the particles, linking them together. Thus obtained "pie" is subjected to easy crushing operations, dividing it into particles containing both iron and copper, and adhered to each other. This method causes the diffusion of a certain amount of copper into the outer regions of each iron particle.
Способ в соответствии с настоящим изобретением помогает устранить несколько стадий, необходимых в известных способах: отсутствует необходимость в получении смеси порошка из медного сплава, а затем и прессовок, их не надо складывать в штабеля с прессовками из материала на основе железа, а готовые спеченные изделия не нужно обрабатывать с тем, чтобы удалить с них сцепленный осадок, как в известных способах пропитки.The method in accordance with the present invention helps to eliminate several stages necessary in the known methods: there is no need to obtain a mixture of powder from a copper alloy and then compacts, they do not need to be stacked with compacts made of iron-based material, and the finished sintered products are not need to be processed in order to remove cohesive sediment from them, as in the known methods of impregnation.
Особое преимущество, обеспечиваемое способом в соответствии с настоящим изобретением, заключается в обработке таких материалов на основе железа, которые включают в себя смеси легированного стального порошка и низколегированного железа или, по существу, чистого железного порошка. Например, известно использование таких смесей с добавлением углеродного порошка и их прессование, спекание и термическая обработка после спекания для получения изделий, таких как, например, вставные седла клапанов для двигателей внутреннего сгорания. Такие обычные материалы могут быть или не быть пропитаны медным сплавом в соответствии с одним из вышеописанных известных способов. Примером подобных материалов могут служить, например, материалы и способы их получения, описанные в GB-A-2188062 и ЕР-А-0312161. Такие материалы, к примеру, могут содержать следующие компоненты в такой пропорции: приблизительно 50 мас.% высоколегированного стального порошка и приблизительно 50 мас.% по существу чистого железного порошка. Легированный стальной порошок обычно содержит хром, который при преобладающей температуре спекания приблизительно 1100°С представляет собой один из самых подвижных, с точки зрения скорости диффузии, атомов химических элементов после углерода среди тех легирующих элементов, которые способствуют образованию мартенсита при охлаждении изделия после спекания. Атомы углерода являются самыми мобильными, проникая в междоузлия атомов железа в кристаллической структуре. Однако, поскольку хром имеет близкий к железу атомный размер и массу, он замещает железо и, следовательно, имеет близкую к железу подвижность при преобладающих условиях спекания. Присутствие хрома способствует образованию мартенсита в тех областях спеченного материала, в которые он диффундирует, при этом при охлаждении материала в конце цикла спекания образуется мартенсит. Спекание таких изделий зачастую осуществляют в печах, оборудованных непрерывно движущимися средствами, такими как ленточный конвейер или механизм печей с шагающим подом для транспортировки через печь изделий, обычно размещаемых на подносах или подах. Как правило, в первом отделении печи температуру изделий поднимают до температуры спекания; во втором отделении поддерживают температуру спекания; а в третьем отделении дают возможность изделиям остыть от температуры спекания до температуры, предотвращающей существенное окисление изделий при выходе из печи для спекания. Изделия обычно спекают в атмосфере защитного газа, непрерывно пропускаемого через печь и обеспечивающего нейтральную или восстанавливающую атмосферу, а также препятствующего проникновению в печь воздуха (кислорода). Атмосфера имеет по существу атмосферное давление с небольшим положительным давлением внутри печи для предотвращения поступления в нее воздуха. Если спеченный материал содержит в исходной смеси существенное количество железного порошка, зачастую оказывается, что в зависимости от содержания углерода зерна железа, полученные в результате спекания прессованных частиц железного порошка, имеют в середине богатых железом участков неинструментальной стали микроструктуру в диапазоне от ферритной до перлитной и содержат смеси этих двух фаз. Наружная область зерен железа обычно содержит мартенсит, образующийся в результате диффузии хрома во время процесса спекания, однако ядро остается по существу ферритным или перлитным либо является смесью феррита и перлита в зависимости от добавляемого количества углерода. В состоянии после спекания богатая железом фаза неинструментальной стали или структура зерна состоит в основном из перлита, находящегося в центре, хотя там может присутствовать и некоторое количество феррита, а наружные области зерен представляют собой смесь мартенсита/бейнита. Если в спеченном изделии остается какое-либо количество аустенита, то, как правило, он трансформируется в результате криогенной обработки после спекания. Во время операции отпуска, обычно осуществляемой после криогенной обработки, происходит частичное разложение перлитной фазы, приводящее к образованию ферритных областей внутри богатых железом зерен или богатой железом фазы. Это может привести к получению материала, имеющего пониженную износостойкость, а также более низкую прочность из-за присутствия феррита. Термическая обработка после спекания, включающая в себя криогенную обработку для превращения любой оставшейся γ-фазы (аустенита) в мартенсит с последующим отпуском, предназначена для снижения степени твердости и хрупкости мартенситной фазы, а не для разложения перлита, что является нежелательным побочным действием процесса отпуска. Поскольку отпуск осуществляют при температуре, превышающей ожидаемую рабочую температуру, то тем самым обеспечивают устойчивость размера частиц изделия при условиях его работы (например, в качестве вставного седла клапана в камере сгорания двигателя внутреннего сгорания). Однако такая обработка не влияет на присутствие (не считая того, что она вызывает образование по меньшей мере части феррита) ферритной фазы или ее изначально плохую износостойкость и механические свойства.A particular advantage provided by the method in accordance with the present invention is the processing of such iron-based materials, which include mixtures of alloyed steel powder and low alloyed iron or essentially pure iron powder. For example, it is known to use such mixtures with the addition of carbon powder and to compress, sinter and heat treat after sintering to obtain products, such as, for example, valve seats for internal combustion engines. Such conventional materials may or may not be impregnated with a copper alloy in accordance with one of the known methods described above. Examples of such materials are, for example, the materials and methods for their preparation described in GB-A-2188062 and EP-A-0312161. Such materials, for example, may contain the following components in such a proportion: about 50 wt.% High alloy steel powder and about 50 wt.