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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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1. Gebiet der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein verschleißfestes
Sinterelement, dessen Bearbeitbarkeit verbessert werden kann, ohne
eine Herabsetzung seiner Festigkeit hervorzurufen, und bezieht sich
auf ein Herstellungsverfahren hierfür. Die vorliegende Erfindung
wird vorzugsweise für
Elemente verwendet, z. B. Ventilsitze von Verbrennungskraftmaschinen,
die eine gute Bearbeitbarkeit sowie eine gute Verschleißfestigkeit
aufweisen müssen.
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2. Beschreibung des Standes
der Technik
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Verschleißfeste Sinterelemente,
die durch ein Pulvermetallurgieverfahren hergestellt werden, werden auf
verschiedene Arten von Gleitelementen angewendet, da gewünschte verschiedene
Arten von harten Phasen, die durch ein typisches Gussverfahren nicht
hergestellt werden können,
in einer gewünschten
Grundmasse dispergiert werden können.
Wie z. B. in der geprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift
Nr. H05-055593 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 1" bezeichnet) offenbart
ist, sind 5 bis 25 Gew.-% (Gewichtsprozent) einer harten Phase,
die 26 bis 30 Gew.-% Mo, 7 bis 9 Gew.-% Cr, 1,5 bis 2,5 Gew.-% Si
und als Rest Co umfasst, in einer Grundmasse dispergiert. Eine große Anzahl
von Kombinationen von harten Phasen, wie z. B. die obige, und verschiedene
Arten von Grundmassen wurden vorgeschlagen.
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Die
in der Patentoffenlegungsschrift 1 offenbarte verschleißfeste Sinterlegierung
enthält
teueres Co in der Grundmasse und in der harten Phase. Um ein günstiges
Preis-Leistungs-Verhältnis zu
erreichen, wird in der ungeprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift
Nr. H09-195012 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 2" bezeichnet) eine
verschleißfeste
Sinterlegierung offenbart und verwendet, die kein teueres Co enthält. Die
harte Phase in der Patentoffenlegungsschrift 2 verwendet ein hartphasenbildendes
Pulver, das aus 4,0 bis 25 Gew.-% Cr und 0,25 bis 2,4 Gew.-% C als
wesentliche Elemente und als Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht. In der Sinterlegierung enthält die harte Phase optional
wenigstens ein Element, das ausgewählt wird aus einer Gruppe bestehend
aus 0,3 bis 3,0 Gew.-% Mo, 0,2 bis 2,2 Gew.-% V und 1,0 bis 5,0
Gew.-% W. In der harten Phase, die das obenerwähnte hartphasenbildende Pulver
verwendet, werden harte Partikel, die hauptsächlich aus Cr-Carbiden bestehen,
in einem Teil des anfänglichen
hartphasenbildenden Pulvers abgeschieden, wobei Cr im hartphasenbildenden
Pulver in der Grundmasse diffundiert wird. Als Ergebnis wird die
Härtbarkeit
der Fe-Grundmasse verbessert, wodurch die Grundmasse zu Martensit transformiert
wird. Ferner weist die harte Phase eine Struktur von Ferrit auf,
die einen Cr-reichen Anteil nahe dem anfänglichen hartphasenbildenden
Pulver enthält.
Das heißt,
die Cr-Carbid-Partikel, die die Verschleißfestigkeit verbessern, werden
bei einem Teil des anfänglichen
hartphasenbildenden Pulvers abgeschieden, wobei die Cr-Carbidpartikel
mit Cr-reichem Ferrit bedeckt werden, so dass das Entfernen der
Cr-Carbid-Partikel verhindert wird. Ferner ist das Cr-reiche Ferrit
von Martensit umgeben, wodurch die Verschleißfestigkeit der Grundmasse
verbessert wird. Eine große
Anzahl von verschleißfesten
Sinterlegierungen in Kombinationen der harten Phase in der Patentoffenlegungsschrift
2 und verschiedene Arten von Grundmassen wurden vorgeschlagen, und
es wurden verschleißfeste
Sinterlegierungen vorgeschlagen, die die harte Phase der Patentoffenlegungsschrift
1 anwenden.
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Verschiedene
harte Phasen wurden vorgeschlagen, wie z. B. die obigen, um die
Verschleißfestigkeit der
Sinterlegierung zu verbessern. Um eine hohe Effizienz von Verbrennungskraftmaschinen
zu erreichen, wurden in den letzten Jahren ein hartphasenbildendes
Legierungspulver und ein verschleißfestes Sinterelement, das
das Pulver verwendet, in der ungeprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr.
2002-356704 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 3" bezeichnet) und
der ungeprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift
Nr. 2005-154798 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 4" bezeichnet) vorgeschlagen.
Die Patentoffenlegungsschrift 3 offenbart eine Verbesserung der
harten Phase in der Patentoffenlegungsschrift 1 und eine Variation
der harten Phase in der Patentoffenlegungsschrift 1, in der die
Grundmasse der harten Phase zu Fe geändert wird. In der Patentoffenlegungsschrift
3 enthält
ein verschleißfestes,
hartphasenbildendes Legierungspulver 1,0 bis 12 Gew.-% Si, 20 bis
50 Gew.-% Mo, 0,5 bis 5,0 Gew.-% Mn und als Rest wenigstens ein
Element, das ausgewählt
wird aus der Gruppe bestehend aus Fe, Ni und Co, sowie aus unvermeidbaren Verunreinigungen.
In der Patentoffenlegungsschrift 3 enthält die Grundmasse Mn in der
obenerwähnten
Weise, wodurch die Grundmasse gefestigt wird, die harte Phase sicher
an der Grundmasse haftet und die Verschleißfestigkeit verbessert wird.
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Die
Patentoffenlegungsschrift 4 offenbart eine Verbesserung der harten
Phase der Patentoffenlegungsschrift 1. In der Patentoffenlegungsschrift
4 enthält
das hartphasenbildende Legierungspulver 48 bis 60 Gew.-% Mo, 3 bis
12 Gew.-% Cr, 1 bis 5 Gew.-% Si und als Rest Co, sowie unvermeidbare
Verunreinigungen. In der Patentoffenlegungsschrift 4 ist der Mo-Gehalt
erhöht,
um die Menge an abgeschiedenem Mo-Silicid zu erhöhen und eine Mo-Silicid-Gruppe
zu bilden, wodurch das plastische Fließen und die Haftung der Legierung möglichst
klein gehalten werden und die Verschleißfestigkeit verbessert wird.
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Wie
oben beschrieben worden ist, wurden die harten Phasen für verschleißfeste Sinterelemente
verbessert und die Verschleißfestigkeit
verbessert, um die Anforderungen einer hohen Ausgangsleistung von
Verbrennungskraftmaschinen zu erfüllen. Obwohl die obenerwähnten verschleißfesten
Sinterelemente in nahezu netzartiger Form ausgebildet werden können, ist
es bei einigen Gleitelementen erforderlich, diese zu bearbeiten,
um hochpräzise
Abmessungen zu erfüllen.
Zum Beispiel wird ein in einer Verbrennungskraftmaschine verwendeter
Ventilsitz in einen Kopf einer Maschine eingepresst und verwendet.
Der Ventilsitz muss mit einer Ventilführung koaxial sein, die in
der gleichen Weise wie der Ventilsitz eingepresst wird. Der Ventilsitz
und die Ventilführung
werden gemeinsam mittels eines Werkzeuges bearbeitet, das koaxial
mit der Ventilführung
ist, wobei das Werkzeug ein Schneidwerkzeug aufweist, das integral
mit einem Schneidwerkzeug zur Bearbeitung der Ventilführung und
einem Schneidwerkzeug zur Bearbeitung des Ventilsitzes ausgestattet
ist. Das verschleißfeste
Sinterelement, wie das obenbeschriebene, weist eine geringe Bearbeitbarkeit
aufgrund der Verschleißfestigkeit
auf, und ist schwierig zu bearbeiten. Um daher die Bearbeitbarkeit
des verschleißfesten
Sinterelements zu verbessern, wurden verschiedene Techniken für die Verbesserung
des verschleißfesten
Sinterelements vorgeschlagen und eingesetzt.
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Wie
in den Ansprüchen
4 und 9 in der Patentoffenlegungsschrift 2 und in Anspruch 5 in
der Patentoffenlegungsschrift 3 als die typischsten Techniken offenbart
ist, wird ein Pulver zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit, ein MnS-Pulver
oder dergleichen, zu einem Rohmaterialpulver zugegeben und mit diesem
vermischt, wobei Partikel zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit,
MnS-Partikel oder dergleichen, in Poren und Pulverpartikelgrenzen
der gesinterten Legierung dispergiert werden. Die ungeprüfte
japanische Patentoffenlegungsschrift
Nr. H04-157139 (im
Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift
5" bezeichnet) schlägt eine
typische Technik vor, bei der wenigstens ein Material zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus einem Meta-Magnesiumsilikat-Typ-Mineral
und einem Ortho-Magnesiumsilikat-Typ-Mineral besteht, und wird zusammen
mit wenigstens einem Material verwendet, das aus der Gruppe bestehend aus
Bornitrid und Mangansulfid ausgewählt wird. Die obigen neuen
Materialien zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit weisen eine Spaltung
auf, wodurch die Bearbeitbarkeit verbessert wird. In der ungeprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift
Nr. H04-157138 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 6" bezeichnet) wird
die in der Patentoffenlegungsschrift 4 offenbarte Technik auf die
in der Patentoffenlegungsschrift 1 offenbarte Legierung angewendet.
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Eine
andere Technik als die obigen Techniken zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit
wird vorgeschlagen. In der ungeprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift 2000-064002 (im
Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift
7" bezeichnet) wird
das in der Patentoffenlegungsschrift 2 offenbarte hartphasenbildende
Pulver zusammen mit wenigstens einem Sulfidpulver verwendet, das
aus der Gruppe ausgewählt
wird, die aus MoS2-Pulver, WS2-Pulver, FeS-Pulver und CuS-Pulver
besteht. Das Sulfidpulver wird beim Sintern zersetzt, wobei Cr-Sulfid
sowie Cr-Carbide
abgeschieden werden, wodurch die Verschleißfestigkeit und die Bearbeitbarkeit
der harten Phase verbessert werden. In der ungeprüften
japanischen Patentoffenlegungsschrift
Nr. 2002-332552 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 8" bezeichnet), wird
ein Metallsulfidpulver, das 0,04 bis 5 Gew.-% S enthält, mit
einem Stahlpulver, das 0,1 bis 8 Gew.-% Mn enthält, gemischt. Das gemischte Pulver
wird in einer Form zu einem Grünling
verdichtet, woraufhin der Grünling
bei einer Temperatur von 900 bis 1.300 °C gesintert wird, so dass ein
Sinterelement erhalten wird. Das Sinterelement wird mit 0,15 bis
10 Gew.-% MnS-Partikeln mit einer Partikelgröße von 10 µm oder kleiner in Körnern der
Gesamtgrundmasse gleichmäßig abgeschieden
und dispergiert. Die Patentoffenlegungsschrift 8 erwähnt, dass
die Bearbeitbarkeit durch Abscheiden des Sulfids verbessert wird,
wobei die Technik in Kombination mit der obenerwähnten Technik verwendet werden
kann, bei der das Material zum Verbessern der Bearbeitbarkeit dem
Rohmaterialpulver zugegeben wird, und wobei die Bearbeitbarkeit
durch die obige Kombination deutlich verbessert werden kann.
