Pulvermetallurgisch gefertigte Metallteile werden u. a. in der Automobil-Elektro- geräte-und Schloßindustrie in erheblichem Umfang verwendet. Im wesentlichen sind dabei zwei Fertigungsverfahren zu unterscheiden : die klassische Preßsinter- technik (PM) mit dem Sonderfall des Sinterschmiedens und das Metallpulver- spritzgußverfahren (MIM).

Die nach dem klassischen PM-Verfahren zugänglichen Teile zeichnen sich ver- fahrensbedingt durch einfache Geometrien aus, die aus relativ groben Pulvern unidirektional gepreßt werden und dünne Stege, enge Bohrungen, sowie Schrä- gen und Hinterschnitte vermeiden. Typische Teilegewichten reichen von wenigen Gramm (z. B. Schließnüsse in der Schloßindustrie) bis zu etwa einem Kilogramm im Automobilbereich (z. B. Olpumpenläufer, Kettenräder ; ABS-Sensoren). Die Her- stellkosten solcher Teile sind gering. Neben der erwähnten Formeinschränkung ist insbesondere die geringe mechanische Belastbarkeit klassischer PM-Teile nachteilig. So besitzen diese im allgemeinen Dichten unterhalb von 7 g/cm3 und weisen damit ein erhebliches Porenvolumen auf. Dies führt zu einer starken Kerb- empfindlichkeit, die den Einsatz klassischer PM-Teile in wechselbelasteten An- wendungen (z. B : schnelilaufende Zahnräder in Getrieben) nicht zulassen. Zwar gelingt es durch Techniken des Doppelpreßsintern die Dichten auf Werte im Be- reich von 7 bis zu 7, 2 g/cm3 zu erhöhen, jedoch wird eine annähernd porenfreie Matrix mit Werkstoffdichten oberhalb von 7, 4 g/cm3 nur durch das aufwendige Sinterschmieden erreicht.

Zur Erhöhung der unbefriedigenden Werkstoffdichte klassischer PM-Teile wurde ferner versucht den groben PM-Pulvern zur Verbesserung der Sinteraktivität feinstteilige Metallpulver (z. B. Carbonyleisenpulver) zuzumischen. Neben den hohen Rohstoffkosten und Problemen der Entmischung, scheiterten diese Ansätze bisher daran, daß durch das Eindringen feinstteiliger Pulverteilchen in den Spalt zwischen Stempel und Matrize die Preßwerkzeuge einem hohen Verschleiß unter- liegen.

Einen prinzipiellen Ausweg zeigt das Verfahren des Metalipulverspritzgusses (MIM-Verfahren) auf, das in den letzten 10 Jahren zunehmend industrielle Be- deutung zur Serienfertigung geometrisch komplexer Metallteile erlangt hat. Trotz Werkstoffdichten oberhalb von 7, 4 g/cm3 und damit einhergehenden guten mechanischen Festigkeiten, ist die Anwendung dieser Teile bisher beschränkt.

Gründe für diese Beschränkung liegen zunächst in den hohen Rohstoffkosten für die benötigten feinstteiligen Metallpulver, die die wirtschaftliche Grenze im Hinblick auf konkurrierende Fertigungsverfahren auf Teilegewichte unterhalb von ca. 50 g begrenzt. Hinzu kommt, daß MIM-Teile während des Herstellprozesses erheblich schrumpfen, so daß sich eine maximal beherrschbare Teilegröße ergibt. Diese liegt unter Berücksichtigung üblicher Toleranzvorgaben bei einem Durchmesser von ca. 50 mm. Aus den genannten Gründen hat ein typisches MlM-Teil ein Gewicht von ca. 2 bis 20 g und liegt bezüglich der Herstellkosten deutlich über dem Preisniveau klassischer Preß-Sinterteile.

Bei dem Verfahren des Metallpulverspritzgusses werden feinstteilige Metallpulver (Partikeldurchmesser typischerweise < 22vu, 90%-Punkt), mit einem Binder zu ei- ner homogenen Masse geknetet (Feedstock). Der Binderanteil liegt dabei in Ab- hängigkeit von Teilchendichte und Morphologie im allgemeinen bei 5 bis 15 Gew. %. Der Binder, der im eigentlichen Endprodukt (gesintertes Stahiteil) nicht mehr auftritt, übernimmt im Verfahrensablauf die Aufgabe die Metallpartikel zu umhüllen und die Masse ohne nennenswerte Entmischung homogen fließfähig zu machen. Die meisten der industriell eingesetzten Binder basieren wie nachfolgend ausgeführt auf dem Zusammenwirken der folgenden drei Komponenten : entfern- bare Komponente (K1), Polymer (K2) und oberflächenaktives Hilfsmittel (K3).

Dieser Feedstock, der die Fließeigenschaften eines gefüllten Thermoplasten be- sitzt, wird auf konventionellen Spritzgußmaschinen zu Formkörpern (Grünlingen) verarbeitet, wobei dieser Teilschritt des Verfahrens den Formgebungsprinzipien des Kunststoffspritzgießens entspricht und damit die Fertigung geometrisch kom- plexer Formkörper erlaubt. Aus dem Grünling des Verfahrens wird in einem nach- folgenden Verfahrensschritt mit der Komponente K1 der überwiegende Anteil des Binders entfernt, wobei ein poröses Teil erhalten wird (Braunling), dessen äußere Geometrie praktisch mit der des Grünlings identisch ist und dessen Form durch ein Polymer (Komponente K2) zusammengehalten wird. Durch das Entfernen der Komponente K1 werden Poren geschaffen, die bei der nachfolgenden Pyrolyse des polymeren Skeletts die sich bildenden Pyrolysegase ohne Aufbau eines Binnendruckes (d. h. ohne Schädigung des Bauteils durch Blasen und Risse) nach außen austreten lassen. Es sind dabei sowohl Bindermischungen bekannt, bei denen K2 und K1 homogen ineinander löslich sind als auch solche bei denen diese nach Abkühlen zwei diskrete Phasen bilden/Lit5/.

Das Entfernen der Komponente K1 kann thermisch, chemisch, mikrobiell oder lö- sungsmittelbasierend erfolgen. Beschrieben werden z. B. Verfahren bei denen die Komponente K2 Polymere aus folgenden Klassen umfaßt : Polyolefine, Polystyrol, Polyamide, Acrylate, Celluloseacetat, Polyacetale.

Um beim Verspritzen des Feedstocks Entmischungen zwischen Binder und Partikelphase weitgehend zu unterdrücken, wird dem Binder als Fließverbesserer oftmals eine weitere Komponente K3 zugesetzt die oberflächenaktiven Eigen- schaften besitzt und so eine möglichst homogene Benetzung der Oberfläche der Metallpartikel erlaubt.

Der erhaltene Braunling wird anschließend in Gegenwart von H2, H2/N2- Gemischen oder im Vakuum bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunktes der Legierung gesintert. Dabei zersetzen sich zunächst die Komponenten K2 und K3 und der Braunling schrumpft unter interner Verdichtung um den ursprünglichen Volumenanteil des Binders. Der Schrumpf in x, y, z-Richtung ist dabei in etwa iso- trop und liegt je nach Binderanteil und Zusammensetzung bei ca. 13-20%. Für eine vorgegebene Geometrie des Sinterlings, ist der Grünling demgemäß in x, y, z mit einem Längenaufschlag von SF=1, 13 bis 1, 20 auszulegen.

Die Ursprünge dieses Konzeptes gehen auf K. Schwarzwalder zurück, der 1937 die Herstellung keramischer Zündkerzen beschreibt, sowie auf Arbeiten in den 40- er Jahren, bei die Fertigung von Bauteilen für Urananreicherungsanlagen auf der Formgebung von Nickelpulver mittels organischer Binder basierte/Lit2/. Auf- gegriffen und industriell umgesetzt wurde dieses Konzept jedoch erst Ende der 70- er Jahre mit den Patenten von Rivers/Lit3/und Wiech/Lit4/. Da die Basispatente zum Fertigungskonzept, spritzgegossene Metall-oder Keramikpulver mittels orga- nischer Binder zu formen abgelaufen sind, bzw. deren Konzepte in früheren Ar- beiten vorbeschrieben sind kann die Patentsituation als frei angesehen werden.

Demgemäß werden am Markt von verschiedenen Anbietern mittlerweile kommer- ziell fertige Bindermischungen angeboten.

Exemplarisch für die Vielzahl der industriell ausgeübten Verfahren seien hier drei Konzepte genannt, die die Möglichkeiten skizzieren.

EP-PS 125 912 beschreibt ein Verfahren bei dem K2 eine der oben genannten Thermoplaste mit einem Wachs K1 verarbeitet wird.

EP 0 465 940 B1 eine thermoplastische Masse bei der die Komponente K2 ein Polyolefin und K1 ein Polyoxymethylen darstellt, wobei K1 durch Säurekatalyse entfernt und K2 anschließend pyrolytisch ausgetrieben wird.