% Essentially pure iron powder. Alloy steel powder usually contains chromium, which at a prevailing sintering temperature of approximately 1100 ° C is one of the most mobile, in terms of diffusion rate, atoms of chemical elements after carbon among those alloying elements that contribute to the formation of martensite when the product cools after sintering. Carbon atoms are the most mobile, penetrating the interstices of iron atoms in the crystalline structure. However, since chromium has an atomic size and mass close to iron, it replaces iron and, therefore, has mobility close to iron under the prevailing sintering conditions. The presence of chromium promotes the formation of martensite in those areas of the sintered material into which it diffuses, while martensite is formed when the material is cooled at the end of the sintering cycle. Sintering of such products is often carried out in furnaces equipped with continuously moving means, such as a conveyor belt or the mechanism of walking hearth furnaces for transporting through the oven products typically placed on trays or trays. As a rule, in the first compartment of the furnace, the temperature of the products is raised to sintering temperature; in the second compartment maintain the sintering temperature; and in the third compartment, the products are allowed to cool from the sintering temperature to a temperature that prevents substantial oxidation of the products when leaving the sintering furnace. Products are usually sintered in an atmosphere of protective gas, continuously passed through the furnace and providing a neutral or reducing atmosphere, as well as preventing the penetration of air (oxygen) into the furnace. The atmosphere has essentially atmospheric pressure with a slight positive pressure inside the furnace to prevent air from entering it. If the sintered material contains a substantial amount of iron powder in the initial mixture, it often turns out that, depending on the carbon content, the iron grains obtained by sintering the pressed particles of iron powder have a microstructure in the middle of iron-rich sections of non-tool steel ranging from ferritic to pearlite mixtures of these two phases. The outer region of the iron grains usually contains martensite resulting from the diffusion of chromium during the sintering process, however, the core remains essentially ferritic or pearlite or is a mixture of ferrite and perlite depending on the amount of carbon added. In the sintering state, the iron-rich phase of non-tool steel or the grain structure consists mainly of perlite in the center, although some ferrite may be present there, and the outer regions of the grains are a mixture of martensite / bainite. If any amount of austenite remains in the sintered product, then, as a rule, it is transformed as a result of cryogenic processing after sintering. During the tempering operation, usually carried out after cryogenic treatment, a partial decomposition of the pearlite phase occurs, leading to the formation of ferritic regions within the iron-rich grains or the iron-rich phase. This may result in a material having reduced wear resistance as well as lower strength due to the presence of ferrite. Post-sintering heat treatment, including cryogenic treatment to convert any remaining γ-phase (austenite) into martensite with subsequent tempering, is intended to reduce the hardness and brittleness of the martensitic phase, and not to decompose perlite, which is an undesirable side effect of the tempering process. Since the vacation is carried out at a temperature exceeding the expected operating temperature, they thereby ensure the particle size stability of the product under its operating conditions (for example, as an insert valve seat in the combustion chamber of an internal combustion engine). However, such a treatment does not affect the presence (apart from the fact that it causes the formation of at least part of the ferrite) of the ferrite phase or its initially poor wear resistance and mechanical properties.
Было установлено, что при использовании способа в соответствии с настоящим изобретением возникает совместное синергетическое (т.е. взаимно усиливающее) действие меди (присутствующей либо в диффузионно-связанном с железом виде, либо в предварительно легированном виде) и хрома, способствующее диффузии меди и хрома по направлению к центру зерен железа; при этом вместо ядра зерен железа, остающегося в виде феррита или перлита либо их смеси, ядра зерен железа превращаются в мартенсит во время обычного охлаждения в печи. Спеченные материалы на основе железа, полученные в соответствии со способом согласно данному изобретению с использованием предварительно легированных железомедных или диффузионно-связанных железомедных порошков, обнаруживают присутствие мартенсита в ядрах богатых железом зерен благодаря диффузии хрома или других способствующих образованию мартенсита элементов в зерна железа. Мартенсит образуется во время охлаждения аустенита, при этом любой оставшийся аустенит трансформируется в результате криогенной обработки после спекания. Во время процесса охлаждения после спекания некоторое количество аустенита может также превратиться в бейнит. Затем мартенсит может быть подвергнут отпуску, образуя структуру отпущенного мартенсита (мартенсита отпуска), легко поддающегося механической обработке. Однако необходимо отметить, что ранее мягкие ферритные/перлитные ядра зерен железа теперь включают в себя более твердый, прочный и более износостойкий материал благодаря использованию способа в соответствии с настоящим изобретением. Вероятно, обработка, применяемая для получения предварительно легированных и диффузионно-связанных железомедных порошков, вызывает по меньшей мере частичную диффузию медной фазы в железную составляющую, а присутствие меди способствует диффузии хрома и других способствующих образованию мартенсита элементов в ядра зерен железа, образующиеся при спекании, таким образом обеспечивая образование мартенсита.It was found that when using the method in accordance with the present invention there is a joint synergistic (i.e. mutually reinforcing) effect of copper (present either in diffusion-bound with iron or in pre-alloyed form) and chromium, which facilitates the diffusion of copper and chromium towards the center of the grains of iron; in this case, instead of a core of iron grains remaining in the form of ferrite or perlite or a mixture thereof, the core of iron grains are converted to martensite during normal cooling in an oven. Sintered iron-based materials obtained in accordance with the method according to this invention using pre-doped iron-copper or diffusion-bonded iron-copper powders detect the presence of martensite in the nuclei of iron-rich grains due to the diffusion of chromium or other martensite-forming elements in the iron grains. Martensite is formed during cooling of austenite, while any remaining austenite is transformed as a result of cryogenic treatment after sintering. During the cooling process after sintering, some austenite may also turn into bainite. Martensite can then be tempered to form a tempered martensite (temper martensite) structure that can be easily machined. However, it should be noted that previously soft ferrite / pearlite iron grain kernels now include a harder, stronger and more wear-resistant material due to the use of the method in accordance with the present invention. It is likely that the treatment used to obtain pre-alloyed and diffusion-bound iron-copper powders causes at least partial diffusion of the copper phase into the iron component, and the presence of copper contributes to the diffusion of chromium and other martensite-forming elements into the nuclei of iron grains formed during sintering, such thus ensuring the formation of martensite.
Например, испытания по получению материалов согласно способу в соответствии с настоящим изобретением и по существу идентичных материалов в соответствии с известными способами пропитки, но с использованием по существу одинаковых параметров обработки, таких как давление прессования и температура спекания, показали положительные результаты использования вышеописанных предварительного сплава железа-меди или диффузионно-связанного железомедного порошка. Материалы, имеющие в основном одинаковый состав, за исключением содержания меди, получают 1) способом в соответствии с настоящим изобретением; 2) одновременным спеканием и пропиткой; и 3) добавлением 13 мас.% порошка элементарной меди к исходной порошковой смеси и их спеканием (т.е. без пропитки и без добавления предварительно легированного железомедного порошка).For example, tests to obtain materials according to the method in accordance with the present invention and essentially identical materials in accordance with known impregnation methods, but using essentially the same processing parameters, such as pressing pressure and sintering temperature, showed positive results using the above-described preliminary alloy of iron - copper or diffusion-bound iron-copper powder. Materials having basically the same composition, with the exception of the copper content, are obtained 1) by the method in accordance with the present invention; 2) simultaneous sintering and impregnation; and 3) by adding 13 wt.% elemental copper powder to the initial powder mixture and sintering it (i.e. without impregnation and without adding pre-alloyed iron-copper powder).
