DE10120724C2

DE10120724C2 - Ventilsitz für Brennkraftmaschinen und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE10120724C2
Application number: DE10120724A
Authority: DE
Inventors: Koichiro Hayashi; Hideaki Kawata; Toru Tsuboi
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2000-05-02
Filing date: 2001-04-27
Publication date: 2003-09-25
Anticipated expiration: 2021-04-28
Also published as: GB2364326A; GB0110652D0; US20010037842A1; GB2364326B; KR100412204B1; US6660056B2; DE10120724A1; KR20010103617A; JP2001316780A; JP4001450B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen gesinterten Ventil sitz auf Fe-Basis, der z. B. zur Verwendung für Brennkraftma schinen bzw. Verbrennungsmotoren etc. geeignet ist, und ein Verfahren zu dessen Herstellung, und genauer betrifft sie eine Technologie, bei der die Hochtemperaturabriebbeständig keit und die Bearbeitbarkeit verbessert werden, indem die Matrix verbessert wird.

Um dem Abflauen in letzter Zeit zu begegnen, hat die Automo bilindustrie jedes Teil optimal entwickelt, so dass aufgrund einer Politik der Kostenreduktion eine unnötig hohe Leistung reduziert wird, und im Hinblick auf Ventilsitze für Brenn kraftmaschinen waren nicht nur eine Sicherstellung der ge wünschten Abriebbeständigkeit, sondern auch eine gute Bear beitbarkeit und günstige Kosten stärker gefordert. Die vor liegenden Erfinder haben schon früher kostengünstige gesin terte Legierungen mit besserer Abriebbeständigkeit vorge schlagen, bei denen Abriebbeständigkeit und Bearbeitbarkeit verbessert sind, in den japanischen nicht geprüften Patent veröffentlichungen JP 9195012 A, JP 9195013 A, JP 9195014 A und JP 11335799 A.

Eine Sinterlegierung mit besserer Abriebbeständigkeit, wie sie in der japanischen nicht geprüften Patentschrift JP 9195012 A offenbart wird, ist dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamtzusammensetzung, bezogen auf Gewicht, aus Ni: 0,736 bis 9,65%, Cu: 0,736 bis 2,895%, Mo: 0,294 bis 0,965%, Cr: 0,12 bis 6,25%, C: 0,508 bis 2,0% besteht, dass eine metal lographische Struktur entsteht, die aus (1) Martensit, (2) Bainit, der einen Kern umgibt, der aus Sorbit und/oder obe rem Bainit besteht, (3) Austenit mit einer hohen Ni- Konzentration und (4) einer harten Phase, die hauptsächlich aus Cr-Carbid besteht, das mit Ferrit mit einer hohen Cr- Konzentration beschichtet ist, besteht und dass ein Pulver, das mit einem Pulver gemischt ist, in dem Ni: 1 bis 10%, Cu: 1 bis 3%, Mo: 0,4 bis 1% teilweise diffundiert ist und an Fe-Pulver haftet, ein Fe-Cr-Legierungspulver in einer Menge von 3 bis 25%, das aus Cr: 4 bis 25%, C: 0,25 bis 2,4% und Rest Fe besteht, und ein Graphitpulver in einer Menge von 0,5 bis 1,4% angewendet werden.

Eine Sinterlegierung mit besserer Abriebbeständigkeit, die in der japanischen nicht geprüften Patentschrift JP 9195013 A offenbart wird, ist dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamtzusammensetzung, bezogen auf Gewicht, aus Ni: 0,736 bis 5,79%, Cr: 0,12 bis 6,25%, Mo: 0,294 bis 0,965%, C: 0,508 bis 2,0% besteht, dass sie eine metallographische Struktur aufweist, bei der eine Phase aus Ferrit, die eine hohe Cr-Konzentration hat und einen Kern aus harten Phasen umgibt, die hauptsächlich aus Cr-Carbid und Martensit beste hen, das weiter den Ferrit umgibt, in einer Matrix aus Bai nit oder einer gemischten Struktur aus Bainit und Sorbit dispergiert ist und dass ein Pulver angewendet wird, das mit einem Legierungspulver aus Ni: 1 bis 6% und Mo: 0,4 bis 1%, einem Fe-Cr-Legierungspulver in einer Menge von 3 bis 25%, das aus Cr: 4 bis 25%, C: 0,25 bis 2,4% und Rest Fe besteht, und einem Graphitpulver in einer Menge von 0,5 bis 1,4% ge mischt ist.

Eine Sinterlegierung mit besserer Abriebbeständigkeit, die in der japanischen nicht geprüften Patentschrift JP 9195014 A offenbart wird, ist dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamtzusammensetzung aus, bezogen auf Gewicht, Ni: 0,736 bis 5,79%, Cr: 0,12 bis 6,25%, Mo: 0,368 bis 1,93%, C: 0,508 bis 2,0% besteht, die eine metallographische Struktur auf weist, bei der eine Phase aus Ferrit, die eine hohe Cr- Konzentration hat, und einen Kern aus harten Phasen umgibt, die hauptsächlich aus Cr-Carbid und Martensit bestehen, das weiterhin den Ferrit umgibt, in einer gemischten Struktur aus (1) Bainit oder Bainit und Sorbit, (2) Martensit, (3) Austenit dispergiert ist und dass ein Pulver, in dem Ni: 1 bis 6% teilweise diffundiert ist und an einem Legierungspul ver aus Mo: 0,5 bis 2% und Rest Fe haftet, ein Fe-Cr- Legierungspulver in einer Menge von 3 bis 25%, das aus Cr: 4 bis 25%, C: 0,25 bis 2,4% und Rest Fe besteht, und ein Gra phitpulver in einer Menge von 0,5 bis 1,4% angewendet wer den.

