[0001] Pulvermetallurgische Formteile auf Eisenbasis werden zunehmend für hohe mechanische
Beanspruchungen eingesetzt, v.a. in Automobilmotoren und -getrieben. Ausgehend von
Pulvermischungen werden die Teile in Presswerkzeugen axial gepresst und anschließend
bei Temperaturen von etwa 1120-1300°C unter Schutzgas gesintert. In vielen Fällen
schließt sich eine Wärmebehandlung des Rohlings, wie z.B. Härten, Aufkohlen etc.,
an. Wichtig ist die Erzielung möglichst hoher relativer Dichte - d.h. geringer Restporosität
- schon beim Pressen, da die Porosität beim Sintern dieser Formteile kaum mehr abnimmt
und die mechanischen Eigenschaften mit höherer Dichte entsprechend geringerer Porosität
signifikant besser werden.
[0002] Für hochbeanspruchte Präzisionsteile kommen vor allem legierte Sinterstähle mit C-Gehalten
von 0,3 bis 0,7% zum Einsatz. Traditionell wird der Kohlenstoff durch Zumischen von
feinem Naturgraphit hoher Reinheit eingebracht, der sich beim Sintern in der Eisen-
oder Stahlmatrix auflöst. Dieses Gemisch aus Metall- und Graphitpulver ist gut pressbar
und ergibt beim Pressen hohe relative Dichten. Allerdings wird beim Pressen auf sehr
hohe relative Dichten (>94%) der Volumsbedarf des Graphits hinderlich. Graphit, mit
einer Dichte von nur ca. 2,2 gcm
-3 gegenüber 7,86 g.cm
-3 bei Eisen, nimmt im Pressling relativ viel Platz ein; wenn beim Sintern der Graphit
im Eisen in Lösung geht, bleiben an diesen Stellen Poren zurück. Vor allem bei modernen
Pressverfahren wie Warmpressen oder Hochgeschwindigkeitspressen ist der Raumbedarf
des Graphits ein die erreichbaren Dichten massiv begrenzender Faktor.
[0003] Weiters neigen die feinen Graphitpulver zur Entmischung durch Stauben ("dusting");
Mischungen mit >0,5% Graphit sind hier zunehmend schwierig zu verarbeiten. Grundsätzlich
wäre die Verwendung von Pulvern, die den C-Gehalt bereits in sich tragen - sog. vorlegierter
Pulver - möglich, diese Lösung, die für die Einbringung metallischer Legierungselemente
bereits erfolgreich angewendet wird, kommt aber für Kohlenstoff wegen der höheren
Härte und damit schlechteren Pressbarkeit der entsprechenden Pulver für Präzisionsteile
nicht in Frage; Kohlenstoff verfestigt das Eisengitter sehr viel stärker als metallische
Legierungszusätze. Einbringen des Kohlenstoffs über zugemischte Karbide wurde mehrfach
versucht; die feinen und sehr harten Karbide verursachen aber untragbaren Verschleiß
der Pressmatrizen, außerdem neigen solche Pulver auch stark zur Entmischung.
[0004] Aus der
JP 62063647 ist ein Eisen-Kohlenstoff Masteralloy Fe-Y%C mit 0,5 ≤ Y ≤ 6,7 bekannt. Dieses Pulver
wird in einer Menge von Z% einer Legierung auf Eisenbasis enthaltend A% Sauerstoff
zugesetzt, wobei Y x Z ≥ 0,75 x A sei. Laut Beschreibung wird für das Masteralloy
ein Cr-legiertes Eisenpulver verwendet. Eine Wärmebehandlung erfolgt erst nach dem
Sintern der Legierung.
