TWI482865B - 高強度低合金之燒結鋼 - Google Patents

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Description

高強度低合金之燒結鋼
本發明係關於一種基於鐵之低合金粉末以及含有該粉末及添加劑之粉末組成物；自該粉末組成物製造燒結組件之方法；及由該粉末組成物製成之燒結組件。該粉末及該粉末組成物經設計用於以有成本效益之方式製造粉末燒結零件。
在工業中，由壓實及燒結金屬粉末組成物製造金屬產品的使用已變得日益普遍。製造出多種具有不同形狀及厚度之不同產品且在希望降低成本的同時不斷提昇品質要求。由於藉由壓製及燒結鐵粉組成物獲得需要最少程度之機械加工以達到最終形狀之淨形組件或近淨形組件以及高材料利用度，所以此項技術具有優於形成金屬零件之習知技術(諸如自條料或鍛件模製或機械加工)之巨大優勢。
然而，與壓製及燒結方法相關之一個問題為燒結組件含有一定量的孔，會降低組件之強度。主要有兩種方式來克服由組件多孔性引起的對機械特性之負面影響。1)可藉由引入諸如碳、銅、鎳、鉬等合金元素來增加燒結組件之強度。2)可藉由增加粉末組成物之可壓縮性及/或對於較高壓坯密度增加壓實壓力或增加組件在燒結期間之收縮率來降低燒結組件之孔隙率。實際上，應用藉由添加合金元素來增加組件強度與將孔隙率降至最低之組合。
有3種常見方式來使鐵粉合金化：預合金化、摻合及擴散合金化。預合金化的一個優勢在於確保合金元素在整個合金中良好分佈。然而，缺點在於可壓縮性隨預合金化材料中之合金元素含量而降低。當藉由摻合添加合金元素時，不會對可壓縮性產生不利影響。然而，可能存在分佈及分離問題，因為合金元素粒子常需要比基質材料粒子小得多以便促進在燒結期間擴散。擴散接合為一種提供中道解決方案之技術。將合金元素摻合至基質材料中，繼而在還原氛圍中進行熱處理，使較小合金元素粒子藉由擴散接合至較大粒子，從而在維持良好可壓縮性的同時降低分離之風險。
鉻作為合金元素用於藉由固溶硬化來增加基質強度。鉻亦將增加燒結體之可硬化性、抗氧化性及耐磨性。當今存在包括鉻作為合金元素之解決方案。然而，此等產品在燒結期間需要經極佳控制之氛圍以產生正面影響。本發明係關於一種不包括鉻之合金，因此使得對燒結爐設備及/或控制之要求降低。
在燒結期間，經壓實或壓製之組件(即生坯組件)之金屬粉末粒子共同以固態擴散從而形成穩固接合，即形成所謂之燒結頸。產生適用於低或中等效能應用之相對高緻密淨形零件或近淨形零件。典型地，燒結品係由與銅及石墨混合之鐵粉製造。其他類型之所提材料包括用鎳及鉬及少量錳預合金化以增強鐵之可硬化性而不形成穩定氧化物之鐵粉。亦通常添加機械加工性增強劑，諸如MnS。
已成功地藉由壓製及燒結技術製造各種機動車零件。需要改良燒結零件之效能以使得更多零件可用此有成本效益之技術來置換。然而，機動車零件製造為一種具有嚴格效能、設計及耐久性要求之高容量及價格敏感性的應用。因此非常需要有成本效益之材料。
US 3,901,661、US 4,069,044、US 4,266,974、US 5,605,559、US 6,348,080及WO 03/106079描述含鉬粉末。當使用經鉬預合金化之粉末製造壓製及燒結之零件時，易於在燒結零件中形成變韌體(bainite)。特定而言，當使用具有低鉬含量之粉末時，所形成之變軔體為粗糙的，會削弱機械加工性，其尤其對於需要良好機械加工性之組件而言會成問題。另外，鉬作為合金元素極為昂貴。