Eine Sinterlegierung mit besserer Abriebbeständigkeit, die in der japanischen nicht geprüften Patentschrift JP 11335799 A offenbart wird, ist dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitgehalt in einer metallographischen Struktur opti miert wird, indem eine Behandlung unter 0°C an einem Sin terpressling durchgeführt wird, indem Fe-Cr-Legierungs pulver, die in den japanischen nicht geprüften Patentver öffentlichungen JP 9195012 A, JP 9195013 A und JP 9195014 A offen bart werden, zu einer Matrix zugegeben werden, die verstärkt wird, indem Ni-Pulver zu Fe-Pulver zugegeben wird und zu ei nem Pressling gesintert wird, um eine harte Phase zu bilden.

Aus der DE 100 26 721 A1 ist ein Ventilsystem für einen Verbrennungsmotor mit einem Ventilsitz und einem Ventilele ment bekannt. Der Ventilsitz besteht aus einer Sinterlegie rung auf Eisenbasis und einem darin dispergierten Pulver aus einer intermetallischen Verbindung, der Si-Cr-Mo-Co-Gruppe.

Aus DE 690 10 125 T2 ist ein gesinterter eisenhaltiger Werk stoff bekannt, welcher als Ventilsitz für eine Brennkraftma schine verwendet werden kann. Dieser Werkstoff besteht aus 0,7-1,3 Gew.-% C, 0,3-1,3 Gew.-% Si, 1,9-5,3 Gew.-% Cr, 0,5- 1,8 Gew.-% Mo, 0,1-1,5 Gew.-% V, maximal 0,6 Gew.-% Mn und den Rest Fe sowie unvermeidbaren Verunreinigungen.

Aus DE 697 06 336 T2 ist eine verschleißfeste gesinterte Le gierung bekannt, welche für Ventilsitze von Verbrennungsmo toren verwendet werden kann. Die Legierung besteht aus 0,736-9,65 Gew.-% Ni, 0,736-2,895 Gew.-% Cu, 0,294-1,715 Gew.-% Mo, 0,12-6,25 Gew.-% Cr, 0,508-2,9 Gew.-% C und gege benenfalls aus V, W und MnS und den Rest Eisen sowie unver meidbare Verunreinigungen. Die bekannte Legierung weist eine Metallstruktur auf, in der ein Martensit, ein Bainit, der einen Kern aus Sorbit und/oder oberem Bainit aufweist und den Kern umgibt, ein Austenit mit hoher Ni-Konzentration und eine harte Phase, umgeben von einem Ferrit, der eine hohe Cr-Konzentration aufweist und hauptsächlich aus einem Cr- Carbid besteht, dispergiert sind.

Aufgabe der Erfindung ist es, einen Ventilsitz und ein Ver fahren zu seiner Herstellung zu schaffen, mit denen eine bessere Abriebbeständigkeit und Bearbeitbarkeit kostengüns tig erreicht werden.

Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben gefunden, dass die gewünschte Abriebbeständigkeit sichergestellt werden kann, indem die Matrixstruktur optimiert wird, sogar wenn keine harte Phase darin dispergiert ist, und waren erfolg reich in der Entwicklung eines Ventilsitzes, dessen Bear beitbarkeit verbessert ist und dessen Kosten niedrig gehal ten werden, indem keine harten Teilchen zugegeben werden. Daher ist ein Ventilsitz der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass eine metallographische Struktur, die nur aus einer einzigen Bainitphase oder nur aus einer Misch phase aus Bainit und Martensit besteht, vorhanden ist, und dass das Verhältnis von Bainit und Martensit im Querschnitt 100 : 0 bis 50 : 50 ist und dass die Matrixhärte 250 bis 850 Hv ist.

Im folgenden wird die Basis für die numerischen Beschränkun gen erläutert mit deren Wirkungen. In den folgenden Erklä rungen bedeutet "Prozent" "Gewichtsprozent".

Es wird allgemein angenommen, dass Martensit hart ist und eine hohe Festigkeit hat, da gewöhnlich Martensit, der nach dem Abschrecken getempert wurde, verwendet wird. In dem Fall, in dem eine Martensitstruktur in einem Ventilsitz ver wendet wird, ist die Festigkeit stattdessen jedoch geringer als bei anderen Strukturen, da das Tempern im Allgemeinen nicht ausgeführt wird. Obwohl ein Ventilsitz im Allgemeinen einer Zentriereinstellung unterzogen wird, nachdem er mit einer Ventilführung in einem Motorkopf zusammengesetzt wur de, ist es auch nicht bevorzugt, dass ein Ventilsitz aus hartem Martensit besteht, da die maschinelle Bearbeitbarkeit verschlechtert ist. Da Martensit hart ist, aber eine weiche Struktur hat, wird außerdem während des Antriebs eines Mo tors ein Ventil als Gegenkomponente abgerieben, die abgerie benen Teilchen dienen als Schleifpartikel und im Hinblick auf einen Ventilsitz ebenso wie auf die Gegenkomponente wird der Abrieb gefördert. Daher kann eine einzelne Struktur aus Martensit nicht als Ventilsitz verwendet werden. Alternativ sind Ferrit und Pearlit ungeeignet für Ventilsitze, da sie eine geringe Härte und eine geringe Festigkeit haben und ih re Abriebbeständigkeit gering ist.

Aus den obigen Gründen richteten die Erfinder ihre Aufmerk samkeit auf Bainit als metallographische Struktur. Nach den Nachforschungen der Erfinder ist Bainit nach Martensit am härtesten und hat eine Struktur mit hoher Festigkeit und es ist bevorzugt, dass Bainit, der eine Matrixhärte von 250 Hv oder mehr hat, für einen Ventilsitz als Einzelstruktur ver wendet wird, da seine geringe Abriebbeständigkeit und die geringe Angreifbarkeit einer Gegenkomponente gut ausgegli chen sind. Somit wurde gefunden, dass die Härte unzureichend ist und die Abriebmenge erhöht wird in dem Fall, in dem die Matrixhärte unter 250 Hv ist, sogar wenn die Matrix Bainit ist.