[0005] Gemäß der vorliegenden Erfindung wird nun ein Eisen-Kohlenstoff Masteralloy mit einem
C-Gehalt von zwischen 3 und 8 %-Masse und einer Obergrenze von Legierungsmetallen
an
Ni < 10 %-Masse,
P < 4 %-Masse,
Cr < 5 %-Masse, vorzugsweise < 1 %-Masse,
Mn < 5 %-Masse, vorzugsweise < 1 %-Masse,
Mo < 3 %-Masse,
W < 3 %-Masse,
Cu < 1 %-Masse,
[0006] Rest Eisen, zur Verfügung gestellt, welcher eine Teilchengröße von > 20 µm und eine
Härte von < 350 HV 0,01 aufweist. Erfindungsgemäß wird Kohlenstoff über ein Masteralloy
in die zu bildende Legierung eingebracht, welches Masteralloy von der Teilchengrößenverteilung
her dem Basispulver ähnlich ist, aber hohen C-Gehalt aufweist, nämlich bis zu 8 Masse%
("Kohlenstoff-Masteralloy"). Aus den Teilchen dieses Masteralloys diffundiert der
Kohlenstoff beim Sintern in die Teilchen des Basispulvers und wird dadurch im Werkstoff
homogen verteilt. Dieses Masteralloy ist zwar härter als das Basispulver, aber sehr
viel weicher als z.B. Karbidpulver. Da nur ein geringer Prozentsatz an Masteralloy
mit dem vorzugsweise C-freien Basispulver gemischt wird, ist der Effekt auf die Pressbarkeit
marginal. Der Kohlenstoff ist im Masteralloy als Zementit Fe
3C vorhanden, mit einer Dichte von 7,4 g.cm
-3. Bei der homogenen Verteilung des C während der Sinterung ändert sich diese Dichte
praktisch nicht, vor allem werden keine zusätzlichen Poren gebildet. D.h. die erreichbare
Pressdichte wird nur durch die Verpressbarkeit des Pulvers selbst - und eventuell
durch das Vorhandensein von organischen Gleitmitteln - begrenzt, aber nicht durch
den Volumsbedarf des Kohlenstoffträgers. Da die Teilchen des Masteralloys ähnliche
Größe und Geometrie aufweisen wie das Basispulver, ist die Entmischungstendenz minimal,
auch dusting kann daher nicht auftreten.
[0007] Vorzugsweise weist das erfindungsgemäße Masteralloy einen C-Gehalt von zwischen 3
und 8 %-Masse, besonders bevorzugt einen C-Gehalt von zwischen 4 und 6 %-Masse und
einer Obergrenze von Legierungsmetallen
Ni < 5 %-Masse,
P < 2 %-Masse,
Cr < 0,5 %-Masse,
Mn < 0,5 %-Masse,
Mo < 1,5 %-Masse,
W < 1,5 %-Masse,
Cu < 0,5 %-Masse.
auf. Die Obergrenzen der Legierungsmetalle ergeben sich aus den Einflüssen der verschiedenen
Elemente, es ist danach zu trachten, dass das Masteralloy nicht zu hart wird um die
spätere Verpressung mit dem Basispulver nicht zu beeinträchtigen.
[0008] Gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren
zur Herstellung eines derartigen Eisen-Kohlenstoff Masteralloys zu Verfügung gestellt,
welches die Schritte umfaßt:
- Herstellen eines pulverförmigen C-reichen Vorprodukts,
- ggf. Vorglühen des Vorprodukts,
- ggf. Deagglomerieren des Vorprodukts,
- Glühen des pulverförmigen C-reichen Vorprodukts bis zu einer Temperatur von mindestens
80°C über der γ-Temperatur des der Zusammensetzung des Vorprodukts entsprechenden
Zustandsdiagramms,
- Abkühlen des Vorprodukts mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 3°C/min.
[0009] Der wesentliche Punkt im erfindungsgemäßen Verfahren ist das Weichglühen des Vorprodukts.
[0010] Vorzugsweise erfolgt die Herstellung des pulverförmigen C-reiche Vorprodukts durch
Verdüsen einer Schmelze von C und Fe oder Stahl. Dieses Vorprodukt ist nach der Wasserverdüsung
noch oberflächlich oxidiert und durch die rasche Abkühlung gehärtet, es wird daher
vorzugsweise in einem Ofen unter Schutzgas reduzierend weichgeglüht.
[0011] Alternativ ist es möglich, dass das pulverförmige C-reiche Vorprodukt durch Vermischen
von feinteiligen Fe- oder Stahlpulver mit C hergestellt wird und einer anschließenden
Glühbehandlung, die den Kohlenstoff im Eisenpulver in Lösung bringt. Wie sich gezeigt
hatte, können dabei überraschenderweise relativ hohe Gehalte an C - bis zu 8%-Masse
- in der Eisenmatrix gelöst werden.
[0012] Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird das geglühte
Vorprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 3°C/min bis zu einer Temperatur
von 500°C abgekühlt wird und danach die Abkühlgeschwindigkeit erhöht. Besonders bevorzugt
wird das geglühte Vorprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 0,5°C/min abgekühlt.
Durch das langsame Abkühlen bilden sich in der Mikrostruktur des Masteralloys runde
Zementitteilchen. Das Ziel der Wärmebehandlung ist die Schaffung von härtungsunwirksamen
bzw. wenig härtungswirksamen diskreten Bereichen von Zementit oder Bainit bzw. vergröberte
diskrete Bereiche.