然而，在US 5,605,559中，已用Mo合金粉末藉由將Mn含量保持極低而獲得精細波來體(pearlite)之微結構。據稱Mo藉由使碳化鉬進行溶液硬化及沈澱硬化及其類似者來改良鋼之強度。然而，當Mo含量少於約0.1 wt-%時，其影響較小。Mn藉由改良經熱處理之材料的可硬化性來改良其強度。然而，當Mn含量超過約0.08 wt-%時，在合金鋼粉末之表面上產生氧化物，從而降低可壓縮性。然而，保持低Mn含量可能為昂貴的，在製造中使用便宜之鋼屑時尤其如此，因為鋼屑常含有0.1 wt-%及高於0.1 wt-%之Mn。因此，相應製得之粉末將相當昂貴。
US 4 954 171描述一種用於藉由粉末冶金術製造燒結零件之粉末及一種高強度燒結合金鋼。然而，該合金含有如所主張為0.65 wt-%-3.50 wt-%之高量Mo。所述結果係藉由使用高成本加工途徑，諸如雙重壓實及高溫燒結獲得。
發明目的
本發明之一目的在於提供一種適用於製造燒結組件(諸如機動車組件)之基於鐵之低合金粉末。
本發明之另一目的在於提供一種具有高效能/成本比率之擴散接合之粉末合金。
本發明之另一目的在於提供一種具有高強度之燒結組件，該高強度係藉由有成本效益之加工途徑，較佳藉由單次壓實繼而在常規溫度下燒結繼而進行熱處理來達成。該等組件之實例為齒輪、鏈輪(諸如凸輪軸及曲柄軸鏈輪)、同步輪轂等。
此等目的中之至少一者係由以下達成：
-一種水霧化之低合金鋼粉末，其以重量%計包含：0.45-1.50 Ni、0.3-0.55 Mo、0.09-0.3 Mn、少於0.2 Cu、少於0.1 C、少於0.25 O、少於0.5不可避免之雜質，其餘部分為鐵。其中Ni及Mo已藉由擴散合金化法合金化。
-一種基於鋼粉末之組成物，其以組成物之重量%計具有：0.35-1.0呈石墨形式之C，及視情況存在之0.05-2.0潤滑劑及/或0-3.0呈銅粉形式之Cu，及視情況存在之硬相材料及機械加工性增強劑。
-一種製造燒結組件之方法，其包含以下步驟：
a)製備上述基於鐵之鋼粉末組成物；
b)將該組成物在400 MPa與2000 MPa之間壓實；
c)將所獲得之生坯組件在還原氛圍中於1000℃至1400℃之溫度下燒結；及
d)對所獲得之燒結組件進行熱處理，諸如淬火及回火。
-一種由該組成物製成之組件。
鋼粉末具有較低且規定之含量的合金元素且基本上不含鉻及釩且經證明當在1120℃下燒結20分鐘且隨後進行油淬火及回火時能夠提供具有至少1000 MPa、較佳高於1020 MPa且最佳高於1040 MPa之抗張強度的組件。
在下文中，本發明將藉由參考隨附圖式來加以闡明。
製備基於鐵之合金鋼粉末
藉由水霧化鐵熔體製得純鐵粉末。可進一步對霧化之粉末進行還原退火製程，之後藉由使用擴散合金化製程將其合金化。擴散接合之粉末合金之粒子尺寸可為任何尺寸，只要其與壓製及燒結或粉末鍛造製程相容即可。適合粒子尺寸之實例為可自Hgans AB,Sweden得到之已知粉末ASC100.29之粒子尺寸，其有最多2.0重量%在180 μm以上及15重量%-30重量%在45 μm以下。
鋼粉末之內含物
錳將增加鋼粉末之強度、硬度及可硬化性。同樣，若錳含量過低，則除非在鋼製造過程中對於還原進行特定處理(此會增加成本)，否則不可能使用便宜之再循環鐵屑。Mn含量高於0.3 wt-%將增加鋼粉末中含錳夾雜物之形成且亦將因固溶硬化及增加的鐵氧體硬度而對可壓縮性產生負面影響。因此，Mn含量應不超過0.3 wt-%。因此，錳含量較佳應高於0.1 wt-%而低於0.3 wt-%，更佳處於0.15 wt-%-0.30 wt-%之範圍內。