Die Erfinder haben gefunden, dass obwohl Bainit allein ver wendet werden kann, Martensit in einer Menge von bis zu 50% in einer Matrixstruktur aus Bainit dispergiert werden kann, um die Abriebbeständigkeit zu verbessern. Wenn im Gegensatz dazu Martensit in einem Anteil von 50% oder mehr enthalten ist, werden die obigen Eigenschaften bemerkenswert ausgebil det, die Angreifbarkeit einer Gegenkomponente wird erhöht und daher nimmt die Abriebbeständigkeit ab. Wenn alternativ der Martensit eine Matrixhärte von mehr als 850 Hv hat, so gar wenn er in einem Anteil von 50% oder weniger enthalten ist, ist der Martensit ungeeignet als Ventilsitz, da er schwach ist und die Angreifbarkeit einer Gegenkomponente hoch ist.

Wie oben beschrieben ist bei einer Matrix, die nur aus einer einzelnen Phase von Bainit oder nur einer Mischphase aus Bainit und Martensit besteht, die eigene Abriebbeständigkeit ausreichend. Wenn harte Phasen weiterhin darin enthalten sind, werden nicht nur die Kosten nutzlos erhöht, sondern auch die Bearbeitbarkeit herabgesetzt und die Angreifbarkeit einer Gegenkomponente wird weiterhin erhöht. Es ist daher nicht notwendig, dass harte Phasen weiterhin enthalten sind. Die obige Struktur, die aus Bainit als Einzelphase oder ei ner Mischphase aus Bainit und Martensit besteht, kann erhal ten werden, indem die Abkühlrate und die isothermische Transformation kontrolliert werden; ein solches Verfahren ist jedoch bezüglich der Kosten nachteilig. Es ist daher i deal, wenn die obige Struktur in einem Abkühlverfahren nach dem allgemeinen Sintern erhalten wird. Um dies zu tun, sind solche Komponentenzusammensetzungen, wie die folgenden, wün schenswert.

Um leicht die obige metallographische Struktur eines Ventil sitzes zu erhalten, ist es wünschenswert, dass Mo in einem Anteil von 0,4 bis 4% und C in einem Anteil von 0,2 bis 1,1%, bezogen auf Gewicht, enthalten sind, und dass C in ei ner eutektoiden Zusammensetzungsmenge oder einer hypo eutektoiden Zusammensetzungsmenge enthalten ist. Wenn C in einer hyper-eutektoiden Zusammensetzungsmenge enthalten ist, wird ein zementitartiges Netzwerk entlang dem Kristall in der Matrix ausgefällt, dient als harte Phase, so dass die Angreifbarkeit einer Gegenkomponente erhöht wird und die Be arbeitbarkeit und Festigkeit reduziert werden.

Wenn außerdem eine weitere Verbesserung der Abriebbeständig keit erwünscht ist, ist es wünschenswert, dass mindestens ein Element von Ni: 0,6 bis 5%, Cu: 0,5 bis 5%, Cr: 0,05 bis 2%, Mn: 0,09 bis 1% und V: 0,05 bis 0,6%, bezogen auf Ge wicht, weiterhin in dem obigen Ventilsitz enthalten ist. Wenn außerdem eine Verbesserung der Bearbeitbarkeit er wünscht ist, ist es wünschenswert, dass mindestens eine Kom ponente von MnS-Teilchen, Magnesiummetasilicatmineralteil chen, CaF₂-Teilchen, BN-Teilchen, MoS₂-Teilchen und FeS- Teilchen weiter in einer Menge von 0,1 bis 1,5%, bezogen auf Gewicht, in der obigen metallographischen Struktur des Ven tilsitzes dispergiert ist und/oder ein Acrylharz, Blei und eine Bleilegierung die Poren des Ventilsitzes ausfüllen.

Die Basis für die numerischen Beschränkungen der obigen Kom ponenten ist wie folgt.

Mo: Mo hat in Stahl eine Wirkung, die den Pearlitbereich in dem CCT-(Zeit-Temperatur-Umwandlungs)-Diagramm zu der Seite hin verschiebt, bei der die Abkühlrate gering ist, wie in Fig. 1 gezeigt, und eine Wirkung, die den Bainitbereich er weitert. Daher wird eine Bainitstruktur leicht erhalten bei der Kühlungsrate im Inneren eines Ofens nach dem Sintern, wenn Mo in einer geeigneten Menge enthalten ist. Außerdem hat Mo eine Wirkung, die die Temperhärtung der Matrix erhöht und bei einem Ventilsitz, bei dem Erwärmen und Abkühlen wie derholt werden, ist es wirkungsvoll, um eine plastische De formation bei der Verwendung zu verhindern. Wenn der Gehalt an Mo unter 0,4% liegt, ist die obige Wirkung unzureichend und Pearlit bleibt in der Matrixstruktur. Wenn im Gegensatz dazu der Gehalt an Mo 4% übersteigt, nimmt die obige verbes sernde Wirkung ab, Mo-Hypereutektoidcarbid (harte Phase) wird leicht ausgefällt und daher wird die Angreifbarkeit ei ner Gegenkomponente erhöht bei einer Verringerung der Bear beitbarkeit. Um die Wirkung von Mo gleichmäßig in der gesam ten Matrix zu erhalten, ist es wünschenswert, dass Mo in Form eines Fe-Mo-Legierungspulvers zugegeben wird.

C: C wird zugegeben, um den Ferritbereich in dem CCT- Diagramm auf die Seite zu verschieben, auf der die Abkühlra te gering ist und um eine Struktur zu erhalten, die aus ei ner einzigen Phase von Bainit besteht bei einer Ofenküh lungsrate nach dem Sintern. Da dann, wenn C in einer Form zugegeben wird, die sich in dem Legierungspulver löst, die Komprimierbarkeit gesenkt wird durch Härten des Pulvers, wird das gesamte C in Form von Graphitpulver zugegeben. Wenn der C-Gehalt in der Matrix unter 0,2% ist, ist die oben be schriebene Wirkung unzureichend und Ferrit bleibt zurück. Wenn im Gegensatz dazu der C-Gehalt 1,1% übersteigt, wird eine hyper-eutektoide Carbidphase (harte Phase) ausgefällt und die Angreifbarkeit einer Gegenkomponente wird erhöht bei gleichzeitigem Absenken der Bearbeitbarkeit. Bevorzugter ist der C-Gehalt, bei dem eine Eutektoidzusammensetzung in der Matrix gebildet wird.