[0013] Vorzugsweise findet Glühen und Abkühlen des Vorprodukts unter Schutzgasatmosphäre
(reduzierend oder neutral) statt, dies ist insbesondere bei oberflächlicher Oxidation
des Vorprodukts zielführend.
[0014] Die Verarbeitung des fertigen Masteralloys kann nach den eingeführten Techniken der
Eisenpulvermetallurgie geschehen, d.h. durch Mischen mit Basispulver, Matrizenpressen
und Sintern; Änderungen an den Anlagen oder der Prozessführung sind nicht notwendig.
Auch die neuen Konsolidierungstechniken wie Warmpressen, high velocity compaction
etc. sind problemlos möglich.
[0015] Die vorliegende Erfindung wird nun anhand der folgenden Beispiele bzw. Vergleichsversuche
näher erläutert, wobei sie nicht auf die angeführten Beispiele beschränkt ist.
1) Herstellung von Masterlegierungen:
[0016]
- a) Mischen von KIP 4100 + 5% C → Glühen bei 1100°C in N2 während 60 min → Master Original 1 (Vergleichsmischung entsprechend Stand der Technik)
- b) Mischen von AstaloyMo (Fe-1,5%Mo, Höganäs AB) + 5% C → Glühen bei 1100°C in N2 während 60 min → Master Original 2
- c) Mischen von ASC<45 µm (Fe, ASC100.29-Siebfraktion < 45 µm, Höganäs AB) + 5% C →
Glühen bei 1100°C in N2 während 60 min → Master Original 3
[0017] Die 3 Master wurden deagglomeriert und bei 900°C geglüht, gefolgt von langsamer Ofenabkühlung.
Bei KIP 4100 handelt es sich um ein Cr-legiertes Eisenpulver entsprechend dem Stand
der Technik
JP 62063647 verwendeten Stählen.
2) C-Messung
[0018]
C-Gehalte:
Master Original 1: |
4,575%C |
Master 1 geglüht: |
4,375%C |
|
|
Master Original 2: |
4,66% C |
Master 2 geglüht: |
4,44% C |
|
|
Master Original 3: |
4,58% C |
Master 3 geglüht: |
4,495% C |
3) Mikrohärtemessung (HV0,01)
[0019]
Master Original 1: |
446±139 |
Master 1 geglüht: |
297±86 |
|
|
Master Original 2: |
352±60 |
Master 2 geglüht: |
250±63 |
|
|
Master Original 3: |
211±66 |
Master 3 geglüht: |
111±45 |
4) Mischen der Masterlegierungen mit dem entsprechenden Basispulver auf einen Zielkohlenstoff
von 0,55%C
[0020]
- a) Von:
KIP4100 + Master Original 1
KIP4100 + Master 1 geglüht (erfindungsgemäß)
KIP4100 + 0,55% C (Graphit UF4, Standardmaterial)
[0021] Verpressen von Schlagarbeitsproben bei 200, 400, 600 und 800 MPa, Verpressen einer
Zugprobe bei 600 MPa, Sintern bei 1200°C während 60 min unter N
2. Geprüft wurden Gründichte, Sinterdichte, Dehngrenze und Zugfestigkeit.
|
Pressdruck [MPa] |
Gründichte [g/cm3] |
Sinterdichte [g/cm3] |
Dehngrenze RP0,2 [MPa] |
Zugfestigkeit [MPa] |
KIP + Master 1 geglüht |
200 |
5,66 |
5,664 |
|
400 |
6,50 |
6,499 |
600 |
6,90 |
6,902 |
800 |
7,07 |
7,074 |
600 MPA Zug |
6,85 |
6,848 |
471,1 |
581,1 |
KIP + Master 1Oginal |
200 |
5,546 |
5,747 |
|
400 |
6,285 |
6,501 |
600 |
6,769 |
6,968 |
800 |
7,029 |
7,205 |
600 MPA Zug |
6,829 |
6,990 |
492,5 |
586,2 |
KIP +0,55 UF4 |
200 |
5,58 |
6,460 |
|
400 |
6,39 |
6,654 |
600 |
6,80 |
7,066 |
800 |
7,04 |
7,273 |
600 MPA Zug |
6,95 |
7,099 |
506,4 |
612,1 |
[0022] Die Gründichte, und damit entsprechend auch die Verpressbarkeit, verhält sich wie
erwartet, das geglühte Pulver zeigt signifikant höhere Gründichten, jedoch hebt sich
dieser Vorteil durch offenbar verbesserte Sinterung beim ungeglühtem Pulver wieder
auf, sodass bei beiden Varianten praktisch idente Eigenschaften erzielt werden. Die
Referenzprobe mit lediglich zugemischtem Kohlenstoff (UF4) und ohne Wärmebehandlung,
welche die herkömmliche Verarbeitungsweise darstellt, hat zwar noch geringere Gründichten,
welche aber beim Sintern in deutlich höhere Dichten übergehen. Daraus folgt, dass
das erfindungsgemäße Verfahren bei dem im Stand der Technik
JP 62063647 verwendeten Cr-Mn-Mo-legierten Eisenpulver bei Zugabe einer hochkohlenstoffhaltigen
Masterlegierung keinerlei Verbesserung zeigt.