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Wie
oben beschrieben worden ist, wurde gemäß den jüngsten Anforderungen die Verschleißfestigkeit deutlich
verbessert, wobei die Bearbeitbarkeit durch verschiedene Techniken
verbessert wurde. In den letzten Jahren wurde es jedoch erforderlich,
die Bearbeitbarkeit noch deutlicher zu verbessern, wobei nur die
obigen Techniken zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit die derzeitigen
Anforderungen nicht erfüllen
können.
Das heißt,
in der Patentoffenlegungsschrift 2, wie in 2 gezeigt
ist, wird MnS in nur der Fe-Basislegierungsgrundmasse abgeschieden.
Die Bearbeitbarkeit ist daher für
die harte Phase unzureichend, die hinsichtlich der Verbesserung
der Verschleißfestigkeit
härter
wird, wie in den Patentoffenlegungsschriften 3 und 8 offenbart ist.
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ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG
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Eine
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein verschleißfestes
Sinterelement mit hoher Verschleißfestigkeit und guter Bearbeitbarkeit
zu schaffen. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein Herstellungsverfahren
für das
verschleißfeste
Sinterelement zu schaffen.
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Um
die obenerwähnte
Probleme zu lösen,
haben die Erfinder ein verschleißfestes Sinterelement auf der
Grundlage der obigen Patentoffenlegungsschrift 8 untersucht. Die
Erfinder haben festgestellt, dass, wie in 1 gezeigt
ist, Mn-Sulfid nicht
nur in einer Fe-Basislegierung, sondern auch in einer harten Phase
dispergiert ist, so dass die Bearbeitbarkeit der harten Phase verbessert
ist, wobei die Bearbeitbarkeit des verschleißfesten Sinterelements hierdurch
verbessert werden kann. Die Erfinder haben Herstellungsbedingungen
gefunden, unter welchen Mn-Sulfid zuverlässig gebildet werden kann.
Das heißt,
Arten von Sulfiden, die beim Sintern leicht zersetzt werden, werden
bestimmt, um S zum Binden von Mn der Grundmasse und der harten Phase
zu liefern. Die Erfinder haben festgestellt, dass die Größe eines
Sulfidpulvers Einfluss auf die Zersetzung des Sulfids hat, wobei
die Größe so bestimmt
wird, dass das Mn-Sulfid zuverlässig
gebildet wird. Die Erfinder haben bestätigt, dass in dem auf die obige
Weise erhaltenen verschleißfesten
Sinterelement das Mn-Sulfid nicht nur in einer Grundmasse, sondern
auch in einer harten Phase abgeschieden wird, wobei die Bearbeitbarkeit
des verschleißfesten
Sinterelements verbesset wurde.
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Die
vorliegende Erfindung wurde auf der Grundlage der obigen Feststellungen
gemacht. Der erste Aspekt der vorliegenden Erfindung schafft ein
verschleißfestes
Sinterelement, das eine Fe-Basislegierungsgrundmasse und eine in
der Fe-Basislegierungsgrundmasse
dispergierte harte Phase umfasst, wobei die harte Phase eine Legierungsgrundmasse
und in der Legierungsgrundmasse abgeschiedene und dispergierte harte Partikel
aufweist. In der Erfindung sind Mangansulfidpartikel mit einer Partikelgröße von 10 µm oder
weniger in Kristallkörnern
der gesamten Fe-Basislegierungsgrundmasse gleichmäßig dispergiert, wobei
Mangansulfidpartikel mit einer Partikelgröße von 10 µm oder weniger in der Legierungsgrundmasse
der harten Phase dispergiert sind.
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Gemäß einem
zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Herstellungsverfahren
für ein
verschleißfestes
Sinterelement geschaffen. Das Verfahren umfasst das Herstellen eines
grundmassebildenden Stahlpulvers, das 0,2 bis 3 Gew.-% Mn enthält, eines
hartphasenbildenden Legierungspulvers, das 0,5 bis 5 Gew.-% enthält, und
wenigstens eines Sulfidpulvers, das ausgewählt wird aus der Gruppe bestehend
aus Molybdändisulfidpulver,
Wolframdisulfidpulver, Eisensulfidpulver und Kupfersulfidpulver,
wobei der S-Gehalt in der gesamten Zusammensetzung gleich 0,04 bis
5 Gew.-% ist. Das grundmassebildende Stahlpulver, das hartphasenbildende
Legierungspulver und das Sulfidpulver werden gemischt und in einer
Form zu einem Grünling verdichtet,
wobei der Grünling
bei einer Temperatur von 1.000 bis 1.300 °C gesintert wird.
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Im
ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist das feine Mn-Sulfid
nicht nur in der Grundmasse, sondern auch in der harten Phase dispergiert,
so dass die Bearbeitbarkeit des verschleißfesten Sinterelements stärker verbessert
werden kann als bei den herkömmlichen
Techniken. Im zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das
obige Mn-Sulfid zuverlässig
abgeschieden, wobei die Bearbeitbarkeit des verschleißfesten Sinterelements
zuverlässig
verbessert werden kann.
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KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
ein schematisches Diagramm, das eine Metallstruktur eines verschleißfesten
Sinterelements einer Ausführungsform
gemäß der vorliegenden
Erfindung zeigt.
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2 ist
ein schematisches Diagramm, das eine Metallstruktur eines herkömmlichen
verschleißfesten Sinterelements
zeigt.
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3 ist
eine Mikrophotographie einer Metallstruktur eines verschleißfesten
Sinterelements einer Ausführungsform
gemäß der vorliegenden
Erfindung.
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4 ist
eine Elektronenmikrophotographie einer Metallstruktur eines verschleißfesten
Sinterelements einer Ausführungsform
gemäß der vorliegenden
Erfindung.
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GENAUE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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In
der vorliegenden Erfindung wird Mn in einer Grundmasse und einer
harten Phase (Legierungsgrundmasse einer harten Phase des Abscheidungsdispersionstyps)
jeweils fest gelöst,
wobei Mn mit S reagiert, das durch Zersetzen eines Sulfidpulvers
geliefert wird, wodurch feines Mn-Sulfid in der Grundmasse und in
der harten Phase abgeschieden wird, wie in 1 gezeigt
ist. Wenn in diesem Fall die Größe der abgeschiedenen
Mangansulfide groß ist,
werden die Mangansulfide abgesondert und die Bearbeitbarkeit kann
nicht gleichmäßig erhalten
werden. Daher sollte die Größe der abgeschiedenen
Mangansulfide gleich 10 µm
oder weniger sein.
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Alle
Metallsulfide wurden als chemisch stabil betrachtet. Wie in den
Patentoffenlegungsschriften 7 und 8 offenbart ist, wurde jedoch
bestätigt,
dass bestimmte Metallsulfide beim Sintern zersetzt werden. In der
Literaturangabe 1 (Chemical Unabridged Dictionary, 9. Ausgabe, veröffentlicht
von Kyoritsu Shuppan Co., Ltd., 15. März 1964) findet sich folgende
Beschreibung. Das heißt,
Mangansulfid (MnS) hat einen hohen Schmelzpunkt von 1.610 °C unter Metallsulfiden.
Wenn MnS zusammen mit einem H2-Gas erwärmt wird, wird das MnS durch das
H2-Gas nicht erodiert.
MnS ist daher schwierig zu zersetzen. Chromsulfid (CrS) weist einen
hohen Schmelzpunkt auf, und wird durch Wasserstoff selbst bei einer
Temperatur von 1.200 °C
nicht reduziert. Daher ist CrS schwierig zu zersetzen.
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Gemäß der Literaturangabe
1 wird andererseits dann, wenn Molybdändisulfid (MoS2) in einem Elektroofen
erhitzt wird, Molybdändisulfid über Mo2S3
zu metallischem Molybdän
transformiert. Wenn MoS2 in Luft bei 550 °C erhitzt wird, reagiert MoS2
mit O2, um somit zu Molybdäntrioxid
(MoO3) und Schwefeldioxid (SO2) zersetzt zu werden. MoS2 reagiert
mit Wasserdampf in Rothitze. Daher wird MoS2 leicht zersetzt. Wenn
Wolframdisulfid (WS2) im Vakuum erhitzt wird, wird WS2 bei 1.100 °C zersetzt
und bei 800 °C
zu Wolfram transformiert. Daher wird WS2 leicht zersetzt. Wenn Eisensulfid
(FeS) in Luft auf etwa 200 °C
erhitzt wird, wird FeS zu Eisenoxid transformiert. Wenn FeS in einer
Strömung
von H2-Gas supererhitzt
wird, wird FeS zu Fe transformiert. Wenn FeS zusammen mit Kohlenstoff
auf 1.200 °C
oder mehr erhitzt wird, werden Fe und CO2 gebildet. Daher wird FeS
leicht zersetzt. Wenn Kupfersulfid (CuS) erhitzt wird, beginnt die Zersetzung
von CuS bei 220 °C,
woraufhin CuS2 und S gebildet werden. Daher wird CuS leicht zersetzt.
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In
der Literaturangabe 1 ist beschrieben, dass das obenerwähnte Molybdändisulfid,
das Wolframdisulfid, das Eisensulfid und das Kupfersulfid unter
einer spezifischen Bedingung leicht zersetzt werden. Es wird angenommen,
dass im wirklichen Sinterprozess die obigen Sulfide zersetzt werden,
wenn die Zersetzungsbedingung durch Wasser, Sauerstoff und Wasserstoff,
die in einer Atmosphäre
enthalten sind, und durch Wasser und Sauerstoff, die an einer Oberfläche eines
Eisenpulvers absorbiert werden, erfüllt wird. Die in der Literaturangabe
1 offenbarte Bedingung ist eine Zersetzungsbedingung, wenn ein Sulfid
als eine einfache Substanz existiert. Beim Sintern eines Gemisches
aus einem Metallpulver und einem Sulfidpulver reagiert das Sulfid
mit einer aktivierten Metalloberfläche bei einer hohen Temperatur,
wobei die aktivierte Metalloberfläche als Katalysator wirkt,
so dass die Zersetzung des Sulfids gefördert werden kann. In der vorliegenden
Erfindung wird ein Pulver des obenerwähnten, leicht zersetzenden
Molybdändisulfids,
Wolframdisulfids, Eisensulfids und Kupfersulfids zu einem Rohmaterialpulver
zugegeben, wodurch das Sulfidpulver beim Sintern zersetzt wird und
der Grundmasse und der harten Phase zuverlässig S zugeführt wird.
Es ist zu beachten, dass Metallverbindungen, die durch Zersetzen
des Sulfidpulvers geliefert werden, in der Grundmasse dispergiert
werden und diese festigen. Insbesondere Molybdändisulfidpulver wird bevorzugt
unter den obigen Sulfidpulvern verwendet.