鎳增加強度及硬度同時提供良好延性特性。然而，少於0.45 wt-%之Ni將不會產生對於可硬化性之足夠合金化作用且亦可能危及Ni於組件中均勻分佈。含量高於1.50 wt-%將趨向於在熱處理條件期間形成富含Ni之沃斯田體(austenite)，其將降低材料之強度。然而，Ni為高成本之元素，因此需要保持儘可能低。此外，吾人發現當Ni擴散接合至鐵粉表面時，低於0.90 wt-%且甚至低於0.65 wt-%之Ni含量達成最終產品之足夠特性。因此，較佳Ni含量為至多0.90 wt-%，更佳為至多0.65 wt-%。因此，Ni含量應處於0.45 wt-%-0.90 wt-%之範圍內，且較佳處於0.45 wt-%-0.65 wt-%之範圍內。在此範圍內，完全擴散接合之Ni相較於預合金化之Ni在更大程度上促成燒結頸強度。較佳，全部Ni內含物皆以擴散接合之Ni(亦即接合至鐵粉表面之Ni)形式存在。然而，可接受少量(較佳低於0.05 wt-%)Ni呈預合金化之Ni形式。
氧至多為0.25 wt-%。過高含量的氧化物會削弱經燒結及視情況經鍛造之組件的強度且削弱粉末之可壓縮性。基於此等原因，O較佳為至多0.18 wt-%。
銅應少於0.2 wt-%，且鉻應少於0.1 wt-%。
鉬使鐵氧體在燒結後穩定。Fe-Ni系統中存在少於0.3%之Mo的組件展示不良硬度。具有高Mo含量將不足以促成效能。此系統之最佳Mo含量為0.3 wt-%-0.55 wt-%，較佳為0.35 wt-%-0.55 wt-%，且最佳為0.40 wt-%-0.55 wt-%。在此範圍內，擴散接合之Mo表現優於預合金化之Mo。原因在於位於粒子邊界區域中之有限Mo內含物相較於位於基質中而言在更大程度上促成可硬化性。較佳，全部Mo內含物皆以擴散接合之Mo(亦即接合至鐵粉表面之Mo)形式存在。然而，可接受少量(較佳低於0.05 wt-%)Mo呈預合金化之Mo形式。
鋼粉末中之碳應為至多0.1重量%且氮應為至多0.1重量%。更高含量會降低粉末之可壓縮性而無法被接受。
諸如磷、矽、鋁、鉻、釩及其類似者之偶見雜質之總量應少於0.5重量%，以不降低鋼粉末之可壓縮性或不充當有害夾雜物之形成體，較佳少於0.3 wt-%。
令人驚訝地發現由該粉末組成物提供之燒結頸增強作用對燒結及熱處理後之特性的影響大於先前所認為之影響，產生具有至少1000 MPa、較佳高於1020 MPa且最佳高於1040 MPa之抗張強度及至少7.0 g/cm3 、較佳至少7.1 g/cm3 之燒結密度的燒結組件。此水準之燒結密度及抗張強度可例如藉由在600 MPa下壓實，繼而在1120℃下燒結20分鐘且隨後油淬火及回火來達成。
粉末組成物
在壓實之前，將基於鐵之鋼粉末與石墨，及視情況選用之銅粉及/或潤滑劑，及視情況選用之硬相材料及機械加工性增強劑混合。
為增強燒結組件之強度及硬度，將碳引入基質中。以石墨形式添加佔組成物重量0.35%至1.0%之量的碳C。少於0.35 wt-%之C量將使得強度過低而高於1.0 wt-%之C量將引起碳化物過量形成，使得硬度過高且削弱機械加工性特性。若在燒結後，將根據熱處理製程(包括滲碳或滲碳氮化)對組件進行熱處理，則可不添加石墨或將石墨添加量限制為少於0.35%。
將潤滑劑添加至組成物中以有助於壓實組件之壓實及脫模。添加佔組成物重量少於0.05%之量的潤滑劑將不產生顯著作用而添加佔組成物重量高於2%之量的潤滑劑將使壓實體之密度過低。潤滑劑可選自具有潤滑作用之金屬硬脂酸鹽、蠟、脂肪酸及其衍生物、寡聚物、聚合物及其他有機物質之群。
銅Cu為粉末冶金技術中常用之合金元素。Cu將經由固溶硬化來增強強度及硬度。Cu亦將有助於在燒結期間形成燒結頸，因為銅在達到燒結溫度之前熔融，提供所謂之液相燒結。可視情況將該粉末與較佳0 wt-%-3 wt-%Cu之量的Cu摻合。