Um eine Verbesserung der Abriebbeständigkeit durch Verstär ken der Matrix zu erreichen, können weiterhin die folgenden Elemente zugegeben werden.

Ni: Ni wird zugegeben zur Verstärkung, indem es in der Mat rix gelöst wird und um leicht Martensit bei einer langsamen Abkühlrate im Ofen nach dem Sintern zu erreichen. Um diese Wirkung zu erzielen, ist es notwendig, dass der Ni-Gehalt 0,6% oder mehr ist. Alternativ ist es notwendig, dass die obere Grenze 5% ist, da der Martensitgehalt ansteigt und der Austenit, bei dem die Abriebbeständigkeit gering ist, zu rückbleibt, wenn Ni im Überschuss zugegeben wird.

Wenn Ni zugegeben wird, indem es in Fe-Mo-Legierungspulver gelöst wird, wird Ni gleichmäßig verteilt und daher wird leicht eine Bainiteinzelphasenstruktur erhalten. Wenn im Ge gensatz dazu Ni in Form eines einfachen Pulvers oder eines Pulvers, bei dem es an dem obigen Fe-Mo-Legierungspulver haftet, indem es teilweise diffundiert wird, zugegeben wird, ist ein Bereich mit hoher Ni-Konzentration ungleichmäßig in der Matrix verteilt und der Bereich mit hoher Ni- Konzentration wird in Martensit umgewandelt und daher die Struktur, in der Martensit in der Bainitstruktur dispergiert ist, leicht erhalten. In dem Fall, in dem Ni als einfaches Pulver verwendet wird, ist es jedoch notwendig, dass Ni aus reichend diffundiert ist, indem eine ausreichende Sinterzeit vorgesehen wird, da Austenit zurückbleibt, wenn Ni nicht diffundiert ist.

Cr: Cr hat eine Wirkung, die den Pearlitbereich in dem CCT- Diagramm zu der Seite verschiebt, auf der die Abkühlrate ge ring ist und hat eine Wirkung, die den Bainitbereich vergrö ßert ebenso wie Mo. Um eine solche Wirkung zu erhalten, ist es notwendig, dass der Cr-Gehalt 0,05% oder mehr ist. Um diese Wirkung gleichmäßig in der gesamten Matrix zu erhal ten, ist es bevorzugt, dass Cr in Form eines Legierungspul vers zugegeben wird, das in dem Fe-Mo-Legierungspulver ge löst ist oder Legierungspulver, das mit anderen Elementen legiert ist, da Cr leicht oxidiert. Wenn Cr jedoch im Über schuss zugegeben wird, wird eine Ausfällung von Cr-Carbid verursacht und dadurch die Angreifbarkeit einer Gegenkompo nente erhöht und die Bearbeitbarkeit gesenkt. Daher ist es notwendig, dass die obere Grenze des Cr-Gehaltes 2% ist.

Cu: Cu wird in einer Menge von 0,5% oder mehr zur Verstär kung zugegeben, indem es in der Matrix gelöst wird und um leicht Martensit bei einer langsamen Abkühlrate im Ofen nach dem Sintern zu erhalten. Alternativ ist die obere Grenze auf 5% beschränkt, da die Verbesserung der Matrixverstärkung ge senkt wird und eine weiche Cu-Phase in der Matrix ausgefällt wird, wenn Cu im Überschuss zugegeben wird.

Mn: Mn hat eine Wirkung, die die Abriebbeständigkeit verbes sert, indem es in der Matrix gelöst wird und diese verstärkt und eine Wirkung, die leicht Martensit bei einer langsamen Abkühlrate im Ofen nach dem Sintern liefert. Um solche Wir kungen zu erreichen, ist es notwendig, dass der Mn-Gehalt 0,09% oder mehr ist. Es ist wünschenswert, dass Mn in Form von Legierungspulver zugegeben wird, das in Fe-Mo-Legie rungspulver gelöst wird, oder Legierungspulver, das mit an deren Elementen legiert ist, da Mn leicht oxidiert. Alterna tiv wird, wenn Mn im Überschuss zugegeben wird, die Matrix verstärkungswirkung nachteiligerweise verändert und außerdem eine Ausfällung von Mn-Carbid verursacht und dadurch die An greifbarkeit einer Gegenkomponente erhöht und die Bearbeit barkeit abgesenkt. Daher ist es notwendig, dass der Mn- Gehalt 1% oder weniger ist.

V: V hat eine Wirkung, die den Pearlitbereich in dem CCT- Diagramm zu der Seite verschiebt, in der die Abkühlrate ge ring ist und eine Wirkung, die die Bainitregion ausdehnt, ebenso wie bei Mo. Um eine solche Wirkung zu erreichen, ist es notwendig, dass der V-Gehalt 0,05% oder mehr ist. Um die se Wirkung gleichmäßig in der gesamten Matrix zu erhalten, ist es bevorzugt, dass V in Form von Legierungspulver zuge geben wird, das in Fe-Mo-Legierungspulver gelöst wird oder Legierungspulver, das mit einem anderen Element legiert ist, da V leicht oxidiert. Wenn jedoch V im Überschuss zugegeben wird, wird die Ausfällung von V-Carbid verursacht und da durch die Angreifbarkeit einer Gegenkomponente erhöht und die Bearbeitbarkeit verringert. Daher ist es notwendig, dass der V-Gehalt 0,6% oder weniger ist.