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Um
Sulfidpartikel ausreichend in der Grundmasse und der harten Phase
abzuscheiden und zu dispergieren, indem die obigen Sulfidpulver
verwendet werden, sollte das Sulfidpulver 0,04 Gew.-% oder mehr
an S in der Gesamtzusammensetzung enthalten. Wenn eine übermäßige Menge
an Sulfidpulver zur Grundmasse und zur harten Phase zugegeben wird,
nimmt die Menge der zurückbleibenden
Poren nach der Zersetzung des Sulfids zu, so dass die Festigkeit
des verschleißfesten
Sinterelements herabgesetzt wird und dessen Verschleißfestigkeit
verringert wird. Daher sollte die Obergrenze der Menge an S gleich
5 Gew.-% in der
Gesamtzusammensetzung sein.
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Um
ein zu einem Rohmaterialpulver zugegebenes Sulfidpulver beim Sintern
vollständig
zu zersetzen, sollte die Sintertemperatur 1.000 °C oder mehr betragen. in diesem
Temperaturbereich reagiert das Sulfidpulver mit der Oberfläche des
im Sinterungsprozess aktivierten Metallpulvers, wobei das Sulfidpulver
zuverlässig zersetzt
wird. Wenn das Sintern bei 1.300 °C
oder mehr durchgeführt
wird, wird der Ofen beschädigt,
wobei ein wirtschaftlicher Verlust entsteht. Die Sintertemperatur
sollte daher 1.300 °C
oder weniger betragen.
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Um
das zum Rohmaterialpulver zugegebene Sulfidpulver beim Sintern vollständig zu
zersetzen, ist die Partikelgröße des Sulfidpulvers
von Bedeutung. Das heißt,
da die Zersetzungsreaktion an einem Abschnitt des Metallpulvers,
der das Sulfidpulver berührt,
aktiviert wird, wenn das Sulfidpulver eine große Größe aufweist, ist die Zersetzungsreaktion
an einem Abschnitt des Sulfidpulvers unzureichend, wobei die der
Grundmasse und der harten Phase zugeführte Menge an S ungleichmäßig ist
und die Länge
des in der Grundmasse und der harten Phase abgeschiedenen Mangansulfids
nicht zuverlässig
ist. Um solche Probleme zu vermeiden, ist daher die Partikelgröße des Sulfidpulvers
vorzugsweise klein. Wenn z. B. die maximale Partikelgröße 100 µm oder
kleiner ist und die durchschnittliche Größe 50 µm oder weniger ist, wird das
zugegebene Sulfidpulver zuverlässig
zersetzt und das Mangansulfid kann zuverlässig gebildet werden. Wenn
das Sulfidpulver eine große Partikelgröße aufweist,
bleibt ein anfänglicher
Pulveranteil des Sulfidpulvers als grobe Kirkendall-Poren zurück, nachdem
das Sulfidpulver zersetzt und aufgelöst worden ist, so dass der
anfängliche
Pulveranteil eine Verringerung der Festigkeit und der Verschleißfestigkeit
bewirkt.
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Bei
der Zersetzung des Sulfidpulvers beeinflusst die Sinteratmosphäre stark
die Zersetzung. Um die Oberfläche
des Metallpulvers zu aktivieren, sollte die Sinterung im Vakuum
oder in einer Atmosphäre
eines Gases mit einem Taupunkt von –10 °C oder weniger eines Zersetzungsammoniakgases,
eines Nitridgases, eines Wasserstoffgases oder eines Argongases
durchgeführt
werden. Als Ergebnis ist die Oberfläche des Metallpulvers rein
und aktiviert, wobei das Sulfidpulver zuverlässig zersetzt werden kann.
Wenn die Sinteratmosphäre
bis zu einem gewissen Maß Sauerstoff
enthält,
wird die Oberfläche
des Metallpulvers oxidiert, so dass sie nicht aktiviert wird, wobei
das durch die Zersetzung des Sulfidpulvers erzeugte S mit Sauerstoff
gebunden wird, so dass leicht schädliches SOx gebildet wird.
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Eine
Abscheidungsdispersion-Hartphase ist als harte Phase der vorliegenden
Erfindung geeignet. Zum Beispiel können eine harte Phase des MoSilicid-Abscheidungstyps,
die in den Patentoffenlegungsschriften, 1, 3 und 4 verwendet wird,
die in der Patentoffenlegungsschrift 2 verwendete harte Phase des
Cr-Carbid-Abscheidungstyps und die in den herkömmlichen Techniken verwendete
harte Phase des Hochgeschwindigkeitsstahltyps (in welcher W, Mo
oder Cr-Carbid abgeschieden ist) verwendet werden. In der vorliegenden Erfindung
wird Mn zu einer Legierungsgrundmasse der obigen harten Phase des
Abscheidungsdispersionstyps fest gelöst, wobei S durch Zersetzen
des Sulfidpulvers beim Sintern zugeführt wird und Mn mit S gebunden
wird, so dass feine Partikel von Mangansulfid mit einer Partikelgröße von 10 µm oder
weniger in Kristallkörnern
gebildet werden. Die in den Patentoffenlegungsschriften 1, 3 und
4 verwendete Co-Basislegierung oder die in den Patentoffenlegungsschriften
2 und 3 verwendete Fe-Basislegierung kann für die Legierungsbasisgrundmasse
der harten Phase des Abscheidungsdispersionstyps verwendet werden.
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Die
Fähigkeit
der Ausbildung von Sulfid beruht auf Elektronegativität, wobei
S leicht mit einem Element mit geringer Elektronegativität verbunden
wird und Sulfide gebildet werden. Die Elektronegativität jedes
Elements ist in einer Größe derselben
wie folgt angeordnet. Jede Zahl in runden Klammern bezeichnet die
Elektronegativität
des Elements. Mn (1,5) < Cr
(1,6) < Fe, Mi,
Co, Mo (1,8) < Cu
(1,9)
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Da
Mn am leichtesten mit S gebunden wird, werden bevorzugt Mangansulfide
abgeschieden. Die obige Reihenfolge entspricht der Beschreibung
des Literaturhinweises 1.
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Die
obenerwähnte
harte Phase des Abscheidungsdispersionstyps kann leicht gebildet
werden, indem ein Legierungspulver mit legierten Komponenten zum
Bilden der harten Phase zu einem Rohmaterialpulver zugegeben wird.
Obwohl das hartphasenbildende Legierungspulver hart ist, ist die
Menge des hartphasenbildenden Legierungspulver kleiner als diejenige
eines grundmassebildenden Stahlpulvers. Wenn daher die Härte des
hartphasenbildenden Legierungspulvers durch Zugeben von Mn erhöht wird,
ist der Einfluss auf die Verdichtbarkeit des Rohmaterialpulvers
klein. Da harte Partikel in der harten Phase abgeschieden werden,
wird die Bearbeitbarkeit der harten Phase beeinträchtigt.
Um die Bearbeitbarkeit der harten Phase zu verbessern, sollte die
Menge der Mangansulfide, die in der harten Phase enthalten sind,
größer sein
als diejenige der Grundmasse. Daher beträgt die Menge an Mn, das in
einem Teil der harten Phase (Legierungsgrundmassenanteil der harten
Phase des Abscheidungsdispersionstyps) fest gelöst ist, 0,5 Gew.-% oder mehr,
so dass die Mangansulfide in dem Anteil der harten Phase abgeschieden
werden und die Bearbeitbarkeit der harten Phase verbessert wird.
Wenn die Menge an Mn übergroß ist, nimmt
die Härte
des hartphasenbildenden Legierungspulvers zu, wobei die Verdichtbarkeit
des Pulvers verringert wird. Daher sollte die Menge an Mn 5 Gew.-%
oder weniger im hartphasenbildenden Legierungspulver betragen.
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Insbesondere
dann, wenn eine harte Phase eines Mo-Silicid-Abscheidungstyps gebildet
wird, enthält ein
hartphasenbildendes Legierungspulver vorzugsweise: 10 bis 50 Gew.-%
Mo; 0,5 bis 10 Gew.-% Si; 0,5 bis 5 Gew.-% Mn und als Rest Fe oder
Co, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Wenn eine harte Phase
eines Cr-Carbid-Abscheidungstyps gebildet wird, enthält ein Legierungspulver
vorzugsweise: 4 bis 25 Gew.-% Cr, 0,5 bis 5 Gew.-% Mn, 0,25 bis
2,4 Gew.-% C und als Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen.
Falls erforderlich, enthält
in diesem Fall das Legierungspulver wenigstens ein Element, das
aus der Gruppe ausgewählt
wird, die besteht aus 0,3 bis 30 Gew.-% Mo, 0,2 bis 2,2 Gew.-% V
(Vanadium), und 1 bis 5 Gew.-% W. Ein Graphitpulver zum Ausbilden
von Cr-Carbid wird vorzugsweise einem Rohmaterialpulver zusammen
mit dem obenerwähnten
Legierungspulver in einer vorgegebenen Menge gleichzeitig zugeführt. Wenn
eine harte Phase eines Hochgeschwindigkeitsstahltyps gebildet wird,
enthält
ein hartphasenbildendes Legierungspulver: 3 bis 5 Gew.-% Cr, 1 bis
20 Gew.-% W, 0,5 bis 6 Gew.-% V, 0,5 bis 5 Gew.-% Mn, 0,6 bis 1,7
Gew.-% C, als Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. In
diesem Fall enthält
das Legierungspulver optional 20 Gew.-% oder weniger an Mo und/oder
Co. Ein Graphitpulver zum Bilden von Cr-Carbid, W-Carbid, V-Carbid oder
Mo-Carbid wird dem Rohmaterialpulver vorzugsweise zusammen mit dem
obenerwähnten
Legierungspulver in einer vorgegebenen Menge gleichzeitig zugeführt.
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Hinsichtlich
der Verschleißfestigkeit
des verschleißfesten
Sinterelements enthält
das Rohmaterialpulver vorzugsweise 2 bis 4 Gew.-% an hartphasenbildendem
Legierungspulver, wobei das verschleißfeste Sinterelement 2 bis
40 Gew.-% an darin dispergierter harter Phase des Abscheidungsdispersionstyps
enthält.
Das heißt,
wenn die Menge der dispergierten harten Phase kleiner als 2 Gew.-%
ist, ist die Verbesserung der Verschleißfestigkeit unzureichend. Wenn
die Menge der dispergierten harten Phase 40 Gew.-% überschreitet, wird
die Festigkeit des verschleißfesten
Sinterelements herabgesetzt und dessen Verschleißfestigkeit wird gesenkt.
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Es
ist wohl bekannt, dass Mo-Silicid eine Selbstschmierungseigenschaft
aufweist. Diesbezüglich
wird unter den harten Phasen des Abscheidungsdispersionstyps die
harte Phase des Mo-Silicid-Abscheidungstyps unter Berücksichtigung
des Abtrags auf einem Kontaktelement und der Eigenverschleißfestigkeit
bevorzugt.