b) Von:
Astaloy Mo + Master Original 2
Astaloy Mo + Master 2 geglüht (erfindungsgemäß)
Astaloy Mo + 0,55% C (Graphit UF4, Standardmaterial)
[0023] Verpressen von Schlagarbeitsproben bei 200, 400, 600 und 800 MPa, Verpressen Zugproben
600 MPa, Sintern bei 1200°C während 60 min unter N
2. Geprüft wurden Gründichte, Sinterdichte, Dehngrenze und Zugfestigkeit.
|
Pressdruck [MPa] |
Gründichte [g/cm3] |
Sinterdichte [g/cm3] |
Dehngrenze RP0,2 [MPa] |
Zugfestigkeit [MPa] |
AstaloyMo + Master 2 geglüht |
200 |
5,74 |
5,92 |
|
400 |
6,54 |
6,66 |
600 |
6,95 |
7,08 |
800 |
7,17 |
7,30 |
600 MPa Zug |
6,92 |
7,06 |
411,2 |
501,6 |
AstaloyMo + Master 2 Original |
200 |
5,75 |
5,90 |
|
400 |
6,51 |
6,66 |
600 |
6,92 |
7,06 |
800 |
7,14 |
7,31 |
600 MPa Zug |
6,89 |
7,02 |
406,5 |
473,6 |
AstaloyMo +0,55 UF4 |
200 |
5,83 |
5,93 |
|
400 |
6,60 |
6,70 |
600 |
7,01 |
7,12 |
800 |
7,16 |
7,30 |
600 MPa Zug |
6,99 |
7,08 |
424,0 |
511,0 |
c) Von:
ASC<45 µm + Master Original 3
ASC<45 µm + Master 3 geglüht (erfindungsgemäß)
ASC<45 µm + 0,55% C (Graphit UF4, Standardmaterial)
[0024] Verpressen von Schlagarbeitsproben bei 200, 400, 600 und 800 MPa, Verpressen Zugproben
600 MPa, Sintern bei 1200°C während 60 min unter N
2. Geprüft wurden Gründichte, Sinterdichte, Dehngrenze und Zugfestigkeit.
|
Pressdruck [MPa] |
Gründichte [g/cm3] |
Sinterdichte [g/cm3] |
Dehngrenze RP0,2 [MPa] |
Zugfestigkeit [MPa] |
ASC + Master 3 geglüht |
200 |
5,87 |
6,02 |
|
400 |
6,65 |
6,79 |
600 |
7,03 |
7,15 |
800 |
7,16 |
7,32 |
600 MPa Zug |
7,00 |
7,14 |
237,5 |
339,2 |
ASC + Master 3 Original |
200 |
5,76 |
5,91 |
|
400 |
6,60 |
6,70 |
600 |
6,98 |
7,10 |
800 |
7,11 |
7,30 |
600 MPa Zug |
6,91 |
7,07 |
223,8 |
320,6 |
ASC +0,55 UF4 |
200 |
5,93 |
6,03 |
|
400 |
6,85 |
6,83 |
600 |
7,06 |
7,21 |
|
800 |
7,18 |
7,35 |
|
600 MPa Zug |
7,05 |
7,18 |
233,8 |
340,0 |
[0025] Die Verwendung des erfindungsgemäßen, weichgeglühten Masteralloys resultiert in verbesserten
Eigenschaften gegenüber ungeglühten Masteralloys ("Master Original). Obwohl die Werte
etwas geringer sind als bei direkter Zumischung von Kohlenstoff, kann ein wesentlicher
Nachteil der direkten Zumischung, nämlich die Entmischung, speziell beim großtechnischen
Einsatz hintangehalten werden.