D-OS 38 08 123 beschreibt ein Verfahren bei dem der Binder aus K2= Polyethylen und K1 = Olsäuredecylester besteht, wobei als Additiv zur Haftvermittlung zwischen den Metallpartikeln und dem Binder ein Ethylen-Acrylsäurecopolymer zugesetzt wird. K1 wird aus dem Braunling durch Lösungsmittel z. B. Alkohole und oder chlorierte Kohlenwasserstoffe herausgelöst wird.

Bei der Pyrolyse kohlenstoffhaltiger Binderkomponenten (K1 bzw. K3) kommt es insbesondere bei größeren Wandstärken oftmals zu einem unkontrollierten Einbau von Kohlenstoff in die Matrix der Metallpartikel. Da in Eisenbasislegierungen C- Gehalte oberhalb von ca. 0, 9 Gew. % die mechanischen Eigenschaften deutlich verschlechtern, beschreibt O. Z. 0050/40736 ein spezielles"Verfahren zum Ent- wachsen und zur Verbesserung der Eigenschaften spritzgegossener Metallteile".

Hier wird der Zusatz von 2-30 Gew. %, vorzugsweise 4 bis 10 Gew. % eines hochoberflächenreichen Carbonyleisenoxides mit einer spezifischen Oberfläche von 10 bis 120 m2/g, vorzugsweise 70 bis 110 m2/g beschrieben, das mit dem Metallpulver intensiv vermahlen dem Binder zugegeben wird. Nach Patent- angaben verringert dies den Einbau von Kohlenstoff in die metallische Matrix, in- dem das Oxid den durch Binderpyrolyse gebildeten Kohlenstoffanteil verringert.

Obwohl das Verfahren des Metallpulverspritzgusses vielfältige technische Mög- lichkeiten eröffnet, begrenzen die vergleichsweise hohen Rohstoffkosten mit stei- gendem Teilegewicht zunehmend dessen Wirtschaftlichkeit gegenüber konkurrie- renden Fertigungsverfahren. So sind z. B. Teile mit einem Gewicht ab ca. 20 g im allgemeinen über den FeinguR kostengünstiger zugänglich, da dessen Rohstoff- kosten (Kosten der Metallschmelze) deutlich unter den hohen Kosten der beim MIM-Verfahren benötigten feinstteiligen Pulver liegen. Dieser Nachteil wird noch gravierender, wenn man berücksichtigt, daß beim MIM-Verfahren der system- immanente Schrumpf insbesondere bei größeren Teilen zu einer z. T. unbefriedi- genden Statistik der Endmaße führt und damit ein erhöhter Ausschuß einkalkuliert werden muß.

US 4, 445, 936 bzw. US 4, 404, 166 beschreibt eine Möglichkeit die Genauigkeit von MIM-Teilen dadurch zu erhöhen, indem diese nach dem Sintern bei 2150°F (1177°C) unter plastischer Verformen der beim Sintern gebildeten metallischen Matrix durch Einlegen in eine Preßmatrize nachverdichtet werden. Bei dem be- schriebenen Kalibriervorgang werden nach Patentangaben ohne Ausbildung von Rissen hohe Genauigkeiten erzielt, wobei sich die Dichte gegenüber den ge- sinterten Teilen minimal erhöht. Werden dabei Oxide als Bestandteil des Feed- stocks verwendet, so werden beim Sintern unter Wasserstoff bei ca. 1200°C (2150°F) mit dem"Hammer verformbare"Teile erhalten deren Volumen gegen- über der ursprünglich geformten Ausgangsgeometrie erheblich geschrumpft ist.

Beansprucht und beschrieben werden ausschließlich Formkörper die zunächst gesintert und dann kalibriert werden, d. h. das Endprodukt ist der kalibrierte Sinter- körper dessen Geometrie exakt der Geometrie der Kalibrierform entspricht.

Aufgrund der hohen Rohstoffkosten des MIM-Verfahrens hat es nicht an Ver- suchen gefehlt, kostengünstige Metallpulver, insbesondere wasserverdüste und mechanisch gemahlene Metallpulver als Rohstoffbasis einzusetzen/Lit6/. Da das MIM-Verfahren aufgrund der beteiligten Verfahrensschritte jedoch feinstteilige Pul- ver mit einer guten Rheologie (Verspritzbarkeit des Feedstocks) und einer hohen Sinteraktivität (hohe Enddichte) erfordert, die erwähnten kostengünstigen Pulver dagegen grobkörnig (> 40 t) und zudem von unregelmäßiger Struktur sind, führt der Zusatz grobkörniger Pulver immer zu einer Verschlechterung der mechani- schen Eigenschaften gegenüber vergleichbaren Teilen die unter Verwendung feinkörniger Pulver gefertigt wurden. Diese Zusammenhänge sind in der Literatur hinreichend untersucht worden./Lit3/ Denkbar wäre die Synthese feinstteiliger Metallpulver durch Reduktion von Pul- vern der korrespondierenden Metallverbindungen (insbesondere deren kosten- günstigen Oxiden) in einem vorgeschalteten Verfahrensschritt. Nachteilig ist hier allerdings, daß eine nahezu vollständige Umwandlung dieser Oxide aus thermo- dynamischen Gründen Temperaturen erfordert, bei denen die so erzeugten Metallpulver bereits eine erhebliche Sinteraktivität besitzen. Diese hohe Sinter- aktivität-die ja andererseits einer der Gründe für den Einsatz solcher feinstteiliger Pulver im M ! M-Verfahren sind-führt dazu, daß die Primärkörner an den Korn- grenzen bereits bei der Reduktion zu unregelmäßig geformten Aggregaten zu- sammenfritten. Aufgrund dieser Morphologie sind die rheologischen Eigenschaften eines über die vorgeschaltete Reduktion korrespondierender Metaliverbindungen gefertigten Feedstocks unbefriedigend, so daß dieser nur unter Zugabe unvertret- bar hoher Bindermengen überhaupt verspritzbar ist. Dieser hohe Binderanteil hat jedoch viele Nachteile und führt u. a. zu Entmischungen im Grünling, die im ge- sinterten Endteil zu Einfallstellen, Fließnähten und Dichteinhomogenitäten führen.

Zwar läßt sich über eine Absenkung der Temperatur beim Reduktionsvorgang das Zusammenfritten der Primärpartikel minimieren, jedoch wird in diesem Fall an- stelle eines definierten Metallpulvers eine wechselnde Mischung aus Metallpulver und Ausgangsverbindung erhalten, die bei der weiteren Verwendung im Rahmen des MIM-Verfahrens zu einem undefinierten Schrumpfverhalten der Teile beim Sintern führt.

Um dieses Problem zu umgehen wäre der Zusatz von Verbindungen denkbar, die in geringer Konzentration den Metallverbindungen vor deren Reduktion zuge- mischt werden, um bei den im Rahmen der Umwandlung erforderlichen Tempe- raturen (ca. 550-750°C) ein Zusammenfritten der Primärkörner zu unterdrücken.

Verwendet man hier Verbindungen die oberhalb der Reduktionstemperatur ther- misch oder chemisch zerstört werden, beschränkt sich Ihre Wirkung auf den Ver- fahrensschritt der Pulverfertigung, ohne den bei höherer Temperatur ablaufenden, nachgeschalteten Sinterprozeß des MlM-Verfahren zu stören. Allerdings erfordert dieser vorgeschalteten Verfahrensschritt zur Fertigung der Pulver zusätzliche In- vestitionen, so daß auch hier die Rohstoffkosten zwar deutlich geringer, aber den- noch nicht zu vernachlässigen sind. Hinzu kommt, daß das Handling dieser Pulver in technischem Maßstab umfangreiche Sicherheitsvorkehrungen erfordert, da die so gefertigten Pulver aufgrund ihrer hohen spezifischen Oberfläche bereits bei Raumtemperatur zur Selbstentzündung an Luft neigen.

Die vorliegende Erfindung hat sich daher die Aufgabe gestellt, eine Möglichkeit zu schaffen die technisch/wirtschaftlich bedingte Bauteilobergrenze für MIM-Teile deutlich zu erweitern indem anstelle der bisher benötigten teuren, feinstteiligen Metallpulver kostengünstigere Ausgangsprodukte eingesetzt werden und zugleich der Schrumpf beim Sintern deutlich verringert wird.

Die Lösung dieser Aufgabe gelingt dadurch, daß man anstelle der feinstteiligen Metallpulver ihre korrespondierenden unreduzierten Metallverbindungen (z. B. als preiswerte Oxide) in den Binder einarbeitet und diese erst im Anschluß an die Formgebung des Grünlings unter weitgehendem Erhalt der Ausgangsgeometrie mit einem reduzierenden Gas bei erhöhter Temperatur, auf jeden Fall aber unter- halb der Sintertemperatur zum Metall reduziert. Die notwendige Mindest- temperatur hängt von dem Redoxpotential des betrachteten Kations ab und steigt mit zunehmend unedlerem Charakter des Metalls z. B. von Cu (ca. 270°C) über Ni (ca. 650°C) zu Fe (ca. 700°C) an.

Die reduzierten Formkörper besitzen eine hohe, exakt kontrollierbare Porosität und eine entsprechend geringe Dichte. Sie sind mit einfachen Prinzipien innerhalb enger geometrischer Toleranzen kostengünstig zu fertigen.