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Wie
in der Patentoffenlegungsschrift 8 offenbart ist, wird Mn zu einer
Grundmasse des verschleißfesten
Sinterelements fest gelöst,
wobei S durch Zersetzen des Sulfidpulvers beim Sintern gebildet
wird und Mn der Legierungsgrundmasse mit S verbunden wird, so dass
feine Partikel von Mangansulfid mit einer Partikelgröße von 10 µm oder
weniger in Kristallkörnern
gebildet werden. Um die Mangansulfide zuverlässig abzuscheiden, sollte die
Menge an Mn, das in der Grundmasse fest gelöst ist, 0,2 Gew.-% oder mehr
betragen. Im verschleißfesten
Sinterelement, in welchem harte Partikel in der Grundmasse dispergiert
sind, ist das hartphasenbildende Legierungspulver härter als
das grundmassebildende Stahlpulver. Um daher die Verdichtbarkeit des
Rohmaterialpulvers aufrecht zu erhalten, sollte die Verdichtbarkeit
des grundmassebildenden Stahlpulvers, das einen großen Anteil
des Rohmaterialpulvers bildet, im Vergleich zum Sinterelement, in
dem die harte Phase nicht dispergiert ist, verbessert sein. Daher
sollte die Menge an Mn, das im Grundmasse bildenden Stahlpulver
fest gelöst
ist, im Vergleich zum Sinterelement, in dem die harte Phase nicht
dispergiert ist, verringert sein. Genauer, wenn mehr als 3 Gew.-%
Mn dem grundmassebildenden Stahlpulver zugeführt wird, wird die Härte des
grundmassebildenden Stahlpulvers erhöht, wobei die Verdichtbarkeit
des gesamten Rohmaterialpulvers beeinträchtigt wird. Daher sollte die
Menge an Mn, das dem grundmassebildenden Stahlpulver zugeführt wird,
3 Gew.-% oder weniger betragen.
-
Wie
oben beschrieben worden ist, beträgt die Menge an Mn, das dem
grundmassebildenden Stahlpulver zugegeben wird, 0,2 bis 3 Gew.-%,
wobei die Menge an Mn, das dem hartphasenbildenden Legierungspulver
zugegeben wird, 0,5 bis 5 Gew.-% beträgt. Hinsichtlich der Bearbeitbarkeit
des verschleißfesten
Sin terelements sollte eine große
Menge von Mangansulfiden der harten Phase zugeführt werden, die hart ist und eine
geringe Bearbeitbarkeit aufweist. Daher ist die Menge an Mn, das
im hartphasenbildenden Legierungspulver enthalten ist, vorzugsweise
größer als
die Menge an Mn, die im grundmassebildenden Stahlpulver enthalten
ist.
-
In
Bezug auf die Fe-Basislegierungsgrundmasse des verschleißfesten
Sinterelements sollte die Fe-Basislegierungsgrundmasse hinsichtlich
der Verschleißfestigkeit
des verschleißfesten
Sinterelements und des Abtrags auf einem Kontaktelement und hinsichtlich
seiner Festigkeit aus Bainit bestehen. Um die Grundmasse zu Bainit
zu transformieren, ist es effektiv, dass Legierungselemente von
Mo, Ni, Cr und dergleichen zur Grundmasse zugegeben werden. Um die
obenerwähnten
Effekte gleichmäßig in der
gesamten Grundmasse zu erhalten, wird vorzugsweise ein Fe-Legierungspulver
verwendet, in welchem die obigen Legierungskomponenten mit Fe legiert
sind. Zum Beispiel wird als grundmassebildendes Stahlpulver ein
Legierungspulver verwendet, das 0,5 bis 4,5 Gew.-% Ni, 0,5 bis 5
Gew.-% Mo, 0,1 bis 3,0 Gew.-% Cr, 0,2 bis 3,0 Gew.-% Mn und als
Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Das
heißt,
wenn ein Legierungspulver, das weniger als 0,5 Gew.-% Ni, weniger
als 0,5 Gew.-% Mo, weniger als 0,1 Gew.-% Cr enthält, als
grundmassebildendes Stahlpulver verwendet wird, wird die Grundmasse
unzureichend zu Bainit transformiert. Wenn ein Legierungspulver,
das mehr als 4,5 Gew.-% Ni enthält,
als grundmassebildendes Stahlpulver verwendet wird, wird die Grundmasse
in ausreichender Weise abgeschreckt, so dass ein Anteil der Grundmasse
zu einem harten Martensit transformiert wird. Somit wird der Verschleiß des Kontaktelements,
das bezüglich
des verschleißfesten
Sinterelements gleitet, gefördert.
Wenn ein Legierungspulver, das mehr als 3,0 Gew.-% Cr enthält, als grundmassebildendes
Stahlpulver verwendet wird, wird auf einer Oberfläche des
Legierungspulvers ein passiver Film an Cr gebildet, so dass die
Sinterungseigenschaft beeinträchtigt
wird. Als Ergebnis werden die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit
des verschleißfesten
Sinterelements verringert. Wenn ein Legierungspulver, das mehr als
4,5 Gew.-% Ni, mehr als 5,0 Gew.-% Mo, mehr als 3,0 Gew.-% Cr enthält, als
grundmassebildendes Stahlpulver verwendet wird, nimmt die Härte des
Legierungspulvers zu, so dass dessen Verdichtbarkeit beeinträchtigt wird.
Als Ergebnis werden die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit
des verschleißfesten
Sinterelements verringert.
-
Im
verschleißten
Sinterelement ist die harte Phase in der Fe-Basislegierungsgrundmasse dispergiert, wobei
ein Teil der Komponenten des hartphasenbildenden Legierungspulvers
im grundmassebildenden Stahlpulver dispergiert ist, und wobei ein
Teil der Fe-Basislegierungsgrundmasse nahe der harten Phase zu einer anderen
Struktur als Bainit transformiert wird. Dies kann jedoch nicht verhindert
werden, so dass es zulässig ist.
Das heißt,
es ist unnötig,
dass die gesamte Grundmasse aus Bainit besteht, wobei vorzugsweise
der Großteil
der Grundmasse aus Bainit besteht, und wobei durch Zugeben Ni-Pulver
und dergleichen Metallstrukturen (in diesem Fall Martensit und Austenit)
verschieden vom Bainit nicht gebildet werden.
-
Das
dem Rohrmaterialpulver zugeführte
Graphitpulver erhöht
die Festigkeit der Grundmasse. Das Graphitpulver dient als C-Zuführungsquelle
zum Ausbilden von Carbiden, wenn die harte Phase des Carbid-Abscheidungstyps
verwendet wird. Um die Festigkeit der Grundmasse zu erhöhen, sollte
das Verschleißfeste
Sinterelement 0,3 Gew.-% oder mehr an C enthalten, wobei 0,3 Gew.-%
oder mehr C als Graphitpulver zugegeben werden sollten. Wenn die
Menge an C übergroß ist, wird
eine harte und spröde
FeC-Verbindung, wie z. B. Zementit in der Grundmasse abgeschieden,
so dass die Festigkeit und Verschleißfestigkeit des verschleißfesten
Sinterelements verringert werden. Wenn daher die harte Phase des
Silizid-Abscheidungstyps verwendet wird, sollte die Obergrenze der
Menge an C gleich 1,2 Gew.-% sein. Wenn die harte Phase des Carbid-Abscheidungstyps
verwendet wird, sollte die Obergrenze der Menge an C gleich 2 Gew.-%
sein.
-
Gemäß der obenbeschriebenen
bevorzugten Zusammensetzung des grundmassebildenden Stahlpulvers
und der obenbeschriebenen bevorzugten Zusammensetzung des hartphasenbildenden
Legierungspulvers ist die bevorzugte Legierungszusammensetzung des
verschleißfesten
Sinterelements wie folgt. Wenn z. B. die Fe-Basislegierungsgrundmasse
als Legierungsgrundmasse der harten Phase des Mo-Silizid-Abscheidungstyps
verwendet wird und ein Eisensulfidpulver als Sulfidpulver verwendet
wird, enthält
das verschleißfeste
Sinterelement als verschleißfeste
Sinterlegierung vorzugsweise: 0,23 bis 4,39 Gew.-% Ni, 0,62 bis
22,98 Gew.-% Mo, 0,05 bis 2,93 Gew.-% Cr, 0,18 bis 3,79 Gew.-% Mn,
0,01 bis 4,0 Gew.-% Si, 0,04 bis 5,0 Gew.-% Fi, 0,3 bis 1,2 Gew.-%
C und als Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Wenn ein
Molybdändisulfidpulver
an stelle des Eisensulfidpulvers im obigen Fall verwendet wird, werden
die durch die Zersetzung des Sulfidpulvers gelieferten Verbindungen
der Grundmasse zugefügt,
wobei 0,13 bis 6,86 Gew.-% Mo zur obigen Zusammensetzung zugegeben
wird und die Mo-Gehalte in der gesamten Zusammensetzung gleich 0,75
bis 29,48 Gew.-% betragen. Wenn ein Wolframdisulfidpulver oder ein
Kupfersulfidpulver anstelle des Eisensulfidpulvers im obigen Fall
verwendet wird, werden 0,12 bis 14,33 Gew.-% W oder 0,08 bis 9,91
Gew.-% Cu zu der obigen Zusammensetzung zugegeben.
-
Wenn
eine Co-Basislegierung als Legierungsgrundmasse der harten Phase
des Mo-Silizid-Abscheidungsdispersionstyps verwendet wird, und ein
Eisensulfidpulver als Sulfidpulver verwendet wird, enthält das verschleißfeste Sinterelement
als verschleißfeste
Sinterlegierung vorzugsweise: 0,7 bis 35,6 Gew.-% Co, 0,23 bis 4,39
Gew.-% Ni, 0,62 bis 22,98 Gew.-% Mo, 0,05 bis 2,39 Gew.-% Cr, 0,18
bis 3,79 Gew.-% Mn, 0,01 bis 4,0 Gew.-% Si, 0,04 bis 5,0 Gew.-%
S, 0,3 bis 1,2 Gew.-% S und als Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen.
Wenn ein Molybdändisulfidpulver
anstelle des Eisensulfidpulvers im obigen Fall verwendet wird, wird
0,13 bis 6,86 Gew.-% Mo zur obigen Zusammensetzung zugegeben, wobei
die Mo-Gehalte in der gesamten Zusammensetzung gleich 0,75 bis 29,84
Gew.-% betragen. Wenn ein Wolframdisulfidpulver oder ein Kupfersulfidpulver
anstelle des Eisensulfidpulvers im obigen Fall verwendet wird, werden
zur obigen Zusammensetzung 0,12 bis 14,33 Gew.-% W oder 0,08 bis
9,91 Gew.-% Cu zugegeben.
-
Wenn
eine harte Phase des Cr-Carbid-Abscheidungstyps gewählt wird
und ein Eisensulfidpulver als Sulfidpulver verwendet wird, enthält das verschleißfeste Sinterelement
als verschleißfeste
Sinterlegierung: 0,02 bis 4,39 Gew.-% Ni, 0,22 bis 4,88 Gew.-% Mo,
0,16 bis 11,79 Gew.-% Cr, 0,18 bis 3,79 Gew.-% Mn, 0,04 bis 5,0
Gew.-% S, 0,3 bis 2,0 Gew.-% C und wenigstens ein optionales zusätzliches
Element, ausgewählt
aus einer Gruppe bestehend aus 0,06 bis 0,12 Gew.-% Mo, 0,004 bis
0,88 Gew.-% V, 0,02 bis 2,0 Gew.-% W und als Rest Fe, sowie unvermeidbare
Verunreinigungen. Wenn ein Molybdändisulfidpulver, Wolframdisulfidpulver oder
Kupfersulfidpulver als Sulfidpulver verwendet wird, wird wenigstens
ein Element von 0,13 bis 6,86 Gew.-% Mo, 0,12 bis 14,33 Gew.-% W und 0,08 bis
9,91 Gew.-% Cu zur obenerwähnten
gesamten Zusammensetzung zugegeben.