В материалах, получаемых известными способами пропитки в таких же условиях обработки, не происходит такого положительного явления, как образование мартенсита в ядре зерна железа. Анализ при помощи сканирующего электронного микроскопа показывает наличие хрома в ядрах частиц в материалах, полученных способом в соответствии с настоящим изобретением. Следует подчеркнуть, что в сравнительных испытаниях применяют такие же условия обработки, как и при получении коммерчески известных материалов, в настоящее время представляющие собой оптимальные условия обработки с учетом всех факторов.In the materials obtained by known methods of impregnation under the same processing conditions, there is no such positive phenomenon as the formation of martensite in the core of iron grains. Analysis using a scanning electron microscope shows the presence of chromium in the nuclei of particles in the materials obtained by the method in accordance with the present invention. It should be emphasized that in comparative tests the same processing conditions are used as in the preparation of commercially known materials, which currently represent optimal processing conditions taking into account all factors.
Материалы, полученные согласно способу в соответствии с настоящим изобретением, также могут быть подвергнуты после спекания термической обработке, такой как криогенная обработка при -120°С или ниже, для превращения любой остаточной аустенитной фазы в мартенсит с последующим отпуском для придания мартенситу большей мягкости, большей размерной стабильности (безусадочности) и лучшей механической обрабатываемости.The materials obtained according to the method in accordance with the present invention can also be sintered after sintering, such as cryogenic treatment at -120 ° C or lower, to convert any residual austenitic phase into martensite, followed by tempering to give martensite more softness, greater dimensional stability (non-shrinking) and better machinability.
Таким образом, в соответствии с особенностью одного из вариантов осуществления настоящего изобретения порошковая смесь содержит порошковый компонент, включающий в себя относительно нелегированный порошок железа, и порошковый компонент, включающий в себя порошок стали, содержащий, по меньшей мере, некоторое количество хрома или другого элемента, способствующего образованию мартенсита, такого как легирующий элемент, помимо предварительно легированного или диффузионно-связанного железомедного порошка. Альтернативно или дополнительно, порошковая смесь может содержать добавку(и) одноэлементного материала, способствующего образованию мартенсита, например, такого как молибден и/или никель.Thus, in accordance with a feature of one embodiment of the present invention, the powder mixture comprises a powder component including a relatively undoped iron powder and a powder component including a steel powder containing at least some chromium or other element, contributing to the formation of martensite, such as an alloying element, in addition to pre-alloyed or diffusion-bound iron-copper powder. Alternatively or additionally, the powder mixture may contain an additive (s) of a single element material that promotes the formation of martensite, for example, such as molybdenum and / or nickel.
В данном описании приведены примеры, иллюстрирующие использование порошков быстрорежущей стали М3/2, однако в зависимости от применения получаемого из такого порошка изделия может быть использована любая другая подходящая инструментальная или быстрорежущая сталь.Examples are given in this description illustrating the use of M3 / 2 high speed steel powders, however, depending on the application of the product obtained from such powder, any other suitable tool or high speed steel may be used.
Примером альтернативного стального материала является так называемая сталь 316, представляющая собой нержавеющую сталь, содержащую, в мас.%, 17% Cr, 2% Мо, 13% Ni, остальное - Fe, которая по существу не содержит углерода.An example of an alternative steel material is the so-called 316 steel, which is stainless steel containing, in wt.%, 17% Cr, 2% Mo, 13% Ni, the rest is Fe, which is essentially free of carbon.
Таким образом, оказывается, что тот способ, с помощью которого медь введена в спеченный материал на основе железа, т.е. связыванием с железом в процессе предварительной обработки, вызывающей взаимодействие (реакцию) между ними, оказывает неожиданное и синергетическое действие, помогая диффузии хрома или других способствующих образованию мартенсита элементов по матрице на основе железа и обеспечивая превращение в мартенсит при охлаждении после спекания или в результате превращения сохранившегося аустенита при криогенной обработке.Thus, it turns out that the method by which copper is introduced into the sintered material based on iron, i.e. binding to iron in the pre-treatment process, causing an interaction (reaction) between them, has an unexpected and synergistic effect, helping the diffusion of chromium or other elements promoting the formation of martensite on an iron-based matrix and providing transformation into martensite upon cooling after sintering or as a result of transformation of austenite during cryogenic treatment.
Предварительно легированный или диффузионно-связанный железомедный материал может иметь любой желаемый состав, к примеру, железо с 20 мас.% меди (Fe-Cu20). Могут быть приготовлены порошковые смеси, порошковые компоненты которых включают в себя, например: железо, железо-медь, предварительно легированный стальной порошок и порошок углерода. Количество предварительно легированного железомедного порошка зависит от конечного требуемого содержания меди в изделии и от первоначального состава предварительно легированного железомедного порошка.The pre-alloyed or diffusion-bonded iron-copper material can have any desired composition, for example, iron with 20 wt.% Copper (Fe-Cu20). Powder mixtures can be prepared, the powder components of which include, for example: iron, iron-copper, pre-alloyed steel powder and carbon powder. The amount of pre-alloyed iron-copper powder depends on the final required copper content in the product and on the initial composition of the pre-alloyed iron-copper powder.
Использование предварительно легированного и/или диффузионно-связанного железомедного материала в порошковой смеси вместе с порошком элементарной меди не исключается, а в некоторых случаях может даже оказаться полезным. Предварительно легированный и диффузионно-связанный железомедные порошки могут быть также использованы в одной порошковой смеси.The use of pre-alloyed and / or diffusion-bound iron-copper material in a powder mixture together with elemental copper powder is not excluded, and in some cases it may even be useful. Pre-alloyed and diffusion-bound iron-copper powders can also be used in a single powder mixture.
Предварительно легированный железомедный материал несколько более эффективно способствует образованию мартенсита в зернах железа, чем диффузионно-связанный железомедный материал. Следовательно, предпочтительным является использование именно предварительно легированного железомедного материала, однако следует указать на то, что в результате использования диффузионно-связанного железомедного материала мартенсит получают после спекания и последующей обработки, в то время как использование известных пропитанных материалов не приводит к получению мартенсита в ядрах зерен железа, и при этом ядра содержат только смеси перлита и феррита.Pre-alloyed iron-copper material is somewhat more effective in promoting the formation of martensite in iron grains than diffusion-bound iron-copper material. Therefore, it is preferable to use a pre-alloyed iron-copper material, however, it should be pointed out that as a result of the use of diffusion-bonded iron-copper material, martensite is obtained after sintering and subsequent processing, while the use of known impregnated materials does not lead to martensite in grain kernels iron, and in this case the nuclei contain only mixtures of perlite and ferrite.