Grundsätzlich könne beliebige reduzierbare Metallkationen in freier oder komplex gebundener Form mit beliebigen anorganischen oder organischen, unter den Re- duktionsbedingungen flüchtige oder nicht störende Endprodukte bildende Anionen wie z. B. Oxide ; Hydroxide, Sulfide, Nitrate, Carbonate, Formiate, Oxalate, Ace- tate oder Metallate (z. B. Parawolframat) sowie Mischungen solcher Verbindungen eingesetzt werden. Aus wirtschaftlichen und ökologischen Gründen werden bevor- zugt Oxide oder Mischungen verschiedener Oxide sowie Ammonium-metallate eingesetzt, zumal deren auf das Ausgangsvolumen der eingesetzten Metall- verbindung bezogener Metallanteil vergleichsweise hoch ist.

Abgesehen davon, daß die Binderbestandteile bei Verarbeitungstemperatur keine unkontrollierte chemische Reaktion mit den Metallverbindungspartikeln eingehen sollten unterliegt die Zusammensetzung des Binders keiner technischen Be- schränkung. Es kann daher auf kommerziell verfügbare Bindersystem zurück- gegriffen werden, wobei insbesondere das aus der MIM-Technik hinreichend be- kannte Prinzip angewandt werden kann den Binder aus einer leicht entfernbaren (z. B. extrahierbaren) Komponente in Kombination mit einem vercrackbaren Poly- mer aufzubauen. Da die Metallpartikel in oxidierter Form in den Binder einge- arbeitet werden, können ohne Korrosionsprobleme wässrig extrahierbare Binder- systeme eingesetzt werden.

Die Entfernung des Binders kann auf beliebige, an sich bekannte Weise erfolgen, wobei sich für die Maßhaltigkeit der durch Reduktion gebildeten Formkörper im Gegensatz zum üblichen MIM-Verfahren eine Entfernung der vercrackbaren Bin- deranteile unter oxidierenden Bedingungen in Luft oder wasserdampfhaltiger At- mosphäre bei Temperaturen etwa zwischen 400 und 950°C als vorteilhaft erwie- sen hat. Durch diese Maßnahme wird eine unter Volumenschrumpf verlaufende Teilsinterung der hochporösen Matrix ebenso wie deren unter Expansion ver- laufende Aufkohlung vermieden, so daß die durch Reduktion gebildete poröse Matrix maßhaltige Teile liefert.

Zur Einstellung enger geometrischer Toleranzen der porösen Formkörper hat es sich als vorteilhaft erwiesen, die Reduktion in der Nähe des Aquivalentpunktes abzubrechen, um eine unkontrollierte unter Volumenschrumpf verlaufende an- schließende Sinterung der gebildeten hochporösen Matrix zu verhindern.

Ferner hat es sich zur Erzielung maßhaltiger Teile als vorteilhaft erwiesen, die Metallmatrix zu Beginn der Reduktion an der Oberfläche durch Einbau von Fremdatomen zu verspannen um eine unkontrollierte Sinterung der reduzierten Metallmatrix bei fortschreitender Reduktion zu verhindern. Diese Sinterhemmung kann in einfacher Weise durch Verwendung eines kohlenstoffhaltigen Gases er- möglicht werden, wobei die Temperatur zur Vermeidung einer Rußbildung auf der durch Reduktion frisch gebildeten Metalloberfläche oberhalb des Bouduardzerfalls aber unterhalb der Sintertemperatur liegen sollte. Zur Verminderung einer un- kontrollierten Aufkohlung der Metalloberfläche hat es sich dabei als vorteilhaft er- wiesen, dem kohlenstoffhaltigen Reduktionsgas Ammoniak zuzusetzen.

Die 2-stufige Reduktion kann in einfacher Weise dadurch ermöglicht werde, daß im ersten Teilschritt (Reduktion unter kohlenstoffhaltiger Atmosphäre) in den Re- aktor eine niedermolekulare organische Verbindung z. B. ein niederer Alkohol unter Zusatz wässriger Ammoniaklösung eingespeist wird und erst nach Erzielung eines bestimmten (bauteilabhängigen) Teilumsatzes mit Wasserstoff reduziert wird.

Bei der Untersuchung der Eigenschaften der durch Reduktion hergestellten hoch- porösen Metallmatrix wurde überraschend gefunden, dal3 diese im ungesinterten Zustand bei Einwirkung mechanischer Kräfte ein duktiles Fließverhalten quer zur Preßrichtung zeigt. Dieses ungewöhnliche Verhalten ermöglicht es, selbst ohne geteilte Preßstempel durch Anwendung von Druck eine Verdichtung unter gleich- zeitiger Formgebung zu erzwingen, wobei innerhalb der so verdichteten Matrix auch bei komplizierter Bauteilgeometrie eine annähernd homogene Dichte- verteilung im Bauteil auftritt. Da die so erzeugten Werkstoffe nach anschließen- dem Sintern hervorragende mechanische Kennwerte aufweisen, erweitert das Verfahren ohne aufwendige Zusatzschritte die Formgebungsmöglichkeiten der Pulvermetallurgie beträchtlich : Die durch Reduktion gebildeten porösen Formkörper können aufgrund ihrer geringen Dichte entweder direkt als offenporige Metall- schäume (Katalysatoren, Schockabsorber) verwendet werden, aufgrund der durchgängigen Porenstruktur durch Infiltration oder CVD-Ver- fahren unter Beibehalt ihrer x-, y-, z-Geometrie in Stahlteile mit reduzierter Porosität und völ ig neuartigen Werkstoffeigenschaften umgewandelt werden, Aufgrund ihres duktilen Fließverhaltens unter Beibehalt ihrer x-y-Geometrie in einem nachfolgenden Schritt vor dem Sintern in Z-Richtung gepreßt und anschließend auf Enddichte gesintert werden, aufgrund ihrer hohen Sinteraktivität unter Schrumpfen in x-, y-, z-Richtung in Analogie zum konventionellen MIM-Verfahren gesintert werden.

Die vorliegende Erfindung umgeht somit die genannten Nachteile des Standes der Technik und beschreibt ein Verfahren, das die Rohstoffkosten des MIM- Verfahrens auf einen zu vernachlässigenden Anteil verringert und dabei nur ge- ringe zusätzliche Investitionen erfordert. Dies wird erreicht, indem als Basis- komponente des Feedstocks anstelle teurer feinstteiliger Metallpulver die unredu- zierten Metallverbindungen (z. B. als preiswerte Oxide) verwendet werden und diese erst im Anschfuß an die Formgebung des Grünlings zum Metall reduziert werden.

Dieses Verfahren ist nicht auf spezielle Binder beschränkt, und wird nachfolgend exemplarisch an einer kommerziell verfügbaren Binderzusammensetzung (Mo- dellbinder) beschrieben. Vorteilhaft ist dabei die Möglichkeit wasserlösliche Binder einzusetzen, da die oxidische Partikelmatrix hier keinerlei Korrosionsprobleme verursacht.

Beispiel 1 : Eine kommerziell verfügbare Mischung (Firma TEKON : Marktheidenfeld) aus den im MIM-Verfahren üblichen Binderbestandteilen : Polymer (K2=Polyamid), ent- fernbare Komponente (K1= langkettiger Ester) und Hilfsmittel (K3=Fettsäure) wird mit handelsüblichem Eisenoxid (gemahlenes und flotiertes Fe304-Erz mit einer Reinheit von 99, 5 % und einem mittleren Partikeldurchmesser von 6-8 my) in ei- nem diskontinuierlichen Doppel-Z-Kneter bei 175°C durch Kneten zu Feedstock verarbeitet. Dem Binder werden darüber hinaus 5, 92 Gew. % Carbonyl-Nickel- pulver (INCO 123) (bezogen auf die Fe304+Ni) zugegeben. Der zur Verarbeitung benötigte Binderanteil beträgt 9, 3 Gew% bezogen auf die Gesamtmasse.

Aus diesem Feedstock werden auf einer konventionellen Spritzgußmaschine Grünlinge mit einem Teilegewicht von 10, 49g gespritzt. Nach Entfernen der Kom- ponente K1 durch 12 stündiges Extrahieren der Komponente K1 in Aceton wird der Braunling in Gegenwart von Wasserstoff oder wasserstoffhaltigen Gasen meh- rere Stunden lang bei Temperaturen zwischen 550 und 1250°C gehalten und so zu einer porösen Matrix umgewandelt.

Aufgrund des Dichteunterschiedes zwischen dem ursprünglichen Metalloxid (5, 1 g/cm3) und dem durch Reduktion gebildeten Eisen (7, 86 g/cm3) wird bei der Um- wandlung der Oxidmatrix im Teileinneren zusätzlich freies Volumen gebildet.

Würde die Umwandlung unter Beibehalt der äußeren Abmessungen erfolgen, so wäre theoretisch ein Porenanteil von ca. 65 Vol. % zu erwarten, der sich aus den 33 Vol. % Poren des entfernten Binders ergibt, zuzüglich den ca. 32 Vol. % Poren- volumen, die aus der Reduktion des Oxides stammen. Da jedoch bei Temperatu- ren oberhalb von ca. 650°C die Umwandlung der Oxidmatrix bereits durch eine Teilsinterung der hochreaktiven Metallpartikel überlagert ist, wird dieser maximale Porenanteil nicht erreicht.