-
Wenn
die harte Phase des Hochgeschwindigkeitsstahltyps gewählt wird
und ein Eisensulfidpulver als Sulfidpulver verwendet wird, enthält das verschleißfeste Sinterelement
als verschleißfeste
Sinterlegierung: 0,22 bis 4,39 Gew.-% Ni, 0,22 bis 4,88 Gew.-% Mo,
0,14 bis 3,79 Gew.-% Cr, 0,18 bis 3,79 Gew.-% Mn, 0,02 bis 8,0 Gew.-%
W, 0,01 bis 2,4 Gew.-% V, 0,04 bis 5,0 Gew.-% S, 0,3 bis 2,0 Gew.-%
C, wenigstens ein optionales zusätzliches
Element von nicht mehr als 8 Gew.-% an Mo und nicht mehr als 8,0
Gew.-% Co, sowie als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Wenn ein Molybdändisulfidpulver,
ein Wolframdisulfidpulver, oder Kupfersulfidpulver als Sulfidpulver
verwendet wird, wird zu der obenerwähnten gesamten Zusammensetzung
wenigstens ein Element von 0,13 bis 6,86 Gew.-% Mo, 0,12 bis 14,33
Gew.-% W und 0,08 bis 9,91 Gew.-% Cu zugegeben.
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Wie
oben beschrieben worden ist, werden 0,2 bis 3 Gew.-% Mn im grundmassebildenden
Stahlpulver fest gelöst,
wobei 0,5 bis 5 Gew.-% Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver
fest gelöst
werden, und wobei das Sulfidpulver, das 0,4 bis 5 Gew.-% S in der
gesamten Zusammensetzung enthält,
den obigen Pulvern mit einem Graphitpulver zugeführt wird, wobei das Sulfidpulver
beim Sintern zersetzt wird und Mangansulfide abgeschieden und in
der Grundmasse und in der harten Phase des Sinterelements dispergiert
wird. Als Ergebnis werden Partikel des Mangansulfids mit einer Partikelgröße von 10 µm oder
weniger in den Kristallkörnern der
gesamten Grundmasse gleichmäßig dispergiert,
wobei die Partikel der Mangansulfide mit einer Partikelgröße von 10 µm oder
weniger in der Legierungsgrundmasse der harten Phase dispergiert
werden. In diesem Fall beträgt
die Menge der dispergierten Partikel des Mangansulfids 0,3 bis 4,5
Gew.-% im verschleißfesten Sinterelement
der Grundmasse und der harten Phase, so dass die Bearbeitbarkeit
verbessert wird.
-
Im
verschleißfesten
Sinterelement der vorliegenden Erfindung können herkömmliche Techniken zum Zugeben
von Materialen für
die Verbesserung der Bearbeitbarkeit verwendet werden. Zum Beispiel
kann wenigstens ein Stoff ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus Magnesiumsilikatmineral, Bohrnitrid,
Mangansulfid, Calciumfluorid, Wismut, Chromsulfid und Blei in Poren
und Pulvergrenzen dispergiert werden. Die obigen Materialien zum
Verbessern der Bearbeitbarkeit sind bei hohen Temperaturen chemisch
stabil. Selbst wenn die Pulver der obigen Materialien zum Verbessern
der Bearbeitbarkeit einem Rohmaterialpulver zuge geben werden, werden
die obigen Materialien beim Sintern nicht zersetzt und werden im
obigen erwähnten Anteil
dispergiert, so dass die Bearbeitbarkeit des verschleißfesten
Sinterelements verbessert werden kann. Unter Verwendung der obigen
Techniken des Zugebens von Materialien zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit kann
die Bearbeitbarkeit des verschleißfesten Sinterelements deutlich
verbessert werden. Wenn die obigen Techniken des Zugebens von Materialien
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit verwendet werden, sollte die Obergrenze
der Menge des obenerwähnten
Materials zum Verbessern der Bearbeitbarkeit gleich 2,0 Gew.-% im
verschleißfesten
Sinterelement sein, da die Festigkeit des verschleißfesten
Sinterelements abnimmt, wenn das obenerwähnte Material zum Verbessern
der Bearbeitbarkeit im Überschuss
zugegeben wird.
-
Im
verschleißfesten
Sinterelement der vorliegenden Erfindung, wie in der Patentoffenlegungsschrift
2 offenbart ist, kann wenigstens ein Stoff ausgewählt aus
der Gruppe bestehend aus Blei oder Bleilegierung, Kupfer oder Kupferlegierung
und Acrylharz in die Poren des verschleißfesten Sinterelements gefüllt werden, so
dass die Bearbeitbarkeit verbessert werden kann. Das heißt, wenn
Blei oder Bleilegierung, Kupfer oder Kupferlegierung oder Acrylharz
in den Poren vorhanden ist, wird das Schneiden vom intermittierenden
Schneiden zum sequenziellen Schneiden beim Bearbeiten des verschleißfesten
Sinterelements verändert,
wobei die Auswirkungen reduziert werden, die auf ein bei der Bearbeitung
verwendetes Schneidwerkzeug ausgeübt werden, so dass die Beschädigung der
Kante des Schneidwerkzeugs verhindert wird, und wobei die Verschleißfestigkeit
und die Bearbeitbarkeit des Sinterelements verbessert werden. Da
Blei, Bleilegierung, Kupfer und Kupferlegierung weich sind, haften
diese Materialien an der Kante des Schneidwerkzeugs an, so dass
die Kante des Schneidwerkzeugs geschützt wird, die Bearbeitbarkeit
verbessert wird und die Lebensdauer des Schneidwerkzeugs verlängert wird.
Beim Verwenden des Schneidwerkzeugs dienen ferner die obenerwähnten Materialien als
Feststoffschmiermittel zwischen einem Ventilsitz und einer Stirnfläche des
Ventils, so dass die Abnutzung derselben reduziert werden kann.
Da Kupfer und Kupferlegierung eine hohe Wärmeleitfähigkeit aufweisen, wird die
in der Kante des Schneidwerkzeugs erzeugte Wärme nach außen abgegeben, wobei eine Speicherung
von Wärme
im Kantenabschnitt des Schneidwerkzeugs verhindert wird und die
Beschädigung
des Kantenabschnitts reduziert wird.
-
AUSFÜHRUNGSFORMEN
-
Ausführungsform
1
-
Es
wurden grundmassebildende Stahlpulver mit den in Tabelle 1 gezeigten
Zusammensetzungen hergestellt. Es wurden ein hartphasenbildendes
Legierungspulver mit einer Zusammensetzung bestehend aus 35 % Mo,
3 % Si, 2 % Mn, alles jeweils in Gewichtsprozent (Gew.-%), und als
Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen, sowie ein Molybdändisulfidpulver
mit der maximalen Partikelgröße von 100 µm und einer
mittleren Partikelgröße von 50 µm, sowie
ein Graphitpulver hergestellt. Diese Pulver wurden mit den in Tabelle
1 gezeigten Raten zusammen mit einem Formungsschmiermittel (0,8
Gew.-% Zinkstearat) gemischt, wobei das gemischte Pulver zu ringförmigen Grünlingen
mit einem Außendurchmesser
von 30 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Höhe von 10
mm bei einem Formungsdruck von 650 MPa geformt wurde. Anschließend wurden
die Grünlinge
bei 1.160 °C
für 60
Minuten in einer zersetzten Ammoniakgasatmosphäre gesintert, wobei die Proben
01 bis 06 mit den in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen hergestellt
wurden. Die Metallstruktur der Proben wurde beobachtet und die Rate
der von den abgeschiedenen Mangansulfiden belegten Fläche wurde
gemessen, wobei die Rate der Fläche
in Gew.-% konvertiert wurde. Die durch die Konvertierung erhaltenen
Werte sind in Tabelle 3 in der Spalte "Menge an MnS" gezeigt.
-
Die
Verschleißfestigkeit
dieser Proben wurde durch vereinfachte Verschleißtests bewertet, wobei die Ergebnisse
in Tabelle 3 in der Spalte "Verschleißmaß des Ventils" und der Spalte "Verschleißmaß des Ventilsitzes" gezeigt sind, und
wobei die Gesamtverschleißmaße derselben
in Tabelle 3 in der Spalte "Gesamtverschleißmaß" gezeigt sind. Die
Bearbeitbarkeit der Proben wurde durch vereinfachte Bearbeitbarkeitstests
bewertet, wobei deren Ergebnisse in Tabelle 3 in der Spalte "Anzahl der gebohrten
Löcher" gezeigt sind.
-
Die
vereinfachten Verschleißtests
wurden im belasteten Zustand des Stoßens und Gleitens bei einer hohen
Temperatur durchgeführt.
Genauer wurde das ringförmige
Teststück
zu einer Ventilsitzform mit einer Neigung von 45° an der Innenseite verarbeitet,
wobei die Sinterlegierung in ein aus einer Aluminiumlegierung gefertigtes
Gehäuse
eingepresst wurde. Ein Kontaktelement (Ventil) mit dem Ventilsitz
ist aus SUH-36O gefertigt, wobei eine Außenoberfläche desselben teilweise eine
Neigung von 45° aufweist.
Das Ventil wurde von einem Motor angetrieben, wobei vertikale Kolbenbewegungen
durch die Rotation eines Exzenternockens hervorgerufen wurden, und
wobei die geneigten Seiten der Sinterlegierung und des Kontaktelements
wiederholt in Kontakt gebracht wurden. Das heißt, die Ventilbewegungen sind
wiederholte Wirkungen der Entlastungsbewegung des Abhebens vom Ventilsitz
mittels des von dem antreibenden Motor gedrehten Exzenternockens, und
der Kontaktbewegung auf den Ventilsitz durch die Ventilfeder, wobei
vertikale Kolbenbewegungen ausgeführt werden. In diesem Test
wurde das Kontaktelement mittels eines Brenners erhitzt, wobei die
Temperatur auf die Sinterlegierungstemperatur von 300 °C eingestellt
wurde, und wobei die Stoßoperationen
im vereinfachten Verschleißtest
2.800 mal pro Minute ausgeführt
wurden und die Dauer 15 Stunden betrug. Auf diese Weise wurde das
Verschleißmaß der Ventilsitze
und der Ventile nach den Tests gemessen und bewertet.