В соответствии со вторым аспектом настоящего изобретения предложено спеченное изделие, полученное в результате осуществления первого аспекта настоящего изобретения.In accordance with a second aspect of the present invention, there is provided a sintered product obtained by carrying out the first aspect of the present invention.
Для более полного понимания настоящего изобретения и только для иллюстрации ниже приведены следующие примеры со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых:For a more complete understanding of the present invention and for illustration only, the following examples are given with reference to the accompanying drawings, in which:
фиг.1 представляет собой гистограмму, показывающую износ вставных седел клапанов при испытании в двигателе материала, полученного в соответствии с настоящим изобретением; аfigure 1 is a histogram showing the wear of plug-in valve seats when testing in the engine material obtained in accordance with the present invention; but
фиг.2 показывает график износа инструмента в зависимости от количества обработанных деталей из материалов, полученных в соответствии с настоящим изобретением, и известного материала.figure 2 shows a graph of tool wear depending on the number of machined parts from materials obtained in accordance with the present invention, and known material.
Материал вставного седла клапана - пример 1Valve Insert Seat Material - Example 1
Порошковые смеси на основе железа обычного состава, применяемые при получении вставных седел клапанов для двигателей внутреннего сгорания, приготавливают различными способами. Состав порошковых смесей с точки зрения действительно составляющих порошки компонентов, применяемых для их получения, указан ниже в таблице 1:Iron-based powder mixtures of the usual composition used in the preparation of plug-in valve seats for internal combustion engines are prepared in various ways. The composition of the powder mixtures from the point of view of the components actually used in the powders used to obtain them is shown in Table 1 below:
Пример 1 иллюстрирует материал, приготовленный способом в соответствии с настоящим изобретением, в котором все железо и часть меди добавляют в виде предварительно легированного порошка из железа с 20 мас.% меди. Предварительно легированный порошок обеспечивает наличие приблизительно 9,5 мас.% меди, содержащейся в готовом материале. Остальные 6 мас.% добавляют к исходной порошковой смеси в виде порошка элементарной меди, доводя общее содержание меди до 15 мас.%. Предварительно легированный стальной порошок представляет собой полученный при распылении водой порошок стали М3/2, имеющий следующий номинальный состав: 1% С, 4% Cr, 5% Мо, 3% V, 5% W. Поскольку добавляют всего лишь 6 мас.% порошка элементарной меди, то сегрегация сведена к минимуму.Example 1 illustrates the material prepared by the method in accordance with the present invention, in which all the iron and part of the copper is added in the form of pre-alloyed powder of iron with 20 wt.% Copper. Pre-alloyed powder provides approximately 9.5% by weight of copper contained in the finished material. The remaining 6 wt.% Added to the original powder mixture in the form of elemental copper powder, bringing the total copper content to 15 wt.%. Pre-alloyed steel powder is an M3 / 2 steel powder obtained by spraying with water, having the following nominal composition: 1% C, 4% Cr, 5% Mo, 3% V, 5% W. Since only 6 wt.% Of the powder is added elemental copper, then segregation is minimized.
Пример 1а иллюстрирует порошковую смесь, в которой весь содержащийся железный порошок представляет собой порошок чистого железа, а медь представлена в виде 13 мас.% порошка элементарной меди. Поскольку материал с таким высоким содержанием порошка элементарной меди, как правило, не может быть получен по вышеуказанным причинам, материал получают для того, чтобы определить влияние содержания меди на характеристики диффузии хрома в железную составляющую.Example 1a illustrates a powder mixture in which all the iron powder contained is pure iron powder and copper is presented as 13 wt.% Elemental copper powder. Since a material with such a high content of elemental copper powder, as a rule, cannot be obtained for the above reasons, the material is obtained in order to determine the effect of the copper content on the diffusion characteristics of chromium in the iron component.
Пример 1b иллюстрирует известный из уровня техники способ, описанный в GB-A-2188062, в соответствии с которым содержание меди обеспечивают в результате одновременного осуществления спекания и стадии пропитки.Example 1b illustrates the prior art method described in GB-A-2188062, in which the copper content is provided as a result of a simultaneous sintering and impregnation step.
Все порошки смешивали согласно установленным правилам в Y-образном коническом смесителе. Давление прессования в каждом случае составляло 650-800 МПа с последующим спеканием при температуре приблизительно 1100°С в конвейерной печи, причем порошки из всех примеров спекали в одинаковых условиях. После спекания порошки из всех примеров подвергали криогенной обработке при температуре -120°С для превращения оставшегося в структуре аустенита (γ-фаза), а затем отпускали при 600°С в течение 2 часов с целью смягчения мартенсита, улучшения размерной стабильности и механической обрабатываемости.All powders were mixed according to established rules in a Y-shaped conical mixer. The pressing pressure in each case was 650-800 MPa, followed by sintering at a temperature of approximately 1100 ° C in a conveyor furnace, and the powders from all examples were sintered under the same conditions. After sintering, the powders from all examples were subjected to cryogenic treatment at a temperature of -120 ° С to transform the austenite remaining in the structure (γ-phase), and then released at 600 ° С for 2 hours in order to soften martensite, improve dimensional stability and mechanical workability.
В приводимой ниже таблице 2 указаны действительные составы с точки зрения составляющих элементов, плотность спеченного материала и его конечная твердость после криогенной обработки и отпуска, осуществляемых в ходе термообработки после спекания.The following table 2 shows the actual compositions in terms of constituent elements, the density of the sintered material and its final hardness after cryogenic processing and tempering carried out during heat treatment after sintering.
Изучение микроструктуры образцов, полученных в соответствии с примером 1, показало наличие отпущенной мартенситной структуры даже в ядрах зерен железа. Мартенсит образовывался при охлаждении от температуры спекания. Криогенную обработку применяли для превращения любого аустенита, оставшегося в фазе М3/2 материала, в мартенсит. Превращение аустенита в мартенсит нелегко рассмотреть под микроскопом, поэтому такое превращение подтверждалось повышением твердости при превращении аустенита в мартенсит.The study of the microstructure of the samples obtained in accordance with example 1 showed the presence of a tempered martensitic structure even in the nuclei of iron grains. Martensite formed upon cooling from sintering temperature. Cryogenic treatment was used to convert any austenite remaining in the M3 / 2 phase of the material into martensite. The conversion of austenite to martensite is not easy to examine under a microscope, therefore, such a conversion was confirmed by an increase in hardness during the conversion of austenite to martensite.