Das Ausmaß dieses Schrumpfvorganges hängt im wesentlichen von der Reduk- tionstemperatur, der Dauer der Reduktion, der Gaszusammensetzung und der spezifischen Gaseinspeisung (I H2/h/Kg Braunling) ab. Typische Werte für den Gesamtschrumpf ausgedrückt als SF-Wert liegen dabei zwischen SF=1. 03 (Um- wandlungstemperatur Tmax unterhalb von 600°C) und SF=1, 20 (Tmax=800°C).

Als SF-Wert wird nachfolgend der Quotient zwischen aktuell betrachteter Länge und der zugehörigen Ausgangslänge im Grünling bezeichnet.

Wird die Umwandlungstemperatur unter 600°C gehalten sind die Vorsinterlinge mechanisch sehr anfällig, da aufgrund der bei diesen Temperaturen noch ge- ringen Oberflächen-Diffusion kaum Sintervorgänge ablaufen Das sich bildende dreidimensionale Netzwerk aus Metallpartikeln wird demgemäß nur durch sehr schwache Kräfte zusammengehalten.

Das Temperaturprofil bei der Reduktion der Metallverbindungen ist an die Teile- geometrie anzupassen, wobei hohe Wandstärken eher ein langsames Ansteigen der Temperatur erfordern um eine möglichst gleichmäßige Umwandlung innerhalb der Matrix zu erreichen. Wird die Temperatur zu schnell erhöht, so ist die Reakti- onsgeschwindigkeit in den äußeren Bereichen sehr hoch, während die ver- gleichsweise langsame Diffusion des Wasserstoffes in das Teileinnere und die Abdiffusion des gebildeten Wasserdampfes in umgekehrter Richtung dazu führt, daß den nahezu vollstandig reduzierten Teilbereichen in Wandnähe noch weit- gehend originäre Ausgangsmatrix im Teileinneren gegenübersteht. Gerade bei höheren Temperaturen (> 900°C), bei denen aufgrund einsetzender Sinter- vorgänge das dreidimensionalen Partikelnetzwerk anfängt zu schrumpfen, führt die unterschiedliche Dichte zwischen Ausgangs-und Endprodukt zu Spannungen im Teil, die sich im Vorsinterling entweder als Risse oder als Verwerfungen zei- gen. Für Teile mit den im MIM-Verfahren üblichen Geometrien und Wandstärken hat sich ein Temperaturprofil bewährt, bei dem die Temperatur von Anfangs 550° innerhalb von 3 bis 8 Stunden auf 800°C erhöht wird.

Da es sich bei der Reduktion des Metalloxides um eine Gleichgewichtsreaktion handelt, ist es sinnvoll bei der Umwandlung mit einem Überschuß an Wasserstoff zu fahren und das bei der Reaktion gebildete Wasser im Kreislauf auszu- schleusen. Zur Erzielung eines vollständigen Umsatzes des eingesetzten Oxides ist eine möglichst hohe Endtemperatur zu wählen.

Der in vorbeschriebener Weise erhaltene Vorsinterling kann nun in Analogie zum klassischen MIM-Verfahren entweder in einem separaten Verfahrenschritt oder direkt durch weitere Temperaturerhöhung zum Endprodukt gesintert werden. Ins- besondere bei dickwandigen Teilen ist dabei dem Endsintern unter Wasserstoff der Vorzug zu geben, da hier bei der hohen Temperatur ein vollständiger Umsatz des Oxides erzielt wird.

Im vorliegenden Fall wurde der bei 850°C reduzierte Braunling bei einer Tempe- ratur von 1280°C über 30 min im Vakuum gesintert. Die erzielte Enddichte ent- sprach mit 7. 55 g/cm3 der beim MIM-Verfahren üblichen.

Im Unterschied zum konventionellen MIM-Verfahren, bei dem bereits der ver- gleichsweise geringe Schrumpf von ca. SF=1, 13 bis 1, 20 insbesondere bei größe- ren Teilen ein bekanntes Problem darstellt, tritt bei dem erfindungsgemäßen Ver- fahren noch zusätzlich der Umwandlungsschrumpf. Insgesamt errechnet sich da- her für die Teile aus Beispiel 1 theoretisch ein sehr hoher Gesamtschrumpf von ca. SF=1, 5. Dieser hohe Gesamtschrumpf ist insbesondere bei Teilen mit unter- schiedlichen Wandstärken unbeherrschbar insbesondere, wenn man berück- sichtigt, daß der Angriff des Wasserstoffes von außen erfolgt und damit innere Spannung im Teil vorprogrammiert sind.

Die mit dem hohen Schrumpf verbundene Problematik des Verzuges und der ho- hen Streuung der ZielmaRe läßt sich stark minimieren, wenn wie in Beispiel 2 ausgeführt die Reihenfolge der Verfahrensschritte vertauscht wird.

Beispiel 2 : Aus dem chemisch exakt definierten Braunling des Beispiels 1 wird nun zunächst ohne Zugabe reduzierender Gase ein Sinterkörper (nachfolgend Invert-Sinterling genannt) hergestellt. Dazu wird der Fe304-Braunling unter Stickstoff oder Vakuum auf 800 bis 1360° C erhitzt (30 min Haltezeit bei Maximaltemperatur). Dabei wird im Anschluß an die thermische Zersetzung der Binderbestandteile im Temperatur- bereich von ca. 350-500°C, oberhalb von ca. 750°C eine Gasentwicklung durch Reaktion des vercrackten Restpolymers aus dem Braunling mit dem Fe304 be- obachtet wird. Diese Reaktion führt zu einem Gewichtsverlust der darauf zurück- zuführen ist, daß das vercrackte Restpolymer einen Teil des Fe304 zu FeO/Fe reduziert. Der auf diese Reaktion zurückzuführende Umsatz hängt von der Invert- sintertemperatur und der eingestellten Gasatmosphäre ab und beträgt im z. B. im Vakuum je nach Maximaltemperatur ca. 4% (850°C) und 28% (1360°C). Verwen- det man ein Inertgas (z. B. N2) so liegen die Umsätze etwas darunter.

Der Invertsinterling besteht demgemäß im wesentlichen aus dem gesinterten Aus- gangsprodukt (hier Fe304 mit Ni), das je nach Maximaltemperatur der Invert- sinterung eine Restporosität von ca. 8 Vol. % (1360°C) bis ca. 32 Vol. % (850°C) besitzt. Der Invert-Sinterling ist insbesondere bei höheren Sintertemperaturen (ab ca. 900°C) mechanisch ausgezeichnet stabil und weist trotz relativ hoher Wand- stärken keinerlei Verformungen oder Risse auf.

Sein SF-Wert liegt je nach Sintertemperatur zwischen 1, 01 (800°C) und 1, 15 (1360°C) (s. Abb. 3). Die statistische Verteilung der Maße für verschiedene Teile derselben Serie ist mit maximal +/-0, 4% vom Mittelwert auffallend eng. Die Mikro- dichte der offenporigen Struktur steigt aufgrund der parallel verlaufenden Teil- reduktion des Fe304 mit steigender Invertsintertemperatur von 5, 2 g/cm3 (Invert- sintertemperatur 700°C) auf 5, 5 g/cm3 (Invertsintertemperatur 1360°C) an, die Makrodichte nimmt in gleicher Richtung von 3, 6 auf 5, 1 g/cm3 zu.

Der Invert-Sinterling wird in einem anschließenden Schritt in Analogie zu Beispiel 1 zu Eisen reduziert. Als günstig hat sich hier die Umwandlung bei ca. 900°C im H2/N2 Gemisch erwiesen. Die erforderliche Reaktionszeit richtet sich dabei nach der Wandstärke der Teile und liegt üblicherweise bei ca. 3 bis 7 Stunden.

Im Unterschied zu dem in Beispiel 1 beschriebenen Vorgehen ist der bei der Re- duktion des Invertsinterlings nach außen auftretende Schrumpf bei Temperaturen unterhalb von 1000°C vergleichsweise gering. So beträgt der SF-Wert zwischen Invertsinterling und Braunling je nach durchlaufener Maximaltemperatur nur ca.

1, 005 bis ca. 1, 030. Dies ist darauf zurückzuführen, daß sich bei der voran- gegangenen Sinterung des nicht umgewandelten Fe304-Braunlings (Invert- sinterung) eine mechanisch stabile Skelettstruktur mit einer inneren Restporosität von ausbildet die je nach angewandter Temperatur bei ca. 8-32 Vol. % liegt. Der sich aus der Umwandlung des Oxides ergebende Schrumpf äußert sich daher im Unterschied zu Beispiel 1 nicht nach außen, sondern führt unter Beibehaltung der äußere Form dazu, daß die innere Porosität um ca. 32 Vol % ansteigt und damit (je nach vorangegangener Invertsintertemperatur) nach erfolgter Reduktion bei 43 bis 65 Vol. % liegt. Im Unterschied zu den direkt reduzierten Braunlingen aus Bei- spiel 1 sind die umgewandelten Invertsinterlinge aufgrund der erwähnten Skelett- struktur auch bei vergleichsweise geringer Umwandlungstemperatur weitgehend riß-und verzugsfrei.