-
Der
vereinfachte Bearbeitbarkeitstest wurde derart durchgeführt, dass
die Probe zu einer 5 mm dicken Platte verarbeitet wurde und ein
Loch in die Platte mittels eines Hartmetallbohrers mit einem Durchmesser
von 3 mm gebohrt wurde. Das Bohren wurde mit einer Last von 5 kN
durchgeführt,
wobei die Anzahl der Löcher, die
mit einem Bohrer gebohrt werden konnte, gezählt wurde. Die Bearbeitbarkeit
der Probe wird als gut bewertet, wenn die Anzahl der gebohrten Löcher groß ist. Tabelle
1
Tabelle 2
| Probe Nr. | Gesamtzusammensetzung
(Gew.-%) |
| Fe | Ni | Mo | Cr | Mn | Si | C | S |
| 01 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.10 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 02 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.29 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 03 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 04 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 1.96 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 05 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 2.89 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 06 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 4.75 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
Tabelle 3
| Probe Nr. | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(µm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes
(µm) | Gesamtverschleißmaß (µm) | Anzahl
gebohrter Löcher |
| 01 | 0.17 | 2 | 85 | 87 | 8 |
| 02 | 0.48 | 2 | 82 | 84 | 36 |
| 03 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 60 |
| 04 | 1.00 | 3 | 81 | 84 | 62 |
| 05 | 1.01 | 4 | 83 | 87 | 55 |
| 06 | 1.00 | 15 | 108 | 123 | 43 |
-
Bezugnehmend
auf Probe 03 in Tabelle 1 ist eine Mikrophotographie einer Metallstruktur
in 3 gezeigt, während
eine Elektronenmikrophotographie einer Metallstruktur in 4 gezeigt
ist. In den 3 und 4 ist ein
Abschnitt, der eine Phase zeigt, in der weißliche feine Partikel angehäuft sind,
eine harte Phase, wobei der weißliche
feine Partikel ein Partikel des abgeschiedenen Molybdänsilicids
ist, und wobei der Zwischenraum zwischen den Partikeln des Molybdänsilicids
eine Legierungsgrundmasse der harten Phase ist. Die grauen Partikel
werden in der Legierungsgrundmasse auf Eisenbasis und in der harten
Phase in den 3 und 4 beobachtet,
wobei auf die grauen Partikel eine Oberflächenanalyse angewendet wurde.
Als Ergebnis wurde bestätigt,
dass Mn und S im grauen Partikel konzentriert sind und darin Mangansulfide
gebildet wurden. Ferner wurde bestätigt, dass Molybdändisulfid
beim Sintern zersetzt wurde, da der Abschnitt, in dem Mn dispergiert
ist, nicht identisch ist mit dem Abschnitt, in welchem S dispergiert
ist, und dass der durch die Zersetzung gebildete S selektiv mit
Mn verbunden wurde, das der Grundmasse zugegeben wurde. Außerdem wurde
mit Bezug auf den Maßstab,
in welchem der Abstand zwischen zwei weißen Linien "10 µ" zeigt und in 4 10 µm beträgt, bestätigt, dass
die Partikelgröße aller
grauen Mangansulfide klein war und 10 µm oder weniger betrug. Wie
in 3 gezeigt ist, wurde bestätigt, dass die Grundmasse auf
Eisenbasis Bainit war, und dass der Umfang der harten Phase eine
teilweise andere Metallstruktur als ein anderer Abschnitt durch
Diffusion von Elementen aus der harten Phase aufwies.
-
Obwohl
gemäß den Tabellen
1 bis 3 die Menge an abgeschiedenen Mangansulfiden erhöht wurde, wenn
der Mn-Gehalt in dem grundmassebildenden Stahlpulver erhöht wurde,
war die Menge der abgeschiedenen Mangansulfide konstant, wenn der
Mn-Gehalt im grundmassebildenden Stahlpulver 2,0 Gew.-% oder mehr
betrug. Der Grund für
ein solches Ergebnis wird im Folgenden erwähnt. Das heißt, die
Menge an S, der mit Mn gebunden ist, war mit 0,4 Gew.-% in der gesamten
Zusammensetzung konstant, wie in 2 gezeigt ist,
wodurch die Menge an Mangansulfiden, die von S und Mn gebildet wurde,
konstant war. Selbst wenn daher überschüssiges Mn
enthalten ist, können
nicht Mangansulfide über
die spezifische Menge hinaus abgeschieden werden. Diesbezüglich kann überschüssiges Mn
in der Grundmasse in den Proben 05 und 06 fest gelöst sein.
-
Obwohl
das Verschleißmaß des Ventilsitzes
verringert wurde, wenn der Mn-Gehalt
im grundmassebildenden Stahlpulver erhöht wurde, wurde daher das Verschleißmaß des Ventilsitzes
im Gegenteil erhöht,
wenn der Mn-Gehalt übermäßig groß war und
die Menge an in der Grundmasse fest gelöstem Mn erhöht wurde und deren Härte erhöht wurde.
Wie mittels der Probe 06 deutlich gezeigt ist, in der der Mn-Gehalt
im grundmassebildenden Stahlpulver mehr als 0,5 Gew.-% betrug, da
eine große
Menge an Mn im grundmassebildenden Stahlpulver fest gelöst war,
wurde die Verdichtbarkeit des Pulvers beeinträchtigt und die Dichtung des
Grünlings
und des Sinterkörpers
wurden herabgesetzt, wodurch die Festigkeit der Grundmasse verringert
wurde und das Verschleißmaß des Ventilsitzes
erhöht
wurde. Ferner wurde die Härte
der Grundmasse übermäßig erhöht und der
Abtrag auf dem Kontaktelement wurde erhöht, wodurch das Verschleißmaß des Ventils
erhöht wurde
und das Gesamtverschleißmaß drastisch
erhöht
wurde.
-
Der
Bearbeitbarkeitstest (Anzahl gebohrter Löcher) zeigte die gleiche Tendenz
wie die oben erläuterte Verschleißfestigkeit.
in der Probe 01, in der im grundmassebildenden Stahlpulver kein
Mn enthalten war, wurden in der Grundmasse keine Mangansulfide abgeschieden,
wobei die Anzahl der gebohrten Löcher
klein war und die Bearbeitbarkeit nicht gut war. Im Gegensatz hierzu
wurden in den Proben, in denen im grundmassebildenden Stahlpulver
nicht weniger als 0,2 Gew.-% Mn enthalten war, Mangansulfide in
der Grundmasse abgeschieden, wobei die Bearbeitbarkeit verbessert
wurde, wodurch die Anzahl der gebohrten Löcher deutlich erhöht wurde.
Ferner wurde die Menge der in der Grundmasse abgeschiedenen Mangansulfide
erhöht,
wenn der Mn-Gehalt im grundmassebildenden Stahlpulver erhöht wurde,
wodurch die Anzahl der gebohrten Löcher weiter erhöht wurde.
In der Probe 06 jedoch, in der der Mn-Gehalt im grundmassebildenden
Stahlpulver mehr als 3,0 Gew.-% betrug, wurde überschüssiges Mn in der Grundmasse
fest gelöst,
wodurch die Bearbeitbarkeit deutlich herabgesetzt wurde.
-
Wie
oben erläutert
wurde, wurde bestätigt,
dass in der Grundmasse Mangansulfide abgeschieden wurden, wodurch
die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit verbessert wurden,
wenn nicht weniger als 0,2 Gew.-% Mn im grundmassebildenden Stahlpulver
enthalten ist. Ferner wurde bestätigt,
dass Mn in der Grundmasse übermäßig fest
gelöst
war, wodurch die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit
im Gegensatz hierzu beeinträchtigt
wurden, wenn mehr als 3 Gew.-% Mn im grundmassebildenden Stahlpulver
enthalten ist.
-
Bei
der Beobachtung der Metallstruktur wurde bestätigt, dass die Größe aller
in der Grundmasse abgeschiedenen Mangansulfide 10 µm oder
weniger in den Proben 01 bis 06 betrug, wobei die Sulfide in der Grundmasse
gleichmäßig dispergiert
waren.
-
Ausführungsform
2
-
Das
grundmassebildende Stahlpulver (Mn-Gehalt 0,5 Gew.-%), das in Probe
03 in Ausführungsform
1 verwendet worden ist, 5 Gew.-% an hartphasenbildendem Legierungspulver,
dessen Zusammensetzung in Tabelle 4 gezeigt ist, 1,0 Gew.-% an Graphitpulver
und 1,0 Gew.-% an Molybdändisulfidpulver
mit einer maximalen Partikelgröße von 100 µm und einer
mittleren Partikelgröße von 50 µm wurden
mit einem Formungsschmiermittel (0,8 Gew.-% Zinkstearat) gemischt.
Das gemischte Pulver wurde unter den gleichen Bedingungen wie in
Ausführungsform
1 verarbeitet, wobei Proben 07 bis 11, deren Zusammensetzungen in
Tabelle 5 gezeigt sind, hergestellt wurden. diese Proben wurden
unter den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 1 bewertet. Die
Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 6 gezeigt. Es ist zu beachten,
dass die Daten der Probe 03 in Ausführungsform 1 zusammen in den
Tabelle 4 bis 6 gezeigt sind. Tabelle
4
Tabelle 5
| Probe Nr. | Gesamtzusammensetzung
(Gew.-%) |
| Fe | Ni | Mo | Cr | Mn | Si | C | S |
| 07 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.47 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 08 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.49 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 09 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.52 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 03 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 10 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.72 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 11 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.82 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
Tabelle 6
| Probe Nr. | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(µm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes
(µm) | Gesamtverschleißmaß (µm) | Anzahl
gebohrter Löcher |
| 07 | 0.79 | 3 | 89 | 92 | 26 |
| 08 | 0.82 | 2 | 86 | 88 | 38 |
| 09 | 0.87 | 2 | 82 | 84 | 48 |
| 03 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 60 |
| 10 | 1.00 | 6 | 78 | 84 | 51 |
| 11 | 0.99 | 15 | 121 | 136 | 28 |
-
Obwohl,
wie in den Tabellen 4 bis 6 gezeigt ist, die Menge an abgeschiedenen
Mangansulfiden erhöht wurde,
wenn der Mn-Gehalt im hartphasenbildenden Legierungspulver erhöht wurde,
war die Menge an abgeschiedenen Mangansulfiden konstant, wenn der
Mn-Gehalt im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht weniger
als 2,0 Gew.-% betrug. Das Ergebnis ist ähnlich demjenigen der Ausführungsform
1. Da der S-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung in Tabelle 5 konstant
war, war Mn im Überschuss
vorhanden, wenn der Mn-Gehalt im hartphasenbildenden Legierungspulver
mehr als diese spezifische Menge betrug.
-
Daher
war in den Proben 10 und 11 überschüssiges Mn
in der Grundmasse fest gelöst.
-
Die
Tendenz der Verschleißfestigkeit
ist ebenfalls derjenigen in Ausführungsform
1 ähnlich.
Das heißt, das
Verschleißmaß des Ventilsitzes
wurde verringert, wenn der Mn-Gehalt im hartphasenbildenden Legierungspulver
erhöht
wurde. Überschüssiges Mn
war jedoch in der Legierungsgrundmasse fest gelöst, wenn Mn in einer größeren als
der spezifischen Menge enthalten war. Es wurde bestätigt, dass
der Abtrag am Kontaktelement (Ventil) erhöht wurde, wodurch das Verschleißmaß des Ventils
erhöht
wurde und das Gesamtverschleißmaß erhöht wurde,
wenn der Mn-Gehalt mehr als 5 Gew.-% betrug.
-
Die
Tendenz der Bearbeitbarkeit ist ebenfalls derjenigen in Ausführungsform
1 ähnlich.
In der Probe 07 (der in der Patentoffenlegungsschrift 7 offenbarte
Stand der Technik), in der Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver
nicht enthalten war, wurde in der harten Phase kein Mangansulfid
abgeschieden. Obwohl die Gesamtmenge der Mangansulfide in der Probe
07 nicht besonders verschieden von derjenigen der Probe 08 war,
war die Anzahl der gebohrten Löcher
klein und die Bearbeitbarkeit war herabgesetzt. Im Gegensatz hierzu waren
in der Probe 08, in der 0,5 Gew.-% Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver
enthalten war, Mangansulfide in der Legierungsgrundmasse der harten
Phase abgeschieden, wodurch die Bearbeitbarkeit verbessert wurde
und die Anzahl der gebohrten Löcher
erhöht
wurde. Die Menge der Mangansulfide wurde erhöht, wenn der Mn-Gehalt erhöht wurde,
wodurch die Anzahl der gebohrten Löcher weiter erhöht wurde.