Образцы из примера 1а показывали микроструктуру, включающую в себя некоторое количество мартенсита, образовавшегося при охлаждении от температуры спекания, и оставшийся аустенит. После криогенной обработки оставшийся аустенит превратился в мартенсит в областях М3/2, при этом зерна железа содержали в основном перлит (фаза, включающая в себя пластинчатую структуру из феррита и цементита) и некоторое количество феррита. Перлит образовывался благодаря порошку углерода, добавленному в виде графита, однако в силу отсутствия хрома в ядрах зерен железа мартенсит не образовывался. При отпуске происходило сильное разложение перлита, и объемная доля феррита возрастала по сравнению с его долей в состоянии сразу после спекания. Таким образом, износостойкость материала из примера 1а ниже, так же как и механические свойства, что подтверждено результатами измерения твердости.The samples from Example 1a showed a microstructure including some martensite formed upon cooling from the sintering temperature and the remaining austenite. After cryogenic treatment, the remaining austenite turned into martensite in the M3 / 2 regions, while the iron grains mainly contained perlite (a phase including a lamellar structure of ferrite and cementite) and some ferrite. Perlite was formed due to carbon powder added in the form of graphite, however, due to the absence of chromium in the nuclei of iron grains, martensite was not formed. During tempering, perlite was strongly decomposed, and the volume fraction of ferrite increased compared to its fraction in the state immediately after sintering. Thus, the wear resistance of the material from Example 1a is lower, as well as the mechanical properties, as confirmed by the results of hardness measurements.
Образцы из примера 1b показывали почти такую же структуру и свойства, как и образцы из примера 1а. Данный материал получали в соответствии с известным способом, описанным в GB-A-2188062. Твердость материала из примера 1b несколько выше твердости материала из примера 1а, что объясняется более высокой плотностью материала после пропитки. Однако материал из примера 1b имеет после отпуска большое количество по своей сущности (природе) более слабых ферритных областей, а не желательную отпущенную мартенситную структуру, наблюдавшуюся в материале из примера 1, полученном в соответствии со способом согласно настоящему изобретению.Samples from example 1b showed almost the same structure and properties as the samples from example 1a. This material was obtained in accordance with the known method described in GB-A-2188062. The hardness of the material from example 1b is slightly higher than the hardness of the material from example 1a, which is explained by the higher density of the material after impregnation. However, the material from Example 1b has, after tempering, a large amount of weaker ferritic regions, inherently (nature), rather than the desired tempered martensitic structure observed in the material from Example 1 obtained in accordance with the method of the present invention.
Фиг.1 представляет гистограмму износа вставного седла клапана, изготовленного из материала согласно примеру 1 и установленного в выхлопных позициях 1,8-литрового 4-цилиндрового 16-клапанного двигателя, проработавшего 180 часов при 6000 об/мин на не содержащем свинца бензине, при этом двигатель имел клапаны, посадочные поверхности которых были обработаны сплавом Stellite (торговое наименование). Критерием успеха в данном испытании является то, что износ вставного седла клапана не должен превышать 100 мкм. Как следует из фиг.1, максимальный износ седла клапана в позиции 4 составлял 60 мкм, при этом износ всех остальных вставных седел составлял приблизительно 30 мкм или менее.Figure 1 is a histogram of the wear of a valve seat made of material according to example 1 and installed in the exhaust positions of a 1.8-liter 4-cylinder 16-valve engine, which worked 180 hours at 6000 rpm on lead-free gasoline the engine had valves whose seating surfaces were machined with Stellite alloy (trade name). The criterion for success in this test is that the wear on the valve seat must not exceed 100 microns. As follows from figure 1, the maximum wear of the valve seat in position 4 was 60 μm, while the wear of all other insert seats was approximately 30 μm or less.
Таким образом, из примеров 1, 1a и 1b очевидно, что единственным существенным различием при получении материалов в них является способ, с помощью которого в спеченный материал вводили медь. Скорее всего, улучшенная структура и свойства непосредственно связаны с использованием предварительно легированных железомедных материалов, в которых по меньшей мере часть меди неразрывно связана с железом, и являются результатом усиленной диффузии, обеспечиваемой данным предварительно легированным материалом.Thus, from examples 1, 1a and 1b, it is obvious that the only significant difference in obtaining materials in them is the method by which copper was introduced into the sintered material. Most likely, the improved structure and properties are directly related to the use of pre-alloyed iron-copper materials, in which at least part of the copper is inextricably linked to iron, and are the result of enhanced diffusion provided by this pre-alloyed material.
Пример 2Example 2
Получали порошковую смесь, включающую в себя 45 мас.% порошка инструментальной стали М3/2, 0,55 мас.% С, 1 мас.% MoS2, 6 мас.% Cu и 47,45 мас.% Fe-Cu20 (диффузионно-связанный порошок), 0,75 мас.% восковой смазки. Полученную смесь прессовали в неспеченные прессовки при 770 МПа, при этом плотность до спекания составляла 7,1 Мг·м-3, и спекали при температуре приблизительно 1100°С в конвейерной печи в атмосфере непрерывного потока азота-водорода. Спеченные изделия подвергали криогенной обработке при температуре -120°С или ниже, превращая сохранившийся аустенит в мартенсит, и наконец отпускали при температуре 600°С. Плотность спеченного материала составляла 7,0 Мг·м-3. Твердость спеченного материала составляла 61 HRA, плотность обработанного криогенным способом материала - 56 HRA, а плотность обработанного криогенным способом и отпущенного материала - 62-65 HRA.A powder mixture was obtained comprising 45 wt.% Powder of tool steel M3 / 2, 0.55 wt.% C, 1 wt.% MoS 2 , 6 wt.% Cu and 47.45 wt.% Fe-Cu20 (diffusion -bonded powder), 0.75 wt.% wax grease. The resulting mixture was pressed into unsintered compacts at 770 MPa, the density before sintering was 7.1 Mg · m -3 , and sintered at a temperature of approximately 1100 ° C in a conveyor furnace in an atmosphere of a continuous stream of nitrogen-hydrogen. Sintered products were subjected to cryogenic treatment at a temperature of -120 ° C or lower, turning the remaining austenite into martensite, and finally released at a temperature of 600 ° C. The density of the sintered material was 7.0 Mg · m -3 . The hardness of the sintered material was 61 HRA, the density of the cryogenically processed material was 56 HRA, and the density of the cryogenically processed and tempered material was 62-65 HRA.
Микроструктура материала из примера 2 (полученного с использованием диффузионно-связанного железомедного порошка) после отпуска (осуществляемого после спекания и криогенной обработки) имеет небольшие редкие области феррита в богатой железом фазе неинструментальной стали. Однако данная богатая железом фаза состоит по существу из перлита, а не обширных областей феррита, как обычно наблюдается в известном материале, полученном с использованием технологии пропитки.The microstructure of the material from example 2 (obtained using diffusion-bound iron-copper powder) after tempering (carried out after sintering and cryogenic treatment) has small rare ferrite regions in the iron-rich phase of non-tool steel. However, this iron-rich phase consists essentially of perlite, and not large areas of ferrite, as is commonly observed in known material obtained using impregnation technology.
