DE10120724C2 - Ventilsitz für Brennkraftmaschinen und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents
Ventilsitz für Brennkraftmaschinen und Verfahren zu dessen HerstellungInfo
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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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
Claims (10)
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.
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- 2001-05-01 GB GB0110652A patent/GB2364326B/en not_active Expired - Fee Related
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