可添加其他物質(諸如硬相材料)及機械加工性增強劑(諸如MnS、MOS2 、CaF2 及各種礦物質等)。
燒結
將基於鐵之粉末組成物轉移至模具中且使其經受約400 MPa-2000 MPa之壓實壓力，達到高於約6.75 g/cm3 之壓坯密度。將所獲得之生坯組件進一步在還原氛圍中於約1000℃-1400℃之溫度下燒結。若將在常規燒結溫度下燒結組件，則此通常在1000℃-1200℃下，較佳在1050℃-1180℃下，最佳在1080℃-1160℃下進行。若將在高溫下燒結組件，則此通常在1200℃-1400℃下，較佳在1200℃-1300℃下，且最佳在1220℃-1280℃下進行。
燒結後處理
為獲得所需之微結構，可對燒結組件進行包括控制冷卻速率之熱處理製程。硬化製程可包括已知製程，諸如淬火及回火、表面硬化、氮化、滲碳、滲碳氮化(nitrocarburizing/carbonitriding)、感應硬化及其類似者。或者，可利用在高冷卻速率下的燒結硬化製程。在熱處理包括滲碳之狀況下，所添加之石墨之量可處於0.15 wt%-0.35 wt%之範圍內。
可利用其他類型之燒結後處理，諸如表面滾壓或珠擊處理，其引入壓縮殘餘應力，從而增強疲勞壽命。
最終組件之特性
本發明提供一種新穎低合金材料，其具有至少1000 MPa、較佳高於1020 MPa且最佳高於1040 MPa之高抗張強度及至少7.0 g/cm3 、較佳至少7.1 g/cm3 之燒結密度。此水準之燒結密度及抗張強度可例如藉由在600 MPa下壓實，繼而在1120℃下燒結20分鐘且隨後油淬火及回火達成。
用本發明之低合金水霧化粉末，有可能製造具有特徵在於在包含麻田散體(martensite)之基質中存在有限/低量之斑點狀富含Ni之沃斯田體之微結構的燒結組件。該基質亦可包含麻田散體及變軔體及/或波來體。該基質亦特徵在於具有不均勻分佈之Mo。
亦令人驚訝地發現本發明組件在其燒結態下之機械加工性遠優於由較高合金材料製成之燒結態組件。
實施例1
藉由將合金元素摻合至純鐵粉末中，且藉由在還原氛圍中熱處理粉末混合物，使較小合金元素粒子藉由擴散接合至較大粒子來製得基於鐵之合金鋼粉末。表1展示不同粉末之化學組成。所有粉末(A、B、參考物1-3)之粒子尺寸低於150 μm。粉末A、B兩者皆基於可自Hgans AB得到之鐵粉ASC100.29且與含Ni粉末(基本上純Ni之精細粒子)及含Mo粉末(Mo氧化物之精細粒子)擴散接合。參考物1係基於可自Hgans AB得到之鐵粉ASC100.29且與含Ni粉末(基本上純Ni之精細粒子)及含Mo粉末(Mo氧化物之精細粒子)擴散接合。參考物2係基於可自Hgans AB得到之鐵粉ASC100.29，且與含Ni粉末(基本上純Ni之精細粒子)、含Mo粉末(Mo氧化物之精細粒子)及含Cu粉末(基本上純Cu之精細粒子)擴散接合。參考物3係經製備成預合金化粉末。對擴散接合之粉末(A、B、參考物1及參考物2)及預合金化粉末(參考物3)之化學分析展示於表1中。
將所獲得之鋼粉末與以組成物重量計0.6%之石墨UF4(來自Kropfmhl)及0.8%之醯胺蠟PM(可自Hgans AB,Sweden得到)混合。
將所獲得之粉末組成物轉移至模具中且在600 MPa之壓實壓力下壓實以形成生坯組件。在實驗室帶式鍋爐中於1120℃之溫度下，在90%氮氣及10%氫氣之氛圍中燒結經壓實之生坯組件20分鐘。
在840℃下，於具有0.6%碳勢之氛圍中加熱燒結試樣20分鐘，繼而油淬火。在空氣中於200℃下進一步將試樣回火60分鐘。