In der Probe 11 jedoch, in der der Mn-Gehalt in dem hartphasenbildenden
Legierungspulver mehr als 5 Gew.-% betrug, war überschüssiges Mn in der Legierungsgrundmasse
der harten Phase fest gelöst,
wodurch die Bearbeitbarkeit deutlich verringert wurde.
-
Wie
oben erläutert
worden ist, wurde bestätigt,
dass die Bearbeitbarkeit im Vergleich zu dem in der Patentoffenlegungsschrift
7 offenbarten Stand der Technik durch das Abscheiden von Mangansulfiden
auch in der Legierungsgrundmasse der harten Phase verbessert wurde,
wobei die Vorteile der Erfindung bestätigt wurden. Genauer wurde
bestätigt,
dass, obwohl die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit
durch den Gehalt von nicht weniger als 0,5 Gew.-% Mn im hartphasenbildenden
Legierungspulver verbessert waren, überschüssiges Mn in der Legierungsgrundmasse
der harten Phase fest gelöst
wurde, wodurch die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit
im Gegenteil beeinträchtigt
waren, wenn mehr als 5 Gew.-% Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver
enthalten war.
-
Bei
der Beobachtung der Metallstruktur der Proben 07 bis 11 wurde bestätigt, dass
die Größe aller
in der Grundmasse abgeschiedenen Mangansulfide 10 µm oder
weniger betrug, wobei die Sulfide in der Grundmasse gleichmäßig dispergiert
waren.
-
Ausführungsform
3
-
Das
grundmassebildende Stahlpulver und das hartphasenbildende Legierungspulver,
die in Probe 03 in Ausführungsform
1 verwendet wurden, 1,0 Gew.-% Graphitpulver und ein Molybdändisulfidpulver
mit einer maximalen Partikelgröße von 100 µm und einer
mittleren Partikelgröße von 50 µm mit der
in Tabelle 7 gezeigten Menge wurden mit einem Formungsschmiermittel
(0,8 Gew.-% Zinkstearat) gemischt. Das gemischte Pulver wurde unter
den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 1 verarbeitet, wobei
Proben 12 bis 16, deren Gesamtzusammensetzungen in Tabelle 8 gezeigt
sind, hergestellt wurden. Diese Proben wurden unter den gleichen
Bedingungen wie in Ausführungsform
1 bewertet. Die Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 9 gezeigt.
Es ist zu beachten, dass die Daten der Probe 03 in Ausführungsform
1 zusammen in den Tabellen 7 bis 9 gezeigt sind. Tabelle
7
Tabelle 8
| Probe Nr. | Gesamtzusammensetzung
(Gew.-%) |
| Fe | Ni | Mo | Cr | Mn | Si | C | S |
| 12 | Rest | 1.50 | 2.75 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | 0.04 |
| 13 | Rest | 1.50 | 2.99 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | 0.20 |
| 03 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | 0.40 |
| 14 | Rest | 1.38 | 7.15 | 0.17 | 0.53 | 0.15 | 1.00 | 2.96 |
| 15 | Rest | 1.30 | 10.22 | 0.16 | 0.51 | 0.15 | 1.00 | 5.00 |
| 16 | Rest | 1.26 | 11.61 | 0.16 | 0.50 | 0.15 | 1.00 | 5.93 |
Tabelle 9
| Probe Nr. | Sintertemperatur °C | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(µm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes (µm) | Gesamtverschleißmaß (µm) | Anzahl
gebohrter Löcher |
| 28 | 1000 | 0.96 | 4 | 148 | 152 | 97 |
| 29 | 1100 | 0.96 | 2 | 88 | 90 | 76 |
| 03 | 1160 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 60 |
| 30 | 1200 | 0.96 | 3 | 78 | 81 | 52 |
| 31 | 1300 | 0.96 | 25 | 105 | 130 | 20 |
-
Obwohl,
wie in den Tabellen 7 bis 9 gezeigt ist, die Menge der abgeschiedenen
Mangansulfide erhöht wurde,
wenn die Menge des Molybdändisulfidpulvers
erhöht
wurde, war die Menge der abgeschiedenen Mangansulfide konstant,
wenn die Menge des Molybdändisulfidpulvers
nicht weniger als 1 Gew.-% betrug. Da die Menge an Mn in der Grundmasse
und in der harten Phase in der Gesamtzusammensetzung näherungsweise konstant
war, wie in Tabelle 8 gezeigt ist, selbst wenn das Molybdändisulfidpulver
in einem Zustand zugegeben wurde, in welchem die S-Menge die Mn-Menge überstieg,
konnten nicht mehr Mangansulfide abgeschieden werden, als der Mn-Menge
entsprach.
-
Es
ist jedoch zu beachten, dass die Anzahl der gebohrten Löcher erhöht wurde,
wenn die Menge an Molybdändisulfidpulver
erhöht
wurde, wobei keine Absenkung der Anzahl der gebohrten Löcher auftrat,
wie in den Ausführungsformen
1 und 2 gezeigt ist. Der Grund für
ein solches Ergebnis wird im Folgenden erläutert.
-
Wie
in den Ausführungsformen
1 und 2 erläutert
worden ist, wird Mn in einer Grundmasse fest gelöst und erhöht die Härte der Grundmasse, wodurch
die Bearbeitbarkeit beeinträchtigt
wird. Andererseits bildet Mn Mangansulfide, die die Bearbeitbarkeit
verbessern. Überschüssiges Mn
verringert oder vernichtet daher die Verbesserung der Bearbeitbarkeit
durch Mangansulfide. S weist jedoch keine solche negative Funktion
auf. Überschüssiger S
bildet Sulfide mit Cr, das leicht Sulfid ähnlich Mn bildet, und mit Fe,
Co, Ni, Mo und dergleichen, die leicht Sulfide ähnlich Cr bilden, wodurch die
Bearbeitbarkeit verbessert wird.
-
Bezüglich der
Verschleißfestigkeit
wurde bestätigt,
dass das Verschleißmaß des Ventilsitzes
verringert wurde und eine gute Verschleißfestigkeit bis zu dem Maß der spezifischen
Menge des Molybdändisulfidpulvers gezeigt
wurde. Wenn jedoch die Menge an Molybdändisulfidpulver die spezifische
Menge überschritt,
wurde das Verschleißmaß des Ventilsitzes
allmählich
erhöht.
Wenn die Menge an Molybdändisulfidpulver
mehr als 12,6 Gew.-% betrug (S-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung
war 5 Gew.-%), wurde die Festigkeit der Grundmasse herabgesetzt
und es trat ein starker Verschleiß auf.
-
Wie
oben erläutert
wurde, wurde bestätigt,
dass, obwohl die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit
durch Zugabe eines Sulfidpulvers, das nicht weniger als 0,2 Gew.-%
S in der Gesamtzusammensetzung enthielt, verbessert wurden, die
Festigkeit der Grundmasse herabgesetzt wurde und die Verschleißfestigkeit beeinträchtigt wurde,
wenn ein Sulfidpulver, das mehr als 5 Gew.-% S in der Gesamtzusammensetzung
enthielt, zugegeben wurde.
-
Bei
der Beobachtung der Metallstruktur der Proben 12 bis 15 wurde bestätigt, dass
die Größe aller
in der Grundmasse abgeschiedenen Mangansulfide 10 µm oder
weniger betrug, wobei die Sulfide in der Grundmasse gleichmäßig dispergiert
waren.
-
Ausführungsform
4
-
Das
für die
Proben 02 und 05 in der Ausführungsform
1 verwendete grundmassebildende Stahlpulver und ein grundmassebildendes
Stahlpulver, dessen Zusammensetzung identisch mit derjenigen des
obenerwähnten
grundmassebildenden Stahlpulvers war, mit Ausnahme, dass Mn nicht
enthalten war, wurden hergestellt. Das für die Proben 08 und 10 in Ausführungsform
2 verwendete hartphasenbildende Legierungspulver und ein hartphasenbildendes
Legierungspulver, dessen Zusammensetzung identisch mit demjenigen
des obenerwähnten
hartphasenbildenden Legierungspulvers war, mit Ausnahme, dass kein
Mn enthalten war, wurden hergestellt. Diese Pulver wurden mit 1,0
Gew.-% Graphitpulver und einem Molybdändisulfidpulver mit einer maximalen
Partikelgröße von 100 µm und einer
mittleren Partikelgröße von 50 µm mit einer
in Tabelle 10 gezeigten Menge zusammen mit einem Formungsschmiermittel
(0,8 Gew.-% Zinkstearat) gemischt. Das gemischte Pulver wurde unter
den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 2 verarbeitet, wobei
Proben 17 bis 19, deren Gesamtzusammensetzungen in Tabelle 11 gezeigt
sind, hergestellt wurden. Diese Proben wurden unter den gleichen
Bedingungen wie in Ausführungsform
1 bewertet. Die Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 12 gezeigt. Tabelle
10
Tabelle 11
| Probe Nr. | Gesamtzusammensetzung
(Gew.-%) |
| Fe | Ni | Mo | Cr | Mn | Si | C | S |
| 17 | Rest | 1.50 | 2.69 | 0.19 | – | 0.15 | 1.00 | – |
| 18 | Rest | 1.50 | 2.99 | 0.19 | 0.21 | 0.15 | 1.00 | 0.20 |
| 19 | Rest | 1.30 | 10.22 | 0.16 | 2.69 | 0.15 | 1.00 | 5.00 |
Tabelle 12
| Probe Nr. | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(µm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes
(µm) | Gesamt
verschleißmaß (µm) | Anzahl
gebohrter Löcher |
| 17 | – | 7 | 108 | 115 | 5 |
| 18 | 0.30 | 2 | 86 | 88 | 20 |
| 19 | 4.50 | 5 | 92 | 97 | 164 |
-
Probe
18 enthielt das grundmassebildende Stahlpulver und das hartphasenbildende
Legierungspulver, das die minimale Menge an Mn und die minimale
Menge an Sulfidpulver in den Ausführungsformen 1 bis 3 enthielt.
Probe 17 enthielt das grundmassebildende Stahlpulver und das hartphasenbildende
Legierungspulver, die jeweils kein Mn enthielten, und die kein Sulfidpulver
enthielten. Wie in den Tabellen 10 bis 12 gezeigt ist, betrug in
Probe 18 die Menge der abgeschiedenen Mangansulfide 0,3 Gew.-%,
wobei diese Menge ausreichte, um die Verschleißfestigkeit und die Bearbeitbarkeit
(Anzahl gebohrter Löcher)
im Vergleich zu Probe 17 zu verbessern, in der keine Mangansulfide
dispergiert waren, womit die Vorteile der Erfindung bestätigt wurden.
Probe 19 enthielt das grundmassebildende Stahlpulver und das hartphasenbildende
Legierungspulver, die die maximale Menge an Mn und die maximale
Menge an Sulfidpulver in den Ausführungsformen 1 bis 3 enthielten.