MnS, Magnesiummetasilicatmineral, CaF₂, BN, MoS₂ und FeS: Es ist bevorzugt, dass Teilchen, die mindestens eine der Ver bindungen MnS, Magnesiummetasilicatmineral, CaF₂, BN, MoS₂ und FeS enthalten, in einer Menge von 0,1 bis 1,5% in der obigen metallographischen Struktur des Ventilsitzes disper giert sind. Da diese die Bearbeitbarkeit verbessernde Kompo nenten sind, dienen sie als Startpunkt des Abplatzens oder Abbrechens von Spänen (Chipbreaking) bei einem Schneidevor gang, indem sie in der Matrix verteilt sind, und die Bear beitbarkeit einer Sinterlegierung kann verbessert werden. Wenn der Gehalt dieser die Bearbeitbarkeit verbessernden Komponenten 0,1% oder weniger ist, ist die Wirkung unzurei chend und im Gegensatz dazu hemmen, wenn der Gehalt 1,5% ü bersteigt, diese die Bearbeitbarkeit verbessernden Komponen ten die Diffusion von Pulvern während des Sinterns und da durch wird die Festigkeit der Sinterlegierung gesenkt. Der obige Gehalt der die Bearbeitbarkeit verbessernden Komponen ten ist daher auf 0,1 bis 1,5% beschränkt.

Acrylharz und Blei oder Bleilegierung: Es ist bevorzugt, dass Blei, Bleilegierung oder Acrylharz in die Poren des o bigen Ventilsitzes gefüllt werden. Dies sind auch die Bear beitbarkeit verbessernde Komponenten. Wenn eine Sinterlegie rung, die Poren aufweist, geschnitten wird, wird sie diskon tinuierlich geschnitten, so dass Stöße auf die Kante des Schneidewerkzeugs ausgeübt werden. Wenn jedoch die Poren mit Blei oder einer Bleilegierung, z. B. einer Sinterlegierung, gefüllt sind, kann sie kontinuierlich geschnitten werden und es wird verhindert, dass Stöße auf die Kante des Schneide werkzeugs ausgeübt werden. Blei und Bleilegierung dienen als feste Gleitmittel und das Acrylharz dient als Startpunkt des Spanbrechens bei einem Schneidevorgang.

Ein Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes gemäß der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass der. Ventilsitz Mo: 0,4 bis 4% und C: 0,2 bis 1,1% enthält, eine metallographische Struktur aufweist, die nur aus einer ein zelnen Bainitphase oder nur aus einer Mischphase aus Bainit und Martensit besteht, ein Verhältnis von Bainit und Marten sit im Querschnitt von 100 : 0 bis 50 : 50 hat und eine Matrix härte von 250 bis 850 Hv aufweist und dadurch, dass es um fasst, dass Fe-Mo-Legierungspulver, das aus Mo, das der Ge samtmenge an Mo entspricht, und Rest Eisen und unvermeidba ren Verunreinigungen besteht und Graphitpulver, das der Ge samtmenge an C entspricht, vermischt werden und dieses ge mischte Pulver nach dem Verdichten gesintert wird.

Ein weiteres Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes gemäß der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass der Ventilsitz mindestens eines der Elemente Mo: 0,4 bis 4%, C: 0,2 bis 1,1%, Ni: 0,6 bis 5%, Cu: 0,5 bis 5%, Cr: 0,05 bis 2%, Mn: 0,09 bis 1% und V: 0,05 bis 0,6% enthält, eine metallographische Struktur aufweist, die nur aus einer einzelnen Bainitphase oder nur aus einer Mischphase aus Bai nit und Martensit besteht, ein Verhältnis von Bainit und Martensit im Querschnitt von 100 : 0 bis 50 : 50 hat und eine Matrixhärte von 250 bis 850 Hv aufweist und dadurch, dass es umfasst, dass ein Legierungspulver, in dem mindestens das Mo von den Komponenten, die den Ventilsitz bilden, in einer Menge, die der Gesamtmenge an Mo entspricht, in Eisen gelöst ist, und Graphitpulver, das der Gesamtmenge an C entspricht, gemischt werden und das gemischte Pulver nach dem Verdichten gesintert wird.

Bei dem obigen Herstellungsverfahren können mindestens eines der folgenden Pulver: MnS-Pulver, Magnesiummetasilicatmine ralpulver, CaF₂-Pulver, BN-Pulver, MoS₂-Pulver und FeS- Pulver in einer Menge von 0,1 bis 1,5% gemischt werden. Au ßerdem kann in dem obigen Herstellungsverfahren Acrylharz, Blei oder Bleilegierung in die in der Sinterlegierung gebil deten Poren infiltriert oder imprägniert werden.

Fig. 1 ist ein kontinuierliches Abkühlungsumwand lungsdiagramm einer Legierung, die Mo ent hält;

Fig. 2 ist ein Graph, der die Wirkung des Mo-Gehal tes auf die Matrixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 3 ist ein Graph, der die Wirkung des Mo-Gehal tes auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 4 ist ein Graph, der die Wirkung des Ni-Gehal tes auf die Matrixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 5 ist ein Graph, der die Wirkung des Ni-Gehal tes auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 6 ist ein Graph, der die Wirkung des Ni-Gehal tes in einem Legierungspulver auf die Mat rixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 7 ist ein Graph, der die Wirkung des Ni- Gehaltes in einem Legierungspulver auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 8 ist ein Graph, der die Wirkung des Cr-Gehal tes auf die Matrixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 9 ist ein Graph, der die Wirkung des Cr-Gehal tes auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 10 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Gehal tes auf die Matrixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 11 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Gehal tes auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 12 ist ein Graph, der die Wirkung des C-Gehal tes auf die Matrixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 13 ist ein Graph, der die Wirkung des C-Gehal tes auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 14 ist ein Graph, der die Wirkung des MnS-Ge haltes auf die Matrixhärte und den Bainitge halt zeigt;

Fig. 15 ist ein Graph, der die Wirkung des MnS- Gehaltes auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt;

Fig. 16 ist ein Graph, der die Wirkung der die Bear beitbarkeit verbessernden Komponenten auf die Matrixhärte und den Bainitgehalt zeigt;

Fig. 17 ist ein Graph, der die Wirkung der die Bear beitbarkeit verbessernden Komponenten auf die Abriebmenge und die radiale Bruchfestig keit zeigt;

Fig. 18 ist ein Graph, der die Wirkung der Infiltra tion oder Imprägnierung mit die Bearbeitbar keit verbessernden Komponenten auf die Mat rixhärte und den Bainitgehalt zeigt und

Fig. 19 ist ein Graph, der die Wirkung der Infiltra tion oder Imprägnierung mit die Bearbeitbar keit verbessernden Komponenten auf die Ab riebmenge und die radiale Bruchfestigkeit zeigt.