Пример 3Example 3
Получали смесь, включающую в себя (в мас.%): 75% предварительно легированного порошка Fe-Cu20, 23% порошка нержавеющей стали 316, 0,75% порошка MoS2 и 1% порошка углерода, и обозначали ее N1. Нержавеющая сталь 316 имела следующий состав: 17% Cr, 2% Мо, 13% Ni, стальное - Fe. Материал из сравнительного примера, обозначенный буквой N, получали из следующей смеси (мас.%): 70,9% нелегированного железного порошка, 27% порошка нержавеющей стали 316, 0,9% порошка MoS2 и 1,2% порошка углерода. Оба материала прессовали при 770 МПа. Однако материал N1 подвергали только спеканию (поскольку он содержит приблизительно 15 мас.% Cu, обеспечиваемого предварительным сплавом Fe-Cu), а материал N подвергали одновременному спеканию и пропитке в соответствии с известным способом. Оба материала N1 и N имели следующий окончательный теоретически общий состав (мас.%): 1% С, 3,9% Cr, 15% Cu, 0,9% Мо, 3% Ni, 0,3% S, остальное - Fe. Стадии спекания/пропитки осуществляли при температуре приблизительно 1100°С под током азота/водорода. После спекания оба материала подвергали криогенной обработке и отпуску.A mixture was obtained including (in wt.%): 75% pre-alloyed Fe-Cu20 powder, 23% 316 stainless steel powder, 0.75% MoS 2 powder and 1% carbon powder, and was designated N1. 316 stainless steel had the following composition: 17% Cr, 2% Mo, 13% Ni, steel - Fe. The material from the comparative example, indicated by the letter N, was obtained from the following mixture (wt.%): 70.9% unalloyed iron powder, 27% 316 stainless steel powder, 0.9% MoS 2 powder, and 1.2% carbon powder. Both materials were pressed at 770 MPa. However, material N1 was only sintered (since it contains approximately 15 wt.% Cu, provided by Fe-Cu pre-alloy), and material N was subjected to simultaneous sintering and impregnation in accordance with a known method. Both materials N1 and N had the following final theoretical total composition (wt.%): 1% C, 3.9% Cr, 15% Cu, 0.9% Mo, 3% Ni, 0.3% S, the rest was Fe . Sintering / impregnation stages were carried out at a temperature of approximately 1100 ° C under a stream of nitrogen / hydrogen. After sintering, both materials were subjected to cryogenic treatment and tempering.
Материал N1 показывал микроструктуру, не содержащую феррита даже в ядрах зерен, преимущественно представляющих собой железо. Данный материал по существу имел структуру отпущенного мартенсита. С другой стороны, материал N имел большое содержание феррита в зернах железа с перлитной структурой в зонах перехода между бывшими частицами железа и частицами нержавеющей стали 316, даже несмотря на несколько большее содержание углерода (1,2%) в данном материале. Таким образом, в полученной после обработки структуре наглядно видно влияние меди, неразрывно связанной с железом.Material N1 showed a microstructure not containing ferrite even in the nuclei of grains, predominantly iron. This material essentially had the structure of tempered martensite. On the other hand, material N had a high ferrite content in pearlite-grained iron grains in the transition zones between the former iron particles and 316 stainless steel particles, even despite a slightly higher carbon content (1.2%) in this material. Thus, in the structure obtained after processing, the effect of copper, inextricably linked with iron, is clearly visible.
Пример 4Example 4
В соответствии с настоящим изобретением получали дополнительные смеси, обозначенные как материалы FMCA и FMCD. Составы смешения данных материалов с точки зрения компонентов порошковой смеси представлены ниже в таблице 3.In accordance with the present invention received additional mixtures designated as materials FMCA and FMCD. The mixing compositions of these materials in terms of the components of the powder mixture are presented below in table 3.
Материалы прессовали при 770 МПа и спекали при температуре приблизительно 1100°С в атмосфере непрерывно подаваемого газа, как и в предыдущих примерах. Полученные плотности и твердости спеченных материалов представлены ниже в таблице 4. Данные образцы не подвергали термической обработке после спекания.The materials were pressed at 770 MPa and sintered at a temperature of approximately 1100 ° C in an atmosphere of continuously supplied gas, as in the previous examples. The obtained densities and hardnesses of sintered materials are presented below in table 4. These samples were not subjected to heat treatment after sintering.
Для получения материала FMCA в соответствии с настоящим изобретением в исходной порошковой смеси использовали предварительно легированный порошок Fe-Cu и 0,5% порошка элементарного Мо. В материале FMCA обнаружили обширные богатые Мо зоны, а также мартенситные и бейнитные области, связанные с указанными зонами. В материале FMCA также обнаружили карбиды, расположенные по границам зерен. Микроструктура материала FMCA несколько напоминает структуру сравнительного материала, обозначенного буквами FMC (нелегированный железный порошок, 1,35% С, 0,5% Мо), в котором содержание меди обеспечивали одновременным спеканием и пропиткой в соответствии с известным способом. Помимо стадии пропитки условия спекания были такими же, как и для спекания материалов FMCA и FMCD. В материале FMC по границам зерен присутствовал карбид, матрица представляла собой перлит, а богатые Мо зоны, связанные с частицами Мо, присутствовали, но в небольшом количестве по сравнению с материалом FMCA.To obtain the FMCA material in accordance with the present invention, pre-doped Fe-Cu powder and 0.5% elemental Mo powder were used in the initial powder mixture. In the FMCA material, extensive rich Mo zones were found, as well as martensitic and bainitic regions associated with these zones. Carbides located along grain boundaries were also found in the FMCA material. The microstructure of the FMCA material somewhat resembles the structure of the comparative material designated by the letters FMC (unalloyed iron powder, 1.35% C, 0.5% Mo), in which the copper content was provided by simultaneous sintering and impregnation in accordance with a known method. In addition to the impregnation step, the sintering conditions were the same as for the sintering of FMCA and FMCD materials. Carbide was present in the FMC material at the grain boundaries, the matrix was perlite, and Mo-rich zones associated with Mo particles were present, but in small amounts compared to the FMCA material.