Obwohl die Menge der abgeschiedenen Mangansulfide mit 4,5 Gew.-%
in Probe 19 hoch war, wurde bestätigt,
dass die Ver schleißfestigkeit
der Probe 19 herabgesetzt war, wie in den Proben gezeigt wurde,
in denen jedes Element im Übermaß enthalten
war, wobei die Bearbeitbarkeit in Probe 19 überlegen war.
-
Ausführungsform
5
-
Das
für Probe
03 in Ausführungsform
1 verwendete grundmassebildende Stahlpulver und hartphasenbildende
Legierungspulver, deren Zusammensetzungen in Tabelle 13 gezeigt
sind, wurden hergestellt. Diese Pulver wurden mit 1,0 Gew.-% Graphitpulver
und einem Molybdändisulfidpulver
mit einer maximalen Partikelgröße von 100 µm und einer
mittleren Partikelgröße von 50 µm in den
in Tabelle 13 gezeigten Mengen zusammen mit einem Formungsschmiermittel
(0,8 Gew.-% Zinkstearat) gemischt. Das gemischte Pulver wurde unter den
gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform
1 verarbeitet, wobei Proben 20 bis 22, deren Gesamtzusammensetzungen
in Tabelle 14 gezeigt sind, hergestellt wurden. Diese Proben wurden
unter den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 1 bewertet. Die
Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 15 gezeigt. Die Daten der
Probe 03 in Ausführungsform
1 und die Daten der Probe 17 (Bespiel, bei dem Mangansulfide nicht
dispergiert waren) in Ausführungsform
4 sind zusammen in den Tabellen 13 bis 15 zum Vergleich gezeigt.
-
Es
ist zu beachten, dass das für
Probe 20 verwendete hartphasenbildende Legierungspulver ein Beispiel
ist, bei dem Fe zu Co als Basismaterial in dem für Probe 03 verwendeten hartphasenbildenden
Legierungspulver geändert
ist, wobei das hartphasenbildende Legierungspulver eine harte Phase
bildet, in der Mo-Silicid abgeschieden wird und in einer Co-Legierungsphase
dispergiert wird. Das für
Probe 21 verwendete hartphasenbildende Legierungspulver ist ein
Beispiel der harten Phase des Cr-Carbidabscheidungstyps. Das für Probe
22 verwendete hartphasenbildende Legierungspulver ist ein Beispiel
einer harten Phase des Hochgeschwindigkeitsstahltyps (in welcher
W-, Mo- oder Cr-Carbid abgeschieden wird) Tabelle
13
Tabelle 14
| Probe Nr. | Gesamtzusammensetzung
(Gew.-%) |
| Fe | Co | Ni | Mo | Cr | Mn | Si | C | V | W | S |
| 17 | Rest | – | 1.50 | 2.69 | 0.19 | 0.00 | 0.15 | 1.00 | – | – | 0.00 |
| 03 | Rest | – | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | – | – | 0.40 |
| 20 | – | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | – | – | 0.40 |
| 21 | Rest | – | 1.49 | 1.58 | 0.79 | 0.57 | 0.00 | 1.07 | 0.03 | – | 0.40 |
| 22 | Rest | – | 1.49 | 2.03 | 0.39 | 0.57 | 0.00 | 1.07 | 0.15 | 0.50 | 0.40 |
Tabelle 15
| Probe Nr. | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(µm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes
(µm) | Gesamt
verschleißmaß (µm) | Bearbeit
barkeit |
| 17 | – | 7 | 108 | 115 | 5 |
| 03 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 60 |
| 20 | 0.97 | 2 | 65 | 67 | 55 |
| 21 | 0.95 | 1 | 95 | 96 | 65 |
| 22 | 0.96 | 4 | 90 | 94 | 50 |
-
Wie
in den Tabellen 13 bis 15 gezeigt ist, zeigten die Proben 20 bis
22 eine hohe Verschleißfestigkeit und
eine überlegene
Bearbeitbarkeit ohne Berücksichtigung
der Art der harten Phase im Vergleich zu Probe 17, in der keine
Mangansulfide dispergiert waren, und zeigten näherungsweise die gleichen Eigenschaften. Somit
wurde bestätigt,
dass die Erfindung, in der Mn in der harten Phase enthalten war
und Mangansulfide in der Legierungsgrundmasse der harten Phase abgeschieden
und dispergiert wurden, die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit
nicht nur in der harten Phase, in der Molybdänsilicid abgeschieden und in
der Fe-Grundmasse dispergiert wurde, wie in den Ausführungsformen
1 bis 4, sondern auch der harten Phase verbessern konnte, in der
andere Abscheidungen abgeschieden und dispergiert wurden.
-
Ausführungsform
6
-
Das
grundmassebildende Stahlpulver und die hartphasenbildenden Legierungspulver,
die für
Beispiel 3 in Ausführungsform
1 verwendet worden sind, und ein Graphitpulver wurden hergestellt.
Ein Wolframdisulfidpulver, ein Eisensulfidpulver und ein Kupfersulfidpulver
wurden als Sulfidpulver hergestellt. Diese Pulver wurden mit den
in Tabelle 16 gezeigten Raten zusammen mit einem Formungsschmiermittel
(0,8 Gew.-% Zinkstearat) gemischt. Das gemischte Pulver wurde unter
den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 1 verarbeitet, wobei
Proben 23 bis 25, deren Gesamtzusammensetzungen in Tabelle 17 gezeigt
sind, hergestellt wurden. Diese Proben wurden unter den gleichen
Bedingungen wie in Ausführungsform
1 bewertet. Die Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 18 gezeigt.
Die Daten der Probe 03, in der Molybdändisulfid als Sulfidpulver
in Ausführungsform
1 verwendet wurde, sind zusammen in den Tabellen 16 bis 18 gezeigt.
In Ausführungsform
6 wurde die Menge des Sulfidpulvers so eingestellt, dass der S-Gehalt
in der Gesamtzusammensetzung 0,4 Gew.-% betrug. Tabelle
16
Tabelle 17
| Probe Nr. | Gesamtzusammensetzung
(Gew.-%) |
| Fe | Ni | Mo | Cr | Mn | Si | C | W | Cu | S |
| 03 | Rest | 1.49 | 3.28 | 0.19 | 0.57 | 0.15 | 1.00 | – | – | 0.40 |
| 23 | Rest | 1.48 | 2.67 | 0.18 | 0.56 | 0.15 | 1.00 | 1.15 | – | 0.40 |
| 24 | Rest | 1.49 | 2.68 | 0.19 | 0.56 | 0.15 | 1.00 | – | – | 0.40 |
| 25 | Rest | 1.48 | 2.68 | 0.19 | 0.56 | 0.15 | 1.00 | – | 0.73 | 0.40 |
Tabelle 18
| Probe Nr. | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(µm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes
(µm) | Gesamt
verschleißmaß (µm) | Anzahl
gebohrter Löcher |
| 03 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 60 |
| 23 | 0.95 | 3 | 78 | 81 | 55 |
| 24 | 0.95 | 2 | 95 | 97 | 63 |
| 25 | 0.96 | 3 | 90 | 93 | 52 |
-
Die
Metallstrukturen in den Proben 23 bis 25 wurden untersucht. Obwohl
das Sulfidpulver von Molybdändisulfidpulver
nach Wolframdisulfidpulver, Eisensulfidpulver oder Kupfersulfidpulver
geändert
wurde, wurde bestätigt,
dass Magnansulfide in der Grundmasse und in der Legierungsgrundmasse
der harten Phase abgeschieden und dispergiert wurden, ähnlich dem
Fall des Molybdändisulfidpulvers.
Ferner wurde bestätigt, dass
die Größe aller
Mangansulfide klein war und 10 µm
oder weniger betrug.
-
Da,
wie in den Tabellen 16 bis 18 gezeigt ist, die Menge des Sulfidpulvers
so eingestellt wurde, dass der S-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung
0,4 Gew.-% betrug,
waren die Mengen der abgeschiedenen Mangansulfide näherungsweise
gleich, wobei alle Proben gute Bearbeitbarkeit und Verschleißfestigkeit
aufwiesen. Es wurde somit bestätigt,
dass wirksames Sulfidpulver für
die Ausscheidung von Mangansulfiden nicht auf Molybdändisulfidpulver
beschränkt
ist, wobei Wolframdisulfidpulver, Eisensulfidpulver und Kupfersulfidpulver
gute Bearbeitbarkeit und Verschleißfestigkeit bewirkten. Es ist
zu erwähnen,
dass Sulfidpulver, das leicht zersetzt wird, die gleichen Funktionen
aufweist wie die obigen Sulfidpulver.
-
Ausführungsform
7
-
Es
wurden die gleichen Pulver, die für Probe 03 in Ausführungsform
1 verwendet wurden, hergestellt und gemischt, mit der Ausnahme,
dass die Partikelgröße des Molybdändisulfidpulvers
wie in Tabelle 19 gezeigt verändert
wurde. Das gemischte Pulver wurde unter den gleichen Bedingungen
wie in Ausführungsform
1 verarbeitet, wobei Proben 26 und 27 jeweils in Gew.-% angegeben
1,49 % Ni, 3,28 % Mo, 0,19 % Cr, 0,57 % Mn, 0,15 % Si, 1 % C, 0,4
% S und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthielten.
Diese Proben wurden unter den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform
1 bewertet. Die Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 20 gezeigt.
Die Daten der Probe 03 in Ausführungsform
1 sind zusammen in den Tabellen 19 bis 20 gezeigt. Tabelle
19
Tabelle 20
| Probe Nr. | Bewertungsgegenstand |
| Menge
an MnS (Gew.-%) | Verschleißmaß des Ventils
(μm) | Verschleißmaß des Ventilsitzes
(μm) | Gesamtverschleißmaß (μm) | Anzahl
gebohrter Löcher |
| 26 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 80 |
| 03 | 0.96 | 2 | 80 | 82 | 60 |
| 27 | 0.41 | 3 | 92 | 95 | 28 |
-
Wie
in den Tabellen 19 und 20 gezeigt ist, wurde das Sulfidpulver ausreichend
zersetzt, wobei die Bearbeitbarkeit und die Verschleißfestigkeit
gut waren, wenn die maximale Partikelgröße des Sulfidpulvers 100 µm oder
weniger betrug und die mittlere Partikelgröße 50 µm oder weniger betrug. In
Probe 27 jedoch, in der Sulfidpulver mit einer Partikelgröße verwendet
wurde, die die maximale Partikelgröße von 100 µm und die mittlere Partikelgröße von 50 µm überschritt,
war die Menge des Mangansulfids herabgesetzt. Es wird daher erwähnt, dass
die Zersetzung des Sulfidpulvers in Probe 27 unzureichend war. In
Probe 27 wurde die Verschleißfestigkeit
nicht in ausreichender Weise verbessert und das Verschleißmaß des Ventilsitzes
war erhöht,
während
die Bearbeitbarkeit nicht in ausreichender Weise verbessert wurde
und die Anzahl gebohrter Löcher
deutlich verringert war. Es wurde somit bestätigt, dass das zugegebene Sulfidpulver
ausreichend zersetzt wurde und Mangansulfide in ausreichender Weise
abgeschieden wurden, wenn Sulfidpulver mit der maximalen Partikelgröße von 100 µm und der
mittleren Partikelgröße von 50 µm oder
weniger verwendet wurde.