Es wurden Fe-Mo-Legierungspulver, Ni-Pulver, Cu-Pulver, Gra phitpulver mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 1 gezeigt sind, hergestellt und die Pulver wurden in den in Tabelle 1 gezeigten Mischverhältnissen gemischt. Diese gemischten Pul ver wurden zu einer zylindrischen Form verdichtet mit einem äußeren Durchmesser von 50 mm, einem inneren Durchmesser von 45 mm und einer Höhe von 10 mm bei einem Verdichtungsdruck von 6,5 t/cm² und wurden gesintert, indem sie 60 Minuten auf 1180°C erhitzt wurden in dissoziierter Ammoniakgasatmosphäre und es wurden Legierungen (Legierungen Nr. 1 bis 50) mit den in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen erhalten.

Die Oberflächen der obigen Legierungen wurden mit alkoholi scher Salpetersäure (Nital) als Ätzmittel korrodiert und die Flächenverhältnisse von Bainit und Martensit in den metal lographischen Strukturen wurden durch Mikrofotografie unter Verwendung einer Bildanalysevorrichtung (hergestellt von Keyence Co., Ltd.) gemessen und die Ergebnisse sind in Ta belle 3 gezeigt. Außerdem wurde die Matrixhärte gemessen un ter Verwendung eines Mikro-Vickers-Härtetestgeräts und die maximalen und minimalen Werte der Matrixhärte sind in Tabel le 3 gezeigt. Weiterhin wurden an den obigen Legierungen Messungen der radialen Bruchfestigkeit und einfache Abrieb tests vorgenommen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Der einfache Abriebtest ist ein Test, bei dem eine Sinterle gierung, die zu einem Ventilsitz verarbeitet wurde, in ein Aluminiumlegierungsgehäuse eingepresst wird und das Ventil dazu gebracht wird, sich wie ein Kolben auf- und abzubewegen durch einen motorbetriebenen exzentrischen Nocken, so dass die Oberfläche des Ventils und die Oberfläche des Ventilsit zes wiederholt aufeinander stoßen. Die Temperatureinstellung wurde bei diesem Test durchgeführt, indem die Abschrägung des Ventils mit einem Brenner erhitzt wurde, um einfach eine Umgebung innerhalb des Gehäuses eines Motors nachzuahmen. Bei diesem Test wurde die Rotationsgeschwindigkeit des ex zentrischen Nocken auf 2700 Upm eingestellt, die Testtempe ratur wurde auf 250°C eingestellt am Ventilsitzteil und die Wiederholdauer war 15 Stunden. Die Abriebmengen auf Ventil sitz und Ventil wurden gemessen und nach den Tests ausgewer tet.

(1) Wirkung des Mo-Gehalts

Fig. 2 zeigt die Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt jeder Le gierung (Legierungen Nr. 1 bis 8) mit unterschiedlichem Mo- Gehalt und der Matrixhärte oder dem Bainitgehalt (der Anteil von Bainit in einer gemischten Struktur aus Bainit und Mar tensit) und Fig. 3 zeigt die Beziehungen zwischen dem Mo- Gehalt jeder Legierung und der Abriebmenge oder radialen Bruchfestigkeit. Wie aus den Fig. 2 und 3 ersichtlich ist, nimmt dann, wenn der Mo-Gehalt 0,4% ist, die Matrixhär te bemerkenswert zu, wodurch die Abriebmenge des Ventilsit zes bemerkenswert abnimmt und die radiale Bruchfestigkeit zunimmt. Dann erhöht sich die Matrixhärte auch mit dem An stieg des Mo-Gehaltes, wodurch die Abriebmenge des Ventil sitzes abnimmt und die radiale Bruchfestigkeit zunimmt. Wenn der Mo-Gehalt 1,5% oder mehr ist, steigt der Anteil an Mar tensit an, wodurch die Matrixhärte ansteigt und die radiale Bruchfestigkeit sinkt. Die Abriebmenge des Ventils nimmt au ßerdem zu, wenn der Mo-Gehalt 3,5% übersteigt und in Legie rung 8, wo er 4% übersteigt, nimmt auch die Abriebmenge des Ventilsitzes zu. In der Legierung 8 übersteigt der Anteil an Martensit 50% und ein Hypereutektoidcarbid von Mo wird ge bildet und daher übersteigt die Härte 850 Hv. Als Ergebnis wird der Abrieb des Ventils gefördert, wodurch die Abrieb menge des Ventilsitzes sich erhöht.

(2) Wirkung des Ni-Gehalts

Fig. 4 zeigt die Beziehungen zwischen dem Ni-Gehalt jeder Legierung (Legierungen 5, 9 bis 15) mit unterschiedlichem Ni-Gehalt und der Matrixhärte oder dem Bainitanteil und Fig. 5 zeigt die Beziehungen zwischen dem Ni-Gehalt jeder Legie rung und der Abriebmenge oder der radialen Bruchfestigkeit. Wie aus den Fig. 4 und 5 ersichtlich ist, steigt dann, wenn der Ni-Gehalt 0,6% oder mehr ist, die Matrixhärte be merkenswert an und die radiale Bruchfestigkeit nimmt zu. Der Martensitgehalt und die Matrixhärte steigen dann mit dem An stieg des Ni-Gehalts an und daher werden die Abriebmengen von Ventil und Ventilsitz bei niedrigen Werten stabilisiert und die radiale Bruchfestigkeit ist auch hoch. In Legierung 15 jedoch, in der der Ni-Gehalt 5% übersteigt, überschreitet die Härte des Ventilsitzes 850 Hv, da der Martensitgehalt 100% ist, und daher nehmen die Abriebmengen von Ventil und Ventilsitz bemerkenswert zu und die radiale Bruchfestigkeit ist auch verringert.