Во время спекания MoS2, присутствующий в материале FMCD, подвергается частичному разложению и отдает свободный Мо структуре, потенциально способной образовывать локализованную мартенситную/бейнитную структуру, связанную с богатыми Мо зонами. Некоторое количество серы из разложившегося MoS2 взаимодействует с железом и медью, образуя металлические сульфиды, улучшающие способность к механической обработке. В материале FMCD не наблюдалось карбидных сеток, а матрица была перлитной.During sintering, MoS 2 present in the FMCD material undergoes partial decomposition and gives up a free Mo structure, which is potentially capable of forming a localized martensitic / bainitic structure associated with rich Mo zones. A certain amount of sulfur from the decomposed MoS 2 interacts with iron and copper to form metallic sulfides, which improve machining ability. No carbide networks were observed in the FMCD material, and the matrix was pearlitic.
Фиг.2 представляет собой график износа инструмента в зависимости от количества обработанных деталей из материалов FMC, FMCA и FMCD. Данная фигура подтверждает, что механическая обрабатываемость материалов, полученных с использованием предварительно легированных порошков Fe-Cu, способствующих образованию обширных мартенситных/бейнитных областей, не ухудшается несмотря на полученные таким образом структуры из более прочных и более износостойких материалов. В самом деле, механическая обрабатываемость материалов FMCA и FMCD выше обрабатываемости материала FMC, полученного с использованием известного способа.Figure 2 is a graph of tool wear depending on the number of machined parts from materials FMC, FMCA and FMCD. This figure confirms that the mechanical workability of materials obtained using pre-doped Fe-Cu powders, contributing to the formation of extensive martensitic / bainitic regions, does not deteriorate despite the structures thus obtained from more durable and more wear-resistant materials. In fact, the machinability of the materials FMCA and FMCD is higher than the machinability of the material FMC obtained using the known method.
Claims (20)
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| GB0101770.6 | 2001-01-24 | ||
| GB0101770A GB0101770D0 (en) | 2001-01-24 | 2001-01-24 | Sintered ferrous material |
| GB0120401.5 | 2001-08-22 | ||
| GB0120401A GB0120401D0 (en) | 2001-08-22 | 2001-08-22 | Sintered Ferrous Material |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2003125845A RU2003125845A (en) | 2005-01-27 |
| RU2280706C2 true RU2280706C2 (en) | 2006-07-27 |
Family
ID=26245610
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2003125845/02A RU2280706C2 (en) | 2001-01-24 | 2002-01-17 | Iron-based copper-containing sintered article and method of its production |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20040112173A1 (en) |
| EP (1) | EP1370704B1 (en) |
| JP (1) | JP2004520486A (en) |
| KR (1) | KR20030070116A (en) |
| CN (1) | CN1314824C (en) |
| AT (1) | ATE294255T1 (en) |
| BR (1) | BR0206677A (en) |
| DE (1) | DE60203893T2 (en) |
| ES (1) | ES2237669T3 (en) |
| GB (1) | GB2386908B (en) |
| PL (1) | PL200915B1 (en) |
| RU (1) | RU2280706C2 (en) |
| WO (1) | WO2002059388A1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2775243C2 (en) * | 2020-09-29 | 2022-06-28 | Публичное акционерное общество "Русполимет" | Method for producing article by hot isostatic pressing of carbide steels from chip waste of metal-cutting manufacture |
Families Citing this family (28)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE0203135D0 (en) * | 2002-10-23 | 2002-10-23 | Hoeganaes Ab | Dimensional control |
| GB2429464B (en) * | 2005-08-23 | 2009-04-15 | Federal Mogul Sintered Prod | Manufacture of a ferrous article |
| CN101516549A (en) * | 2006-07-21 | 2009-08-26 | 霍加纳斯公司（Publ） | Iron-based powder |
| JP5384079B2 (en) * | 2008-10-29 | 2014-01-08 | Ｎｔｎ株式会社 | Sintered bearing |
| WO2011108959A2 (en) * | 2010-03-01 | 2011-09-09 | The Federal State Educational Institution Of The Higher Professional Education "National University Of Science And Technology "Misis" | Copper based binder for the fabrication of diamond tools |
| JP6141181B2 (en) * | 2010-05-19 | 2017-06-07 | ヘガナーズ・コーポレーション | Compositions and methods for improved dimensional control in iron powder metallurgy applications |
| AT509868B1 (en) * | 2010-06-10 | 2011-12-15 | Miba Sinter Austria Gmbh | CONSTRUCTION ELEMENT WITH REDUCED METAL HINGING |
| JP2012126972A (en) * | 2010-12-16 | 2012-07-05 | Jfe Steel Corp | Alloy steel powder for powder metallurgy, iron-based sintered material, and method for manufacturing the same |
| JP6229499B2 (en) * | 2012-01-18 | 2017-11-15 | 日立金属株式会社 | Dust core, coil component, and method for manufacturing dust core |
| DE102012013226A1 (en) | 2012-07-04 | 2014-01-09 | Bleistahl-Produktions Gmbh & Co Kg | High heat conducting valve seat ring |
| JP5859395B2 (en) * | 2012-07-27 | 2016-02-10 | 日立オートモティブシステムズ株式会社 | Piston for internal combustion engine and method for manufacturing the piston |
| CN103131930A (en) * | 2013-03-07 | 2013-06-05 | 江苏大学 | Method for preparing powdery high-speed steel piece |
| JP6213809B2 (en) * | 2013-03-12 | 2017-10-18 | 日立金属株式会社 | Powder magnetic core, coil component using the same, and method for manufacturing powder magnetic core |
| JP6194613B2 (en) * | 2013-03-29 | 2017-09-13 | 日立化成株式会社 | Iron-based sintered alloy for sliding member and manufacturing method thereof |
| WO2015008813A1 (en) * | 2013-07-17 | 2015-01-22 | 日立金属株式会社 | Dust core, coil component using same and process for producing dust core |
| CN103758746B (en) * | 2014-01-17 | 2015-10-28 | 钢铁研究总院 | A kind of steel-bimetal copper-steel rotor and manufacture method thereof |
| WO2017043094A1 (en) * | 2015-09-11 | 2017-03-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Method for producing mixed powder for powder metallurgy, method for producing sintered compact, and sintered compact |
| KR102097956B1 (en) | 2015-09-18 | 2020-04-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Mixed powder for powder metallurgy, sintered body, and method of manufacturing sintered body |