Die Makrodichte der reduzierten Invertsinterlinge lag je nach Umwandlungs- bedingungen bei ca. 2, 6 bis 4, 2 g/cm3. Die Mikrodichte ergab unabhängig von der Invertsintertemperatur mit ca. 7, 5 bis 7, 7 g/cm3 annähernd den theoretisch maxi- mal möglichen Wert.

Die Zugfestigkeit der reduzierten (umgewandelten) Invertsinterlinge entspricht in etwa der von Kunststoffen, jedoch ist das Bruchverhalten ohne elastischen An- teile. Die Zugfestigkeit nimmt mit steigender Invertsintertemperatur zu und erreicht bei 1345°C (Invertsintertemperatur) nach Reduktion im H2-Strom (900°C ; 3 Stunden) einen typischen Wert von ca. 70 N/mm2. In den Fällen, in denen Kunst- stoff zwar die notwendigen mechanischen Steifigkeit aufweist, jedoch aus Grün- den der geringen Wärmebeständigkeit und geringen Wärmeleiffähigkeit konstruk- tive Probleme bereitet können diese Teile trotz hoher Porosität bereits als eigen- ständige Teilefamilie konstruktive Aufgaben übernehmen. Die Zugfestigkeit faßt sich geringfügig steigern, wenn der poröse Formkörper mit polymerisierbaren Mo- nomeren z. B. einer Mischung aus Isocyanaten und Polyolen unter Bildung von Polyurethanen infiltriert wird Wird der umgewandelte Invertsinterling in einem nachfolgenden Schritt bei höhe- rer Temperatur (z. B. im Vakuum bei 1320°C über 1 h) nachgesintert, so steigt die Festigkeit der Teile auf ca. 300 N/mm2 bei einer Makrodichte von ca. 5, 3 g/cm.

Die Restporosität dieser Teile liegt bei ca. 25 %.

Beispiel 3 : Im Unterschied zu Beispiel 2 wird in diesem Konzept die zeitliche und räumliche Trennung von Invertsinterung und Reduktion aufgehoben, wodurch aufgrund der fehlenden Zwischenabkühlung auch vergleichsweise geringe Invertsinter-und Umwandlungstemperaturen ohne Risse beherrschbar bleiben.

Dazu wird in Analogie zu Beispiel 2 eine aus 150 Teilen bestehende Charge der Braunlinge aus Beispiel 1 im N2-Strom in den heißen Bandofen eingefahren. Aus den technischen Abmessungen des Ofens, der eingestellten Temperatur der 5 Heizzonen (300/600/900/900/900°C) und der Bandgeschwindigkeit errechnet sich dabei eine Aufheizrate von ca. 20°C/min. Nach Erreichen der 4. Heizzone (900°C) wurde der Bandvortrieb ausgestellt, 30 min unter N2 gehalten und anschließend bei dieser Temperatur durch Zugabe von 1, 5 Nm3 H2/h die Oxidbestandteile des Braunlings innerhalb von 2 Stunden zu Eisen reduziert. Als vorteilhaft hat sich da- bei ein Gemisch aus Wasserstoff und Stickstoff mit Kreislauffahrweise unter gleichzeitiger Ausschleusung des gebildeten Wassers erwiesen.

Die erhaltenen Teile, nachfolgend DI-Sinterlinge genannt (Direct-Inversion) zeigen bei einer Temperatur von 900°C annähernd die gleichen geometrischen Maße wie die eingesetzten Braunlinge, wobei die SF-Werte durch entsprechende Gas-und Prozeßführung in gewissen Grenzen rißfrei gesteuert werden können. Die opti- male Prozeßführung ist dabei von der Geometrie der Teile (insbesondere deren spezifischer Oberfläche), der spezifischen Beladung des Ofens und der im Ofen eingestellten Wasserdampfkonzentration abhängig, die sich wiederum aus ver- schiedenen anderen Prozeßparametern wie z. B. Gasdurchsatz und Ofenvolumen ergibt. Bei entsprechend hoher Beladungsdichte werden überraschenderweise sogar DI-Sinterlinge erhalten, die größer sind als die eingesetzten Braunlinge (gefunden wurden Werte bis zu SF=0, 89).

Das aus den Volumina der ehemalige Binderbestandteile und dem Umwand- lungsschrumpf (Reduktion von Fe304 zu Fe) entstehende Porenvolumen liegt im Bereich von 60 bis 70 Vol. %, d. h. die Entfernung des Binders und die Umwand- lung verlaufen bei entsprechender Prozeßführung unter weitgehendem Beibehalt der äußeren Geometrie bei gleichzeitigem Aufbau einer hohen, homogen verteil- ten inneren Porosität.

Die so hergestellten DI-Sinterlinge zeigen zwar erwartungsgemäß eine geringe Zugkraft von ca. 10 bis 20 N/mm2 sind jedoch im Hinblick auf die geringe Makro- dichte von ca. 2, 6 g/cm3 aussichtsreiche Kandidaten in solchen Anwendungen in denen Metaiischäume (z. B. Heißgas-Filter ; crash absorber) diskutiert werden.

Diese Metallschäume sind bisher nicht aus Stahl sondern verfahrensbedingt ledig- lich aus solchen Legierungen zugänglich, die vergleichsweise geringe Schmeiz- punkte haben. (z. B. Zersetzung von TiHx in Al und Zn-Schmeizen) Beispiel 4 : Die nach Beipiel 3 gefertigten DI-Sinterlinge wurden bei hohen Temperaturen (z. B.

1320 °C über 1 Stunde im Vakuum) gesintert. Dabei schrumpften die Teile erwar- tungsgemäß und die Makrodichte erhöht sich auf ca. 7 g/cm3. Gleichzeitig steigt die erreichbare Zugfestigkeit auf ca. 400 N/mm2.

Erstaunlicherweise gelingt es die Toleranzen der endgesinterten Teile trotz Schrumpffaktoren oberhalb von 1, 3 innerhalb vergleichsweise enger Grenzen ein- zustellen. So ist die Statistik der Maße mit +/-0, 7 % trotz wesentlich höherem Schrumpf nicht schlechter als die des üblichen MIM-Verfahrens.

Beispiel 5 : Eine aus Feedstock des Beispiels I gefertigte Tablette mit dem Durchmesser 27 mm und der Höhe 25 mm wurde entbindert und der so erhaltene Braunfing unter N2/H2 wie in Beispiel 3 beschrieben in einen hochporösen DI-Sinterling umge- wandelt. (Reaktionszeit 5 Stunden ; T=900°C). Der so erhaltene DI-Sinterling (Dichte 2, 74 g/cm3) war gegenüber dem Grünling praktisch nicht geschrumpft und hatte einen Durchmesser von 26, 85 mm und eine Höhe von 25, 0. Er wurde in eine Preßmatrize (Durchmesser 27 mm eingelegt und mit Ober-und Unterstempel bei einen vorgegebenen Pressendruck verpreßt. Der erhalten Formkörper, nach- folgend PDI genannt (Pressed after Direct Inversion) wies mit steigendem Preß- druck eine zunehmende Dichte auf.

Dieser PDI wurde anschließend im Vakuum gesintert (10 °C/min ; 1320 °C über 1 Stunde ; Vakuum).

Die Auswertung der so erhaltenen Sinterlinge zeigt, eine mit der Dichte des PDI und damit mit dem Preßdruck ansteigende Sinterdichte. Unter Berücksichtigung der in der Pulvermetallurgie üblicherweise angewandten Drücke von max. 6 t/cm2, ergibt sich eine Preßdichte des PDI von ca. 6, 4 g/cm3 die beim Sintern zu einer Enddichte von 7, 5 g/cm3 führt. Bei Anwendung hoher Drücke (15 t/crrr\') wurde eine Dichte im PDI von 7, 14 erhalten, die zu einer Sinterdichte von 7, 62 führte. Die Tatsache, daß die experimentell beobachtete Dichte auch bei Anwendung hoher Preßdrücke mit 7, 62 g/cm3 unterhalb der theoretischen Dichte der gebildeten FeNi8 Legierung (ca. 7, 9 g/cm3) liegt, ist durch geringe Verunreinigungen des bergmännisch geförderten Ausgangsmaterials (Fe304-Gehalt> 99, 5%) begründet ist. Diese im Erz enthaltene Gangart ist im Schliff des Sinterlings als Verun- reinigungen sichtbar und weist sich in der Mikrosonde als Phosphate und Silicate aus. Da der Durchmesser dieser homogen verteilten Einschlüsse sehr gering ist, (üblicherweise ca. 1 my, in Ausnahmefällen bis ca. 10 my) beeinflußt er die Werk- stoffeigenschaften nicht. So wurden an Werkstoffproben Zugfestigkeiten von ca.