5) Mischen der Masterlegierungen mit dem entsprechenden Basispulver auf einen Zielkohlenstoff
von 0,85%C
[0026]
- a) von Fe (ASC 100.29) + 18,9 % Master 3 → 0,85% C
Fe (ASC 100.29) + 0,85 % C (UF4) → 0,85% C
- b) von Fe-1,5Mo (AstaloyMo) + 19,1 % Master 2 → 0,85% C
Fe-1,5Mo (AstaloyMo) + 0,85 % C (UF4) → 0,85% C
[0027] Verpressen von Schlagarbeitsproben bei 600 MPa, Verpressen einer Zugprobe 600 MPa,
Sintern bei 1200°C während 60 min unter N
2. Geprüft wurden Gründichte, Sinterdichte, Dehngrenze und Zugfestigkeit.
|
Pressdruck [MPa] |
Gründichte [g/cm3] |
Sinterdichte [g/cm3] |
Dehngrenze RP0,2 [MPa] |
Zugfestigkeit [MPa] |
ASC + 18,9% Master 3 geglüht |
600 |
6,99 |
7,13 |
|
|
600 MPa Zug |
6,94 |
7,12 |
267,0 |
460,4 |
ASC + 0,85% UF4 |
600 |
7,05 |
7,16 |
|
|
600 MPa Zug |
7,05 |
7,16 |
280,8 |
485,3 |
|
Pressdruck [MPa] |
Gründichte [g/cm3] |
Sinterdichte [g/cm3] |
Dehngrenze RP0,2 [MPa] |
Zugfestigkeit [MPa] |
AstaloyMo + 19,2% |
600 |
6,93 |
7,04 |
|
|
Master 2 geglüht |
600 MPa Zug |
6,90 |
7,05 |
457,2 |
550,0 |
Astaloy + 0,85% UF4 |
600 |
7,00 |
7,10 |
|
|
600 MPa Zug |
7,01 |
7,09 |
472,2 |
572,7 |
1. Eisen-Kohlenstoff Masteralloy mit einem C-Gehalt von zwischen 3 und 8 %-Masse und
einer Obergrenze von Legierungsmetallen an
Ni < 10 %-Masse,
P < 4 %-Masse,
Cr < 5 %-Masse, vorzugsweise < 1 %-Masse,
Mn < 5 %-Masse, vorzugsweise < 1 %-Masse,
Mo < 3 %-Masse,
W < 3 %-Masse,
Cu < 1 %-Masse,
Rest Eisen,
wobei das Eisen-Kohlenstoff Masteralloy eine Teilchengröße von > 20 µm und eine Härte
von < 350 HV 0,01 aufweist.
2. Eisen-Kohlenstoff Masteralloy nach Anspruch 1,
gekennzeichnet durch einen C-Gehalt von zwischen 4 und 6 %-Masse und einer Obergrenze von Legierungsmetallen
Ni < 5 %-Masse,
P < 2 %-Masse,
Cr < 0,5 %-Masse,
Mn < 0,5 %-Masse,
Mo < 1,5 %-Masse,
W < 1,5 %-Masse,
Cu < 0,5 %-Masse.
3. Verfahren zur Herstellung eines Eisen-Kohlenstoff Masteralloy nach einem der Ansprüche
1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet, dass es die Schritte umfaßt:
• Herstellen eines pulverförmigen C-reichen Vorprodukts,
• ggf. Vorglühen des Vorprodukts,
• ggf. Deagglomerieren des Vorprodukts,
• Glühen des pulverförmigen C-reichen Vorprodukts bis zu einer Temperatur von mindestens
80°C über der γ-Temperatur (eutektoiden Temperatur) des der Zusammensetzung des Vorprodukts
entsprechenden Zustandsdiagramms,
• Abkühlen des Vorprodukts mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 3°C/min, wobei
vorzugsweise das geglühte Vorprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 3°C/min
bis zu einer Temperatur von 500°C abgekühlt und danach die Abkühlgeschwindigkeit erhöht
wird.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass das pulverförmige C-reiche Vorprodukt durch Verdüsen einer Schmelze von C und Fe
oder Stahl hergestellt wird.
5. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass das pulverförmige C-reiche Vorprodukt durch Vermischen von feinteiligen Fe- oder
Stahlpulver mit C und anschließendes Lösungsglühen hergestellt wird.
6. Verfahren nach einem der Ansprüch 3 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Vorprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 0,5°C/min abgekühlt
wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüch 3 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass Glühen und Abkühlen des Vorprodukts unter Schutzgasatmosphäre stattfindet.