根據ASTME9-89C測試燒結試樣之抗張強度及伸長率，且根據SS-EN ISO 6508-1測試其硬度HRC。根據EN10045-1測試衝擊能。
表2展示在製造測試樣品之前向組成物中添加之石墨量，及對經1120℃燒結及熱處理之試樣之化學分析的結果。其亦展示抗張強度測試、衝擊能測試及硬度測試之結果。
基於粉末A及B之低合金樣品在熱處理後展示的屈服強度類似於基於參考物1之樣品的強度。其展示的屈服強度高於基於高合金參考物2之樣品的強度，且其展示的抗張強度高於基於預合金化參考物3之樣品的強度。參考物1中較高之Mo含量不產生任何正面影響。
基於粉末A及B之低合金樣品在熱處理後展示的抗張強度類似於或高於基於參考物1之樣品的強度。其展示的抗張強度高於基於高合金參考物2之樣品的強度，且其展示的抗張強度高於基於預合金化參考物3之樣品的強度。此處參考物1中較高之Mo含量亦不產生任何正面影響。
由A及B製備之樣品之伸長率類似於或高於基於參考物1之樣品的伸長率。其高於預合金化材料之伸長率，但其低於基於高合金參考物2之樣品的伸長率。相較於基於預合金化參考物3之樣品，其伸長率為較佳的。
由A及B製備之樣品的硬度類似於由參考物1製備之樣品的硬度。未觀測到由高Mo含量產生之正面影響。由於在主要為麻田散體的微結構中存在較少之富含Ni之殘留沃斯田體，所以硬度高於基於高合金參考物2之樣品的硬度。硬度亦高於基於預合金化材料參考物3之樣品的硬度。
由A及B製備之樣品之衝擊能測試結果類似於由參考物1製備之樣品之衝擊能測試結果。其略低於由參考物2製備之樣品之衝擊能測試結果，且其高於由參考物3製備之樣品之衝擊能測試結果。
實施例2
根據實施例1製造並測試樣品，例外為燒結溫度為1250℃。表3展示在製造測試樣品之前向組成物中添加之石墨量，及對經1250℃燒結及熱處理之試樣之化學分析的結果。其亦展示抗張強度測試、衝擊能測試及硬度測試之結果。
基於粉末A及B之低合金樣品在熱處理後展示的屈服強度類似於基於參考物1之樣品之屈服強度。其展示的屈服強度高於基於高合金參考物2之樣品之屈服強度，且其展示的抗張強度高於基於預合金化參考物3之樣品之抗張強度。參考物1中較高之Mo含量不產生任何正面影響。
基於粉末A及B之低合金樣品在熱處理後展示的抗張強度類似於基於參考物1及參考物2之樣品的強度，且其展示的抗張強度高於基於預合金化參考物3之樣品的強度。此處參考物1中較高之Mo含量亦不產生任何正面影響。
由A及B製備之樣品之伸長率類似於基於參考物1之樣品之伸長率。其高於預合金化材料之伸長率，但其低於基於高合金參考物2之樣品的伸長率。相較於基於預合金化參考物3之樣品，其伸長率為較佳的。
由A及B製備之樣品的硬度類似於由參考物1製備之樣品的硬度。未觀測到由高Mo含量產生之正面影響。由於在主要為麻田散體的微結構中存在較少之富含Ni之殘留沃斯田體，所以硬度高於高合金參考物2之硬度。硬度亦高於基於預合金化粉末參考物3之樣品的硬度。
由A及B製備之樣品之衝擊能測試結果類似於由參考物1及參考物2製備之樣品的衝擊能測試結果，且其高於由參考物3製備之樣品之衝擊能測試結果。
結果展示對於高強度及高硬度而言，將合金元素添加至此合金系統中及對於與實施例中所述類似之熱處理製程而言最有利的方式為藉由擴散合金化。此外，當需要高強度及高硬度時，應適度添加Ni，因為在高含量下，殘留沃斯田體的存在會降低硬度及強度。此外，添加高於0.55%之Mo不提供任何機械性能之改良。
另外，使用標準LOM及蝕刻技術以金相學方式評估如表3中基於粉末A及參考物2之抗張強度樣品。在圖1中，自由材料A製成之樣品獲得金相影像，其顯示接近完全麻田散體結構及極少斑點狀富含Ni之沃斯田體區域(如影像中之亮點所示)。在圖2中，自由參考物2製成之樣品獲得金相影像，其展示具有多個富含Ni之沃斯田體區域(如影像中之亮點所示)之麻田散體結構。