650 bis 720 N/mm2 bei HB-Werten von >200 bestimmt. Dies ist bemerkenswert, da der Werkstoff entsprechend seiner Vorgeschichte praktisch keinen Kohlenstoff enthält. Die metallographische Untersuchung der Teile belegt, daß die metallische Matrix des Werkstoffes extrem feinkörnig, absolut homogen und porenfrei ist.

Wird der Sinterling anschließend unter Aufkohlung gehärtet und angelassen, so steigt die Härte auf 52 HRC bei einer gleichzeitigen Zunahme der Zugfestigkeit auf > 1000 N/mm2.

Mit einem synthetischen gefällten Eisen-Oxid (handelsübliches Bayferrox 0) wurde erwartungsgemäß eine einschlußfreie metallische Matrix erhalten. Im Hin- blick auf die ohnehin sehr hohen mechanischen Festigkeiten, die auf Basis des bergmännisch geförderten Oxids erhalten wurden, kann bei dem erfindungs- gemäßen Verfahren auf den Einsatz hochreiner Ausgangsstoffe jedoch aus Kostengründen im allgemeinen verzichtet werden.

Die Zähigkeit und Kerbschlagzähigkeit der nach Beispiel 5 gefertigten Werkstoffe ist hoch. Selbst wenn der beim PD ! angewandten Preßdruck nur 2, 6 t/cml beträgt und als Sinterdichte demgemäß nur ca. 6, 95 g/cm3 erhalten werden, beträgt die Zugfestigkeit über 500 N/mm2. Im Unterschied zu konventionellen PM-Werk- stoffen mit vergleichbarer Dichte überrascht bei diesen Teilen die deutlich höhere Zugfestigkeit und die wesentlich geringe Kerbschlagempfindlichkeit, die auf das extrem feinkörnige Gefüge zurückzuführen ist. Damit können über das erfindungs- gemäße Verfahren auch bei vergleichsweise geringen Drücken Materialeigen- schaften erzielt werden, die denen unter Anwendung vergleichbarer Preßdrücke hergestellten konventionellen PM-Teilen deutlich überlegen sind. Bei vorgegebe- ner Pressenleistung sind damit nach dem erfindungsgemäßen Verfahren deutlich größere Teile herstellbar, als dies bei der klassischen PM möglich ist.

Zum Schutz der Preßmatrize hat es sich als zweckmäßig erwiesen, den hoch- porösen DI vor dem Verpressen zumindest teilweise mit einem handelsüblichen Öl zu tränken. Dieses niedrigviscose Öl tritt bei der anschließenden Verpressung aus der Matrize aus und führt zu einer homogeneren Dichteverteilung im Preßkörper.

Da im Unterschied zur klassischen Preßsintertechnik an dem Preßvorgang des erfindungsgemäßen Verfahrens keine Pulver, sondern ein tränkbarer poröser Formkörper beteiligt sind, kann durch diese einfache Maßnahme die Standzeit der Preßwerkzeuge erheblich erhöht werden ohne daß es beim nachfolgenden Füll- vorgang der Form zur Bildung schmierender Pasten kommt.

Mit steigender Dichte des PDI (d. h. mit steigenden Preßdrücken) wird die Porosität des DI-Sinterlings durch Verdichtung in Z-Richtung zunehmend eliminiert. Die nach dem Pressen im Formkörper verbleibende Porosität verschwindet beim Sin- tern auf Enddichte und führt hier zu einem Sinterschrumpf der in erster Näherung in x-, y-und z-Richtung gleichmäßig auftritt. Unter Berücksichtigung technisch be- herrschbarer Preßkräfte (ca. 6 t/cm2) wird eine Vorverdichtung auf ca. 6, 4 g/cm3 erzielt, so daß der verbleibende Sinterschrumpf in x und y Richtung bei ca. 5, 5 % (SF=1, 055) liegt. Dieser Wert liegt deutlich unter dem SF-Wert der bei gleicher Werkstoffklasse im MIM-Verfahrens zu berücksichtigen ist (ca. SF (MIM) =1, 175) Innerhalb vorgegebener Fertigungstoleranzen sind daher nach dem erfindungs- gemäßen Verfahren deutlich größere Bauteilgeometrien technisch beherrschbar.

Die Genauigkeit des Verfahrens ist abhängig von der Geometrie des Bauteiles und dessen Vorverdichtung vor dem Sintern. Bei einer Verpressung auf ca. 6, 4 g/cm3 werden Toleranzen von unter 0, 3 % bezogen auf die Zielmaße prozeßsicher beherrschbar. Auf zusätzfiche Kalibrierschritte kann daher im allgemeinen ver- zichtet werden.

Beispiel 6 : In der klassischen Preßsintertechnik ist die Verdichtung eines"einhöhigen"Form- körpers, d. h. einer Geometrie die in Z-Richtung nur eine Höhe aufweist (z. B. die Tablette des Beispiels 5) einfach. Soll dagegen ein Teil mit verschiedenen Höhen gefertigt werden, so erfordert theoretisch jede Höhe einen eigenen Stempel- vortrieb um ohne Dichtegradienten im betrachteten X, Y Bereich eine individuelle Verdichtung in Z-zu ermöglichen. Dieses Problem führt in der klassischen PM bei mehrhöhigen Teilen zu der Notwendigkeit einer Vielzahl einzeln anzusteuernder Stempel. Die zugrundeliegenden Pressen und Werkzeuge sind demgemäß sehr aufwendig und entsprechend teuer. Besonders kritisch wird es, wenn statt zwei oder dreihöhigen Formteilen Geometrien mit einer kontinuierlichen Änderung der Höhe (z. B. einer schrägen Kante) oder Hinterschnitten in Preßrichtung zu fertigen sind. So sind in der klassischen PM solche Geometrien bisher nur mit extrem auf- wendigen Werkzeugen oder über die mechanische Nacharbeit entsprechender Rohlinge zu fertigen.

Theoretisch wäre diese Problematik auch bei der Verdichtung des DI aus Beispiel 5 zu erwarten. Überraschenderweise wurde jedoch gefunden, daß dessen hoch- poröse Matrix beim Pressen duktile Eigenschaften aufweist und die Fähigkeit be- sitzt zum Ausgleich von Dichteunterschieden in gewissen Grenzen in x und y Richtung Material quer zur Preßrichtung zu verschieben. Unter Ausnutzung dieses duktilen Verhaltens wurde mit einer einfachen 2-teiligen Preßform aus Ober-und Unterstempel bei einem Preßdruck von 6 to/cmz ein schrägverzahntes Ke- gelzahnrad mit Modul 0, 76 und einem Durchmesser von D=53 mm gefertigt. Trotz unterschiedlicher Höhen (2 mm an der Außenkante, 6 mm im Zentrum) wurde über den gesamten Querschnitt des gesinterten Zahnrades (1320°C ; 1 h ; Va- kuum) eine Dichte von 7, 48 g/cm3 erhalten. Die Oberflächenhärte betrug einheit- lich 209 bis 212 HB187/2, 5. Die Streuung des Durchmessers im gesinterten Zahn- rad war mit +/-0, 06 mm sehr gering.

Beispiel 7 Dieses Fließverhalten in Kombination mit der Tatsache, daß im Unterschied zur klassischen Preßsintertechnik bei dem vorliegenden Verfahren kein Pulverhaufen, sondern ein homogener, geometrisch eng definierter Formkörper in die Preßform eingelegt wird, erlaubt es, innerhalb gewisser Grenzen die Formtrennebene des Preßwerkzeuges gegenüber der Außenkante des Bauteils zurückzusetzen. Be- trachtet man ein umlaufend verzahntes Zahnrad, so verläuft in der klassischen Preßsintertechnik die Formtrennung zwangsläufig an der Außenkante des Bau- teils, mit der Folge, daß dieses Zahnrad als PM-Teil oftmals eine unzulässige scharfe Gratbildung an der Laufflanke aufweist, die zudem unzulässig hohe Punktkräfte ins Bauteil einleitet. Bei dem vorliegenden Verfahren kann dies in einfacher Weise dadurch vermieden werden, daß die Trennung der Preßstempel nicht auf der Zahnkante verläuft, sondern einige 1/10 mm in das Bauteil eingezo- gen wird. Die Zahnkante selber kann nun verrundet ausgebildet werden. Trotz des dadurch in Preßrichtung entstehen Hinterschnittes verdichtet sich infolge duktilen Querflusses auch die im Hinterschnitt liegende Teiikontur und es ergeben sich bei richtiger Auslegung keine nennenswertem Dichte-und Festigkeitsunterschiede im gesinterten Bauteil. Die Enfformung des Preßlings erfolgt über eine zweite beim Preßvorgang geschlossene Trennebene in der Preßmatrize.

Beispiel 8 Das in Beispiel 7 angesprochene duktile Fließverhaltens ermöglicht es, innerhalb gewisser Grenzen, in der Preßmatrize auch solche Formkonturen mit Material zu füllen, deren betrachtete Teilkontur in dem in die Form eingelegten porösen Form- körper nicht vorgebildet sind. D. h. der poröse Formkörper muß nicht zwangsläufig die in Preßrichtung expandierte Form des verpreßten Körpers darstellen.