| ITUA20165254A1 (en) * | 2016-06-28 | 2017-12-28 | Antonino Rinella | CRIOTEMPRATI METALLIC MATERIALS, EQUIPPED WITH A HIGH ABILITY TO ABSORB ENERGY OF ELASTIC DEFORMATION, INTENDED FOR THE CONSTRUCTION OF PROTECTIVE REINFORCEMENT FOR PERFORATING RESISTANT TIRES AND LACERATIONS. |
| CN106222566B (en) * | 2016-08-23 | 2018-10-09 | 秦皇岛市雅豪新材料科技有限公司 | A kind of superhard material products rare earth special adjusts water atomization Fe-Cu pre-alloyed powders and preparation method thereof |
| CN106694885B (en) * | 2016-12-15 | 2018-12-28 | 江门市佳久新材料科技有限公司 | A kind of screw compressor powder metallurgical stainless steel alloy balance weight |
| CN106636856A (en) * | 2016-12-15 | 2017-05-10 | 江门市佳久新材料科技有限公司 | High density stainless steel alloy material for powder metallurgy |
| CN107052350B (en) * | 2017-06-16 | 2019-10-11 | 大连理工大学 | A method of connection tungsten material and copper material |
| US11951547B2 (en) | 2017-10-30 | 2024-04-09 | Tpr Co., Ltd. | Valve guide made of iron-based sintered alloy and method of producing same |
| JP2021504580A (en) * | 2017-11-30 | 2021-02-15 | ジーケーエヌ シンター メタルズ、エル・エル・シー | Powder metal alloy composition of sintered powder metal inserts for aluminum castings |
| US10780491B2 (en) | 2018-01-11 | 2020-09-22 | Ford Global Technologies, Llc | Aluminum casting design with alloy set cores for improved intermetallic bond strength |
| DE102020213651A1 (en) * | 2020-10-29 | 2022-05-05 | Mahle International Gmbh | Wear-resistant, highly thermally conductive sintered alloy, especially for bearing applications and valve seat inserts |
| CN112756608A (en) * | 2020-12-14 | 2021-05-07 | 北京有研粉末新材料研究院有限公司 | Preparation method for in-situ generation of liquid absorbent core material of copper-clad iron heat pipe |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CH275201A (en) * | 1948-07-08 | 1951-05-15 | Plansee Metallwerk | Alloy sintered steel. |
| US3583864A (en) * | 1969-05-05 | 1971-06-08 | Pfizer & Co C | Chemical process of producing an iron-copper alloy powder |
| GB1339132A (en) * | 1970-05-28 | 1973-11-28 | Brico Eng | Ferrous alloys |
| US3752712A (en) * | 1971-06-07 | 1973-08-14 | Domtar Ltd | Iron copper prealloys |
| BE793539A (en) * | 1971-12-30 | 1973-06-29 | Int Nickel Ltd | IMPROVEMENTS RELATED TO POWDER COMPRESSION |
| US3860457A (en) * | 1972-07-12 | 1975-01-14 | Kymin Oy Kymmene Ab | A ductile iron and method of making it |
| US4064914A (en) * | 1974-05-08 | 1977-12-27 | Union Carbide Corporation | Porous metallic layer and formation |
| US4678510A (en) * | 1985-12-24 | 1987-07-07 | General Motors Corporation | Wear resistant iron powder article |
| CA1337468C (en) * | 1987-08-01 | 1995-10-31 | Kuniaki Ogura | Alloyed steel powder for powder metallurgy |
| GB8723818D0 (en) * | 1987-10-10 | 1987-11-11 | Brico Eng | Sintered materials |
| GB8921260D0 (en) * | 1989-09-20 | 1989-11-08 | Brico Engineering Company | Sintered materials |
| US5529604A (en) * | 1995-03-28 | 1996-06-25 | Ametek, Specialty Metal Products Division | Modified stainless steel powder composition |
-
2002
- 2002-01-17 KR KR10-2003-7009507A patent/KR20030070116A/en not_active Application Discontinuation
- 2002-01-17 RU RU2003125845/02A patent/RU2280706C2/en not_active IP Right Cessation
- 2002-01-17 WO PCT/GB2002/000176 patent/WO2002059388A1/en active IP Right Grant
- 2002-01-17 GB GB0315414A patent/GB2386908B/en not_active Expired - Fee Related
- 2002-01-17 CN CNB028039203A patent/CN1314824C/en not_active Expired - Fee Related
- 2002-01-17 JP JP2002559869A patent/JP2004520486A/en active Pending
- 2002-01-17 AT AT02715503T patent/ATE294255T1/en not_active IP Right Cessation
- 2002-01-17 PL PL362787A patent/PL200915B1/en not_active IP Right Cessation
- 2002-01-17 BR BR0206677-7A patent/BR0206677A/en not_active Application Discontinuation
- 2002-01-17 EP EP02715503A patent/EP1370704B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2002-01-17 ES ES02715503T patent/ES2237669T3/en not_active Expired - Lifetime
- 2002-01-17 DE DE60203893T patent/DE60203893T2/en not_active Expired - Fee Related
- 2002-01-17 US US10/470,144 patent/US20040112173A1/en not_active Abandoned
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2775243C2 (en) * | 2020-09-29 | 2022-06-28 | Публичное акционерное общество "Русполимет" | Method for producing article by hot isostatic pressing of carbide steels from chip waste of metal-cutting manufacture |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| PL200915B1 (en) | 2009-02-27 |
| GB2386908B (en) | 2004-09-29 |
| CN1488006A (en) | 2004-04-07 |
| JP2004520486A (en) | 2004-07-08 |
| DE60203893D1 (en) | 2005-06-02 |
| EP1370704B1 (en) | 2005-04-27 |
| PL362787A1 (en) | 2004-11-02 |
| WO2002059388A1 (en) | 2002-08-01 |
| RU2003125845A (en) | 2005-01-27 |
| US20040112173A1 (en) | 2004-06-17 |
| GB0315414D0 (en) | 2003-08-06 |
| DE60203893T2 (en) | 2006-01-19 |
| ATE294255T1 (en) | 2005-05-15 |
| CN1314824C (en) | 2007-05-09 |
| EP1370704A1 (en) | 2003-12-17 |
| KR20030070116A (en) | 2003-08-27 |
| ES2237669T3 (en) | 2005-08-01 |
| GB2386908A (en) | 2003-10-01 |
| BR0206677A (en) | 2004-01-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2280706C2 (en) | Iron-based copper-containing sintered article and method of its production | |
| CA1337748C (en) | Sintered materials | |
| EP1002883B1 (en) | Powdered metal valve seat insert | |
| CA2725652C (en) | Iron-based pre-alloyed powder | |
| KR101245069B1 (en) | A powder metal engine composition | |
| US5188659A (en) | Sintered materials and method thereof | |
| EP0752015B1 (en) | A method of making a sintered article | |
| WO2009024809A1 (en) | A valve seat insert and its method of production | |
| KR100691097B1 (en) | Sintered steel material | |
| EP0980443B1 (en) | Method of forming a component by sintering an iron-based powder mixture | |
| WO2002072904A1 (en) | Sintered ferrous materials | |
| JPS6140001B2 (en) | ||
| Trabadelo et al. | PM Steels: Processing And Characterisation Of PM T42 HSS For Its Application As Valve Seat Inserts In Diesel Engines |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20090118 |