實施例3
根據實施例1製造並測試基於粉末A及參考物2之樣品，例外為燒結溫度為1250℃，且在燒結後不對樣品進行熱處理，亦即樣品處於燒結態。將石墨及/或機械加工性增強劑MnS與符合表4之規格之粉末混合。藉由鑽孔且計算在鑽頭澈底損壞前所鑽之孔的量來對樣品進行機械加工性測試。結果展示於表4中。
測試幾何形狀：Φ 80×12 mm
鑽頭類型：DormerΦ 3.5，A002
切割數據：切割速度，Vc=40 m/min
進給量，f=0.06 mm/rev
切割深度，ap=9.6 mm(盲孔)，乾式
如表4中可見，基於粉末A之燒結態組件之機械加工性遠優於基於參考物2之樣品之機械加工性。甚至，基於粉末A之樣品在不添加MnS的情況下亦優於具有MnS作為機械加工性增強劑之基於參考物2之樣品。
圖1展示自由本發明之第一材料(材料A)製得之樣品獲得之金相影像，其顯示接近於完全麻田散體結構及極少斑點狀富含Ni之沃斯田體區域(如影像中之亮點所示)，及
圖2展示來自先前技術材料(稱作參考物2之樣品)之金相影像，其展示具有多個富含Ni之沃斯田體區域(如影像中之亮點所示)之麻田散體結構。

Claims (9)

  1. 一種水霧化之基於鐵之鋼粉末，其以重量%計包含0.45至0.90 Ni，0.30至0.55 Mo，0.1至0.3 Mn，少於0.2 Cu，少於0.1 C，少於0.25 O，少於0.5之不可避免之雜質，且其餘部分為鐵，且其中Ni及Mo已藉由擴散合金化製程合金化。
  2. 如申請專利範圍第1項之粉末，其中Ni含量係於0.45重量%至0.65重量%之範圍內。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項之粉末，其中Mo含量係於0.45重量%至0.55重量%之範圍內。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項之粉末，其中Mn含量係大於0.15重量%。
  5. 如申請專利範圍第3項之粉末，其中Mn含量係大於0.15重量%。
  6. 一種基於鐵之粉末組成物，其包含如申請專利範圍第1項至第5項中任一項之鋼粉末與佔該組成物重量之0.35%至1.0%之石墨及視情況選用之佔該組成物重量之0.05%至2.0%之潤滑劑及/或0至3.0重量%之量的銅；及視情況選用之硬相材料及機械加工性增強劑混合。
  7. 一種製造燒結組件之方法，其包含下列步驟：a)製備如申請專利範圍第6項所定義之基於鐵之鋼粉末組成物；b)將該組成物在介於400MPa與2000MPa之間，較佳400MPa至1000Mpa之間且最佳500MPa至800Mpa之間之壓力下壓實；c)將所獲得之生坯組件於還原氛圍中在介於1000℃與1400℃之間的溫度下，較佳在介於1100℃與1300℃之間的溫度下燒結；及d)視情況對所獲得之燒結組件進行熱處理，諸如淬火及回火。
  8. 一種燒結組件，其係由如申請專利範圍第6項之組成物製得。
  9. 如申請專利範圍第8項之組件，其具有至少1000MPa、較佳高於1020MPa且最佳高於1040MPa之抗張強度及至少7.0g/cm3 、較佳至少7.1g/cm3 之燒結密度，且較佳具有特徵在於在包含麻田散體(martensite)之基質中存在少量斑點狀富含Ni之沃斯田體(austenite)的微結構。
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