Damit ergeben sich gegenüber der klassischen Preßsintertechnik deutlich erwei- terte Formgebungsmöglichkeiten So lassen sich unter Ausnutzung dieses Fließ- verhaltens in einfachster Weise formschlüssiger Verbindungen zwischen zwei Werkstücken herstellen.

Dazu wird ein in Analogie zu Beispiel 5 hergestellter PDI (Einlegeteil A, Preßdichte 6, 4 g/cm3) gefertigt und als Einlegeteil in eine Preßmatrize eingesetzt. Auf diesen PDI wird anschließend ein nach Beispiel 3 gefertigter poröser DI aufgesetzt und unter Ausnutzung des duktilen Fließverhaltens quer zur Preßrichtung form- schlüssig mit Einlegeteil A verpreßt. Die beiden preßtechnisch verbundenen Teile werden nun gemeinsam gesintert. Da beide Teilgeometrien (eine gleiche Vorver- dichtung vorausgesetzt) beim Sintern identisch schrumpfen ist der Teileverbund starr, wobei die ursprüngliche Trennstelle aufgrund der hohen Vorverdichtung und der hohen Sinteraktivität der feinstteiligen Pulver beim Sintern ausheilt. Dies er- weitert die Palette der technischen Möglichkeiten deutlich, da in der klassischen Preßsintertechnik die bei größeren Bauteilen zwangsläufig benötigten hohen Preßkräfte, die zugängliche Teilegröße auf ca. 100 cm2 (projizierte Preßfläche) beschränken. Eine sequentielle Verpressung ist in der klassischen PM nicht mög- lich, da miteinander verpreßte Dächen keinen nennenswerten Sinterverbund ein- gehen und eine homogenen Füllung des Preßwerkzeuges mit Pulverpartikeln um eingelegte Konturen herum im allgemeinen nicht möglich ist Dabei ist es vorteilhaft Teile mit einer hohen Raumerfüllung oder Teile mit Durch- brüchen in zueinander senkrecht stehenden Ebenen so aufbauen zu können, daß die zu verpressenden Einzeigeometrien jeweils preßtechnisch optimal aufgebaut sind. Das Konzept eröffnet darüber hinaus einen unkomplizierten Zugang zu Ver- bundteilen aus unterschiedlichen Werkstoffen, sofern für beide Werkstoffe ein in den Sinterparametern überlappendes Regime gefunden werden kann.

Beispiel 9 Wie in Beispiel 8 dargestellt, sind PDI und poröser Formkörper D nicht zwangs- läufig geometrisch ähnliche, lediglich in z-Achse gestauchte Körper. Da die dukti- len Fließeigenschaften des Di ein Verschieben von Material quer zur Preßrichtung erlauben, ist es möglich, geometrisch komplexe Formen mit fließenden Über- gängen (Multihöhen-Teile) in einfach aufgebauten Preßformen dadurch zu ferti- gen, daß ein in der Grundgeometrie identischer poröser Formkörper im hinteren Schaft stempelförmig um das bei der Verpressung benötigte Zusatzvolumen ver- fangen : wird. Dabei ist das Zusatzvolumen so auszulegen, daß es das zur Ver- dichtung benötigte Material der Zielgeometrie speichert. Eine ungestörte Verdich- tung angenommen (d. h. hier z. B. 6, 4 g/cm3 bei 6 to/cm2) wäre dies im Fall des in Beispiel 3 beschriebenen Di (2, 54 g/cm3) theoretisch das ca. 2, 52-fache des zu verdichtenden Zielvolumens.

Dieses Vorgehen führt insbesondere dann zu relativ einfach aufgebauten Preß- formen, wenn in einem betrachteten Bauteil neben geometrisch einfach zu ver- dichtenden (z. B. einhöhigen) Untergeometrien zusätzlich filigrane Multihöhen- Konturen vorliegen.

Die Anwendung dieses Prinzips ermöglicht eine hohe Flexibilität zur Fertigung geometrisch ähnlicher Teile, da in einfacher weise ein zunächst noch geometrisch undifferenziertes Massenteil (z. B. ein nach Beispiel 3 gefertigter Schlüsselrohling) im einem nachfolgenden Preßschritt mittels eines codiert einstellbaren Preß- Werkzeug in eine teilspezifische Endkontur überführt werden kann.

Obwohl bei komplexeren geometrischen Strukturen die durch Querverdichtung erzielte Dichte im PDI naturgemäß nicht die Homogenität erreicht, die bei Ver- dichtung einer geometrisch einfachen Tablette erzielt, werden kann, werden auf- grund der ausgezeichneten Werkstoffeigenschaften auch in solchen Bereich die beim Pressen nicht vollständig verdichtet werden nach dem Sintern sehr gute Zugfestigkeiten und Kerbschlagwerte beobachtet. So genügt in einem kritisch zu verdichtenden Teilbereich bereits die vergleichsweise geringe Vorverdichtung auf ca. 5 g/cm3 um bei dem in vorliegendem Beispielen angesetzten Werkstoff FeNi8 auch in diesem Teilbereich nach dem Sintern eine Dichte von 6, 9 g zu erzielen.

Dies führt nach dem Sintern zu einer Zugfestigkeiten von ca. 500 N/mm2.

Insgesamt bietet das Verfahren bei vergleichbaren Werkstoffeigenschaften ge- genüber dem konventionellen Metallpulverspritzguß einen deutlichen Wett- bewerbsvorteil. Die geringen Rohstoffkosten und der deutlich geringere Sin- terschrumpf erlauben dabei die Fertigung weit auskragender Geometrien die beim Sintern klassischer MIM-Teile nicht beherrschbar sind. So ist es möglich über eine Unterfütterung mit Stützgeometrien, diese auskragende Teilstrukturen beim Sin- tern zu stabilisieren und diese Stützgerüste nachträglich mechanisch zu entfernen.

Dieses Konzept ist beim klassischen MIM-Verfahren aufgrund der prohibitiv hohen Rohstoffkosten im allgemeinen unwirtschaftlich.

Wie in den Beispielen 5 ff ausgeführt, müssen die porösen Formkörper zum Ver- pressen in eine Form eingelegt werden. Um die Kosten dieses zusätzlichen Schrittes zu minimieren sind Zykluszeiten von wenigen Sekunden erforderlich. Der Preßvorgang selber liegt dabei im allgemeinen im Bereich unter 1 sec und erfor- dert keine Haltezeit. Der geschwindigkeitsbestimmende Schritt liegt daher in der Zuführung der Teile zur Preßform, die zur Minimierung der Kosten automatisiert erfolgen sollte. Aufgrund der hohen Stabilität der porösen Formkörper ist dies pro- blemlos möglich, sofern diese innerhalb relativ enger Toleranzen gefertigt und damit ohne Toleranzprobleme in die vorgegebene Preßkavität eingelegt werden können.

Bei einfachen Bauteilgeometrien ist dies problemlos möglich, da beim Einlegen eines untermaßigen Formkörpers zwar ein Spalt zwischen Preßform und Form- körper verbleibt, sich dieser jedoch beim Pressen durch Querverschiebung des Materials füllt. Ebenso ist ein gewisses Übermaß erlaubt, wenn die Preßform eine Einführungsschräge aufweist und so ein stumpfes Abscheren von Material an der Formkante vermieden wird.

Kritischer wird es jedoch, wenn beim Einlegen der Formkörper Stichmaß einzu- halten sind, da das hochporöse Material zwar problemlos Druckkräfte aber mit ca.

10 bis 20 N/mm2 nur in sehr geringem Maße Zugkräfte aufnehmen kann. Soll bei- spielsweise ein Formkörper in der Geometrie einer 8"verpreßt werden, so muß dieser beim Einlegen in die Preßform auf zwei stehende Zapfen aufgesetzt wer- den. Ist die Abweichung vom Sollmaß dabei so, daß auf das Teil beim Auffädeln eine Zugspannung ausgeübt wird (im betrachteten Fall wäre die poröse"8"also zu klein ausgefallen), reißt das Teil, wobei sich die gebildeten Bruchpforten von- einander entfernen. Ist im Umfeld dieser Bruchpforten teilespezifisch genügend Material vorhanden, so heilen diese Bruchpforten beim Verpressen aus, da auf- grund des duktilen Fließverhaltens aus den übrigen Partien des Teiles Material nachfließt. Aufgrund der hohen Sinteraktivität ist nach dem Sintern das Material homogen und besitzt auch an der ausgeheilten Bruchpforte die gleiche hohe Zugfestigkeit wie die übrige Matrix. ist der Materialquerschnitt am Knotenpunkt der 8"jedoch gering, so reicht das duktile Fließverhalten nicht aus um das zwischen den Bruchpforten fehlende Ma- terial durch die benachbarten geringen Fließquerschnitte senkrecht zum eigent- lichen Druckgradienten zu transportieren. In diesem Fall verbleibt auch nach dem Sintern eine Bauteilschädigung.

Aus den genannten Gründen ist bei den meisten Bauteilen in x/y die Einhaltung relativ enger Toleranzen des porösen Formkörpers notwenig. Als s Größenordnung kann hier eine Abweichung von +/-1, 5% angesetzt werden.