1. Iron-carbon master alloy having a C content of between 3 and 8% by mass and an upper
limit of alloying metals of
Ni <10% by mass,
P <4% by mass,
Cr <5% by mass, preferably <1% by mass,
Mn <5% by mass, preferably <1% mass,
Mo <3% by mass,
W <3% by mass,
Cu <1% by mass,
the remainder iron,
wherein the iron-carbon master alloy has a particle size of >20 µm and a hardness
of <350 HV 0.01.
2. Iron-carbon master alloy according to claim 1,
characterised by a C content of between 4 and 6% by mass and an upper limit of alloying metals of
Ni <5% by mass,
P <2% by mass,
Cr <0.5% by mass,
Mn <0.5% by mass,
Mo <1.5% by mass,
W <1.5% by mass,
Cu <0.5% by mass.
3. Method for producing an iron-carbon master alloy according to either claim 1 or claim
2,
characterised in that it comprises the steps of:
• producing a powdered C-rich precursor,
• optionally pre-annealing the precursor,
• optionally deagglomerating the precursor,
• annealing the powdered C-rich precursor to a temperature of at least 80°C above
the γ-temperature (eutectoid temperature) of the phase diagram which corresponds to
the composition of the precursor,
• cooling the precursor at a cooling rate of at most 3°C/min, the annealed precursor
preferably being cooled at a cooling rate of at most 3°C/min to a temperature of 500°C,
and the cooling rate then being increased.
4. Method according to claim 3, characterised in that the powdered C-rich precursor is produced by atomising a melt of C and Fe or steel.
5. Method according to claim 3, characterized in that the powdered C-rich precursor is produced by mixing fine-particle Fe or steel powder
with C and subsequent solution annealing.
6. Method according to any of claims 3 to 5, characterised in that the annealed precursor is cooled at a cooling rate of at most 0.5°C/min.
7. Method according to any of claims 3 to 6, characterised in that the precursor is annealed and cooled in an inert gas atmosphere.
1. Alliage-maître fer-carbone ayant une teneur en C comprise entre 3 et 8 % en masse
et une limite supérieure de métaux d'alliage telle que
Ni < 10 % en masse,
P < 4 % en masse,
Cr < 5 % en masse, de préférence < 1 % en masse,
Mn < 5 % en masse, de préférence < 1 % en masse,
Mo < 3 % en masse,
W < 3 % en masse,
Cu < 1 % en masse,
le reste étant du fer,
l'alliage-maître fer-carbone présentant une granulométrie > 20 µm et une dureté <
350 HV 0,01.
2. Alliage-maître fer-carbone selon la revendication 1, caractérisé par une teneur en C comprise entre 4 et 6 % en masse et une limite supérieure de métaux
d'alliage telle que
Ni < 5 % en masse,
P < 2 % en masse,
Cr < 0,5 % en masse,
Mn < 0,5 % en masse,
Mo < 1,5 % en masse,
W < 1,5 % en masse,
Cu < 0,5 % en masse.
3. Procédé de fabrication d'un alliage-maître fer-carbone selon l'une des revendications
1 ou 2,
caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes :
- fabrication d'un précurseur pulvérulent riche en C,
- éventuellement, recuit préalable du précurseur,
- éventuellement désagglomération du précurseur,
- recuit du précurseur pulvérulent riche en C jusqu'à une température supérieure d'au
moins 80 °C à la température γ (température eutectoïde) du diagramme d'état correspondant
à la composition du précurseur,
- refroidissement du précurseur à une vitesse de refroidissement maximale de 3 °C/min,
le précurseur recuit étant de préférence refroidi à une vitesse de refroidissement
maximale de 3 °C/min jusqu'à une température de 500 °C, et la vitesse de refroidissement
étant ensuite augmentée.
4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que le précurseur pulvérulent riche en C est fabriqué par atomisation d'une masse fondue
de C et de Fe ou d'acier.
5. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que le précurseur pulvérulent riche en C est fabriqué par mélange d'une poudre finement
divisée de Fe ou d'acier avec du C, puis recuit de mise en solution.
6. Procédé selon l'une des revendications 3 à 5, caractérisé en ce que le précurseur recuit est refroidi à une vitesse de refroidissement maximale de 0,5
°C/min.
7. Procédé selon l'une des revendications 3 à 6, caractérisé en ce que le recuit et le refroidissement du précurseur ont lieu sous une atmosphère d'un gaz
protecteur.