(3) Wirkung des Ni-Gehaltes bei Fe-Mo-Legierungspulver

Fig. 6 zeigt die Beziehung zwischen dem Ni-Gehalt jeder Le gierung (Legierungen 16 bis 22), worin der Ni-Gehalt varia bel für jedes Fe-Mo-Legierungspulver eingestellt ist, und der Matrixhärte oder dem Bainitgehalt und Fig. 7 zeigt die Beziehungen zwischen dem Ni-Gehalt jeder Legierung und der Abriebmenge oder der radialen Bruchfestigkeit. Wie aus den Fig. 6 und 7 ersichtlich ist, sind die Matrizes in den Legierungen 17 und 20 bis 22, in denen Legierungspulver, das Ni mit 4% enthält, verwendet wird, härter und die Abriebmen ge des Ventilsitzes ist auch niedriger als die einer Legie rung, in der ein Pulver verwendet wird, das Ni in einem An teil von 1% enthält.

(4) Wirkung des Cr-Gehalts

Fig. 8 zeigt die Beziehung zwischen dem Cr-Gehalt jeder Le gierung (Legierungen 16 und 23 bis 27) mit unterschiedlichem Cr-Gehalt und der Matrixhärte oder dem Bainitgehalt und Fig. 9 zeigt die Beziehung zwischen dem Cr-Gehalt jeder Legierung und der Abriebmenge oder der radialen Bruchfestigkeit. Wie aus den Fig. 8 und 9 ersichtlich ist, nimmt dann, wenn der Cr-Gehalt 0,05% oder mehr ist, die Matrixhärte zu und die Abriebmengen von Ventil und Ventilsitz nehmen ab. Die radialen Bruchfestigkeiten stabilisieren sich bei hohen Wer ten. Im Gegensatz dazu wird in Legierung 27, in der der Cr- Gehalt 2% konstant überschreitet, der Abrieb des Ventils ge fördert, indem Cr-Carbid ausfällt und daher nimmt auch der Abrieb des Ventilsitzes zu.

(5) Wirkung des Cu-Gehalts

Fig. 10 zeigt die Beziehungen zwischen dem Cu-Gehalt jeder Legierung (Legierungen 5 und 28 bis 33) mit unterschiedli chem Cu-Gehalt und der Matrixhärte oder dem Bainitanteil und Fig. 11 zeigt die Beziehung zwischen dem Cu-Gehalt jeder Le gierung und der Abriebmenge oder der radialen Bruchfestig keit. Wie aus den Fig. 10 und 11 ersichtlich ist, nimmt dann, wenn der Cu-Gehalt 0,5% oder mehr ist, die Matrixhärte zu und die Abriebmengen von Ventil und Ventilsitz nehmen ab. Die radialen Bruchfestigkeiten sind bei hohen Werten stabi lisiert. Im Gegensatz dazu übersteigt bei Legierung 33, in der der Cu-Gehalt 5% übersteigt, der Martensitgehalt 50% und der Abrieb des Ventils wird gefördert und daher nimmt auch der Abrieb des Ventilsitzes zu.

(6) Wirkung des C-Gehalts

Fig. 12 zeigt die Beziehungen zwischen dem C-Gehalt jeder Legierung (Legierungen 34 bis 39) mit unterschiedlichem C- Gehalt und der Matrixhärte oder dem Bainitgehalt und Fig. 13 zeigt die Beziehung zwischen dem C-Gehalt jeder Legierung und der Abriebmenge und der radialen Bruchfestigkeit. Wie aus den Fig. 12 und 13 ersichtlich ist, nimmt dann, wenn der C-Gehalt 0,2% oder mehr ist, die Matrixhärte zu und die Abriebmengen von Ventil und Ventilsitz nehmen bemerkenswert ab und die radiale Bruchfestigkeit nimmt bemerkenswert zu. Im Gegensatz dazu wird bei Legierung 39, bei der der C- Gehalt 1,1% übersteigt, Hypereutektoidcarbid ausgefällt, der Martensitgehalt übersteigt 50% und der Abrieb des Ventils wird gefördert und als Ergebnis nimmt auch der Abrieb des Ventilsitzes zu.

(7) Wirkung des MnS-Gehalts

Fig. 14 zeigt die Beziehungen zwischen dem MnS-Gehalt jeder Legierung (Legierungen 12 und 40 bis 44) mit unterschiedli chem MnS-Gehalt und der Matrixhärte oder dem Bainitanteil und Fig. 15 zeigt die Beziehungen zwischen dem MnS-Gehalt jeder Legierung und der Abriebmenge oder der radialen Bruch festigkeit. Wie aus den Fig. 12 und 13 ersichtlich ist, verändert sich die Matrixhärte bei 250 Hv nicht, sogar dann nicht, wenn der MnS-Gehalt sich verändert, und die Abrieb mengen von Ventil und Ventilsitz sind bei geringen Werten stabilisiert, bis der MnS-Gehalt etwa 1% ist.

(8) Wirkung der die Bearbeitbarkeit verbessernden Komponente

Fig. 16 zeigt die Matrixhärte und den Bainitgehalt von Le gierungen (Legierungen 41 und 45 bis 48), in denen die Bear beitbarkeit verbessernde Komponenten in unterschiedlicher Weise enthalten sind und Fig. 17 zeigt die Abriebmenge und die radiale Bruchfestigkeit jeder Legierung. Wie aus den Fig. 16 und 17 ersichtlich ist, ist die Matrixhärte 250 Hv oder mehr, auch wenn eine die Bearbeitbarkeit verbessernde Komponente enthalten ist, und die Abriebmengen von Ventil und Ventilsitz sind auch bei geringen Werten stabilisiert. Die radialen Bruchfestigkeiten sind auch stabilisiert bei 850 MPa oder mehr.