Da die Reduktion der oxidischen Bauteilmatrix eine Diffusion der reduzierenden Gase (z. B. H2) in die Bauteiltiefe erfordert, so führt dies beim Verwenden von rei- nem Wasserstoff dazu, daß filigrane Teilgeometrien bereits vollständig um- gewandelt sind, während Teilgeometrien mit hohen Wandstärken in der Mitte noch nennenswerte Oxidanteile enthalten. Diese Diffusionsfront zwischen Metalloxid und durchreduzierter metallischen Matrix ist oftmals mit bloßem Auge klar zu er- kennen. Wie in Beispiel 1 und 2 ausgeführt, besitzt das vollständig reduzierte Ma- terial auch unterhalb der üblichen Sintertemperaturen bereits eine gewisse Sinter- aktivität. Dies führt dazu, daß filigrane Teilgeometrien dazu neigen bereits erheb- liche zu schrumpfen, während das Material in kompakteren Teilgeometrien noch keinen vollständigen Umsatz zeigt. Umfangreiche Versuche haben gezeigt, daß es bei kritischen Bauteilen d. h. solchen mit wechselnden Wandstärken und einzu- haltenden Stichmaßen unter Verwendung von reinem Wasserstoff schwierig ist, Prozeßparameter zu finden die eine befriedigende Prozeßstatistik der Ab- messungen d. h. einheitliche reproduzierbare SF-Werte über das ganze Bauteil zu garantieren. Das Problem verstärkt sich noch, wenn bei technisch relevanten Chargengröße zu den genannten Problemen noch Inhomogenitäten in der Gas- führung technischer Apparate kommen, so daß sich auch über die betrachtete Gesamtcharge unterschiedliche SF-Werte ergeben.

Durch Zumischen von grobem verdüsten Pulver zur Feedstockmischung kann hier oftmals die Sinteraktivität so herabgesetzt werden, daß auch die erwähnten dünnwandigen Geometrien nicht unzulässig schrumpfen, jedoch geht dies im all- gemeinen mit einer Verschlechterung der Werkstoffeigenschaften und einer Er- höhung des Preßdruckes einher.

Beipiel 10 29 Teile eines aus Feedstock des Beispiels I gefertigten Braunlings mit einem Grünlingsgewicht von 10, 5 g einem Durchmesser DX=25, 42 ; DY = 25, 42 und der Höhe H=12, 96 wurden in einem gasdichten Ofen mit Gasumwälzung und Abgas- fackel auf einem Lochblech liegend mit 20 °C/min auf 900°C erhitzt und an- schließend von unten durchströmt bei dieser Temperatur mit 0, 6 Nm3 H2/h redu- ziert.

Nach einer Reaktionszeit von 2 Stunden hatte sich das Gewicht der Teile durch Reduktion des Oxides auf 7, 1 g verringert. Die Teile hatten ein hell grau metall- sches Aussehen und waren im Bereich der dünnwandigen Außenbögen (Wand- stärke 1, 1 * 0, 9 mm) um den Faktor 1, 05 bis 1, 09 ; im dickwandigen Zentrum da- gegen nur um SF=0, 98 bis 1, 015 geschrumpft. Beim manuellen Einlegen dieser Teile in die Preßform rissen die dünnen Außenbögen. In den so gepreßten Bau- teilen waren eindeutig Haarrisse zu sehen, die im Funktionstest der anschließend gesinterten Teile zum Bauteilversagen führten.

Bei identischer Anordnung wurden die 29 Teile in einem zweiten Versuch statt mit H2/N2 mit 0, 6 Nm3/h eines Gasgemisches aus CO/H2/CH4 (30/65/5-Vol. %) durchströmt. Nach einer Reaktionszeit von 2 Stunden hatte sich das Gewicht der Teile durch Reduktion des Oxides auf 7, 2 bis 7, 4 g verringert. Die Teile hatten ein dunkelgrau metallisches Aussehen und waren in X und Y einheitlich um den Fak- tor 0, 985 bis 1, 015 % geschrumpft. Auf der Oberfläche einiger Teile waren ins- besondere im Bereich von Kanten und dünnwandigen Geometrien Kohlenstoff- ablagerungen zu sehen, die auf einen Bouduard-Zerfall des CO an der frisch ge- bildeten Eisenoberfläche zurückzuführen sind. Gleichzeitig waren diese dünn- wandigen Geometrien von 25, 42 mm auf 26, 4 mm aufgequoilen.

Beispiel 11 : Der Versuch aus Beispiel 10 wurde zur Unterdrückung des Bouduard-Zerfalls un- ter Zusatz von 5 Vol. % NH3 wiederholt, wobei gleichzeitig dem System zur Er- höhung des O : C Anteiles Wasser zugegeben wurde. Die Teile zeigten keinerlei Koh Istoffablageru ngen bei einem SF-Wert von 0, 975 bis 1, 02 Beispiel 12 : 150 Teile des in Beispiel 7 beschriebenen Braunlings wurden in einem gasdichten Umluftofen unter Einspeisung von 20 I N2/min auf 900°C erhitzt. In diesen Ofen wurde anschließend 2 Stunden lang 500g/h einer ammoniakalischen Ethanol-Lö- sung zudosiert (870 g 96-Ethanol mit 130 g 25-%-igerwässriger NH3-Lösung).

Die austretenden Gase wurden abgefackelt. Nach 2 Stunden wurde im N2-Strom abgekühlt. Die Teile waren metallisch grau und zeigten ein einheitliches Gewicht von 7, 15 bis 7, 35 g. Die Teile wiesen an der Oberfläche keinerlei sichtbare Kohlenstoffablagerungen auf. Der Schrumpf der Teile lag über das gesamte Teil einheitlichen bei SF=0, 97 bis 1, 02 bei einem Ausschuß von 2, 7 % Die Maße der Teile entsprachen damit innerhalb einer Streubreite von +/0, 4-0, 2 mm denen des ursprünglich eingesetzten Braunlings. Die Teile konnten der Preßform automati- siert zugeführt werden. Nach dem Sintern dieser Teile bei 1280°C im Vakuum wurde bei einigen Teilen ein unzulässig hoher C-Gehalt festgestellt, der zu par- tiellen Anschmelzungen fuhrte.

Beispiel 13 : 300 Teile des in Beispiel 7 beschriebenen Braunlings wurden in einem gasdichten Umluftofen unter Einspeisung von 20 I N2/min auf 900°C erhitzt. In diesen Ofen wurde anschließend 1 Stunden lang 1, 1 Kg/h einer ammoniakalischen Ethanol- Lösung zudosiert (870 g 96%-iges Ethanol mit 130 g 25-%-iger wässriger NH3- Lösung). Die austretenden Gase wurden abgefackelt. Nach 1 Stunde wurde wei- tere 2 Stunden unter Wasserstoff (2 m3/h reduziert. Anschließend wurde im N2- Strom abgekühlt. Die Teile waren metallisch grau und zeigten ein einheitliches Gewicht von 7, 12 g. Sie wiesen einen C-Gehalt von ca. 0, 75 % auf und hatten über das gesamte Teil einen einheitlichen Schrumpf von 0, 99 bis 1, 01.

Die porösen Teile wurden mit einem kommerziell erhältlichen Mineralöl getränkt und anschließend in einer Preßform unter Anwendung eines Druckes von 28 to verpreßt. Die erhaltenen Preßlinge wiesen eine Makrodichte von 6, 3 bis 6, 4 g/cm3 bei einer Mikrodichte von 7, 55 g/cm3 auf. Das Sintern dieser Teile erfolgte bei 1280°C unter Wasserstoff (7, 5 °C/min ; 1 Stunde Haltezeit bei Maximaltempera- tur). Die Teile hatten nach dem Sintern ein Gewicht von einheitlich 6, 98 g, eine Makrodichte von 7, 5 g/cm3 und waren unter Schlageinwirkung duktif verformbar.

Nach Härten und Anlassen der Teile bei 940°C (HRC=52) wiesen sie unter defi- nierten Testbedingungen eine Zugfestigkeit von 2, 2 kN auf, die im betrachteten Bauteil rechnerisch einer Zugfestigkeit von ca. 1100 N/mm2 entsprach. Die Streu- ung der Maße in Durchmesser und Höhe lag mit 24, 2 +/-0, 08 innerhalb einer engen Toleranz.

Beispiel 14 : Die Teile wurden analog zu Beispiel 13 gefertigt, jedoch wurden die porösen Formkörper nach erfolgter Umwandlung mit einer konzentrierten ammoniakali- schen Cu [(NH3)] 42-Lösung infiltriert und unter Wasserstoff bei 900°C im Bandofen (Verweilzeit insgesamt 1, 5 h) auf Cu° reduziert. Die Teile zeigten eine Kupferfarbe auf metallisch grauer Matrix, die sich homogen ins Teil hinein fortsetzte. Diese Teile wurden wie in Beispiel 13 ausgeführt gepreßt, gesintert, gehärtet und ange- lassen. Im Vergleich lag die Zugfestigkeit ca. 10% höher als die der Vergleichsteile aus Beispiel 12 ohne Cu-Infiltration.