(9) Wirkung einer Infiltration und Imprägnierung

Fig. 18 zeigt die Matrixhärte und den Bainitgehalt von Le gierungen (Legierungen 12 und 49 und 50), bei denen die Po ren mit einer die Bearbeitbarkeit verbessernden Komponente infiltriert oder imprägniert sind und Fig. 19 zeigt die Ab riebmenge und die radiale Bruchfestigkeit jeder Legierung. Wie aus den Fig. 18 und 19 ersichtlich ist, ist die Mat rixhärte 250 Hv oder mehr, sogar wenn eine die Bearbeitbar keit verbessernde Komponente enthalten ist, und die Abrieb mengen von Ventil und Ventilsitz sind auch bei geringen Wer ten stabilisiert. Die radialen Bruchfestigkeiten sind auch bei 900 MPa oder mehr stabilisiert.

Wie oben erläutert, kann erfindungsgemäß erreicht werden, dass die Bearbeitbarkeit verbessert ist und die Kosten nied rig gehalten werden, indem die Matrixstruktur optimiert wird und die Abriebbeständigkeit sichergestellt wird ohne die Verwendung teuerer harter Partikel. Daher kann die vorlie gende Erfindung einen Ventilsitz bereitstellen, der kosten günstig und von hoher Qualität ist.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Claims

1. Ventilsitz für Brennkraftmaschinen mit einer metal lographischen Struktur, die nur aus einer einzelnen Bai nitphase oder nur aus einer Mischphase aus Bainit und Martensit besteht und ein Verhältnis von Bainit zu Mar tensit im Querschnitt von 100 : 0 bis 50 : 50 hat und eine Matrixhärte von 250 bis 850 Hv aufweist.

2. Ventilsitz für Brennkraftmaschinen gemäß Anspruch 1, da durch gekennzeichnet, dass Mo in einem Anteil von 0,4 bis 4 Gew.-% und C in einem Anteil von 0,2 bis 1,1 Gew.-% enthalten ist.

3. Ventilsitz für Brennkraftmaschinen nach Anspruch 2, da durch gekennzeichnet, dass C in einer eutektoiden Zusam mensetzungsmenge oder einer hypoeutektoiden Zusammen setzungsmenge enthalten ist.

4. Ventilsitz für Brennkraftmaschinen nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens Ni in einem Anteil von 0,6 bis 5 Gew.-%, Cu in einem Anteil von 0,5 bis 5 Gew.-%, Cr in einem Anteil von 0,05 bis 2 Gew.-%, Mn in einem Anteil von 0,09 bis 1 Gew.-% und/oder V in einem Anteil von 0,05 bis 0,6 Gew.-% enthalten ist.

5. Ventilsitz für Brennkraftmaschinen nach einem der An sprüche 1 bis 4, wobei mindestens eine der folgenden Komponenten: MnS-Teilchen, Magnesiummetasilicatmineral- Teilchen, CaF₂-Teilchen, BN-Teilchen, MoS₂-Teilchen und FeS-Teilchen, in der metallographischen Struktur in ei ner Menge von 0,1 bis 1,5 Gew.-% dispergiert ist.

6. Ventilsitz für Brennkraftmaschinen nach einem der An sprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass Acrylharz, Blei und/oder Bleilegierung durch Auffüllen der Poren dispergiert ist.

7. Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes für Brenn kraftmaschinen umfassend Mo in einem Anteil von 0,4 bis 4 Gew.-% und C in einem Anteil von 0,2 bis 1,1 Gew.-% mit einer metallographischen Struktur, die nur aus einer einzelnen Bainitphase oder nur aus einer Mischphase aus Bainit und Martensit besteht mit einem Verhältnis von Bainit zu Martensit im Querschnitt von 100 : 0 bis 50 : 50 und einer Matrixhärte von 250 bis 850 Hv, wobei das Her stellungsverfahren umfasst, dass ein Fe-Mo-Legierungs pulver mit Mo in einer Menge, die der Gesamtmenge an Mo entspricht, wobei der Rest Fe und nicht vermeidbare Ver unreinigungen sind, und ein Graphitpulver, das der Ge samtmenge an C entspricht, vermischt werden und dieses gemischte Pulver nach dem Verdichten gesintert wird.

8. Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes für Brenn kraftmaschinen, der Mo in einem Anteil von 0,4 bis 4 Gew.-%, C in einem Anteil von 0,2 bis 1,1 Gew.-% und mindestens Ni in einem Anteil von 0,6 bis 5 Gew.-%, Cu in einem Anteil von 0,5 bis 5 Gew.-%, Cr in einem Anteil von 0,05 bis 2 Gew.-%, Mn in einem Anteil von 0,09 bis 1 Gew.-% und/oder V in einem Anteil von 0,05 bis 0,6 Gew.-% enthält, mit einer metallographischen Struktur, die nur aus einer einzelnen Bainitphase oder nur aus ei ner Mischphase aus Bainit und Martensit besteht mit ei nem Verhältnis von Bainit zu Martensit im Querschnitt von 100 : 0 bis 50 : 50 und einer Matrixhärte von 250 bis 850 Hv, wobei das Herstellungsverfahren umfasst, dass ein Legierungspulver, in dem mindestens Mo in einer Men ge, die der Gesamtmenge an Mo in den Zusammensetzungs elementen zur Herstellung des Ventilsitzes entspricht, in Fe gelöst ist, und ein Graphitpulver, das der Gesamt menge an C entspricht, ge mischt werden und das gemischte Pulver nach dem Verdich ten gesintert wird.

9. Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes für Brenn kraftmaschinen nach Anspruch 7, wobei mindestens ein MnS-Pulver, Magnesiummetasilicatmineral, CaF₂-Pulver, BN-Pulver, MoS₂-Pulver und/oder FeS-Pulver weiterhin in einer Menge von 0,1 bis 1,5 Gew.-% enthalten ist.

10. Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes für Brenn kraftmaschinen nach einem der Ansprüche 7 bis 9, wobei Acrylharz, Blei und/oder Bleilegierung in die Poren des gesinterten Presslings infiltriert oder imprägniert wer den.