DE102006027391A1

DE102006027391A1 - Gesinterter Ventilsitz und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE102006027391A1
Application number: DE102006027391A
Authority: DE
Inventors: Hideaki Matsudo Kawata; Hiroki Matsudo Fujitsuka
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2005-06-13
Filing date: 2006-06-13
Publication date: 2007-03-22
Anticipated expiration: 2026-06-14
Also published as: US7572312B2; US20060278038A1; DE102006027391B4; KR100796117B1; KR20060129971A

Abstract

Ein gesinterter Ventilsitz umfasst: eine Matrix; 5 bis 40 Masse-% einer in der Matrix dispergierten harten Phase; wobei die harte Phase 48 bis 60 Masse-% Mo; 3 bis 12 Masse-% Cr; 1 bis 5 Masse-% Si und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen enthält; und ein Gefüge, in dem ein Cr-Sulfid um die harte Phase herum dispergiert ist. Die harte Phase ist mit einer Legierungsmatrix auf Co-Basis und Verbindungen gebildet, welche hauptsächlich aus Mo-Siliciden bestehen und in der Legierungsmatrix auf Co-Basis gemeinsam ausgeschieden worden sind.

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft einen gesinterten Ventilsitz für Automobilmotoren und betrifft ein Verfahren zu dessen Herstellung. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung die Entwicklungstechnik von gesinterten Ventilsitzen, die mit Vorteil bei Hochleistungsmotoren, zum Beispiel Kompressions-Naturgasmotoren (= CNG-Motoren) und Hochleistungs-Dieselmotoren eingesetzt werden.
In den vergangenen Jahren sind die Betriebsbedingungen von Automobilmotoren aufgrund derer hohen Leistungen sehr streng geworden. Ventilsitze von Motoren sollen sehr strengen Arbeitsumgebungen standhalten, die strenger sind als diejenigen bei üblichen Technologien. Da zum Beispiel bei Flüssiggasmotoren (= LPG-Motoren), die häufig in als Taxis eingesetzten Automobilen verwendet werden, die Gleitflächen von Ventilen und Ventilsitzen unter Trockenbedingungen arbeiten, entsteht ein Verschleiß viel rascher als in Ventilsitzen von Benzinmotoren. Bei Bedingungen, unter denen Schmutzablagerungen fest an Ventilsitzen für hochverbleite Benzinmotoren haften, bei denen der Oberflächendruck auf den Ventilsitz hoch ist oder der Ventilsitz unter Bedingungen hoher Temperatur und hohem Kompressionsverhältnis zum Einsatz kommt, wird der Verschleiß von den Schmutzablagerungen begünstigt. Wird der Ventilsitz unter den vorstehenden strengen Bedingungen eingesetzt, muss der Ventilsitz eine gute Verschleißfestigkeit und eine hohe Beständigkeit gegenüber einem Festfressen aufweisen.
Es sind Ventilmechanismen eingesetzt worden, die mit einer Stoßbetrieb-Einstelleinrichtung versehen sind, welcher auch bei einem abgenutzten Ventilsitz automatisch die Stellung des Ventils und den Antriebstakt des Ventils regelt. Es sind jedoch Lebensdauerprobleme des Motors, die sich aufgrund eines Ventilverschleißes ergeben, nicht gelöst worden, und es besteht ein Bedürfnis nach einer Entwicklung von Materialien für einen Ventilsitz, welcher eine überlegene Verschleißfestigkeit aufweist. Während der vergangenen Jahre ist nicht nur eine hohe Leistungsfähigkeit, sondern im Hinblick auf Wirtschaftlichkeit auch eine Entwicklung von kostengünstigen Automobilen wichtig geworden. Deshalb sollte ein Sinterhartmetall für einen Ventilsitz auch ohne einen zusätzlichen Mechanismus wie die erwähnte Stoßbetrieb-Einstelleinrichtung von hoher Verschleißfestigkeit und hoher Zähigkeit sein.

Bezüglich des vorstehenden, für Ventilsitze verwendeten Sinterhartmetalls wird in der japanischen Patentauslegeschrift Nr. S59-037343 (nachstehend als "Patentveröffentlichung 1" bezeichnet) eine Technik vorgeschlagen, bei welcher Hartteilchen auf Basis von Co-Mo-Si in eine gesprenkelt verteilte Matrix aus einer Matrix auf Basis von Fe-Co und einer Matrix auf Basis von Fe-Cr dispergiert werden. In der japanischen Patentauslegeschrift Nr. H05-055593 (nachstehend als "Patentveröffentlichung 2" bezeichnet) wird eine Technik vorgeschlagen, bei welcher Hartteilchen auf Basis von Co-Mo-Si in eine Matrix auf Basis von Fe-Co dispergiert werden. In der japanischen Patentauslegeschrift Nr. H07-098985 (nachstehend als "Patentveröffentlichung 3" bezeichnet) wird eine Technik vorgeschlagen, bei welcher Hartteilchen auf Basis von Co-Mo-Si in eine Ni enthaltende Matrix auf Basis von Fe-Co dispergiert werden. In der japanischen Offenlegungsschrift Nr. H02-163351 (nachstehend als "Patentveröffentlichung 4" bezeichnet) wird eine Legierung auf Basis von Fe vorgeschlagen, in welcher Hartteilchen auf Basis von Co-Mo-Si dispergiert sind.

Obwohl die Hartteilchen in jeder der in den Patentveröffentlichungen 1 bis 4 offenbarten Legierungen 40 Massen-% oder weniger Mo enthalten, ist das die vorstehenden Hartteilchen enthaltende Sinterhartmetall bei hohen Temperaturen sehr verschleißfest und weist eine hohe Zähigkeit auf.

In den vergangenen Jahren wurde jedoch bei Sinterhartmetallen eine größere Verschleißfestigkeit bei höheren Temperaturen und eine höhere Zähigkeit erwünscht. Insbesondere bei Motoren, z.B. CNG-Motoren und leistungsstarken, hoch beanspruchbaren Dieselmotoren ist die Belastung des Ventilsitzes aufgrund von metallischem Kontakt viel größer, so dass eine Entwicklung eines Materials erwünscht ist, welches unter den vorstehenden Umgebungen verschleißfester ist.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung erfolgte unter Berücksichtigung der vorstehenden Probleme. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen gesinterten Ventilsitz vorzusehen, welcher bezüglich der Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen unter Bedingungen hoher Motorenbelastung, z.B. in CNG-Motoren und Hochleistungs-Dieselmotoren, überlegen ist. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Herstellungsverfahren für das vorstehende verschleißfeste Sinterhartmetall vorzusehen.

Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst ein gesinterter Ventilsitz: eine Matrix; 5 bis 40 Massen-% einer in der Matrix dispergierten harten Phase, wobei die harte Phase 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbaren Verunreinigungen enthält; und ein Gefüge, in dem Cr-Sulfide um die harte Phase herum dispergiert sind. Die harte Phase ist mit einer Matrix aus einer Legierung auf Co-Basis und Verbindungen gebildet, die hauptsächlich aus Mo-Siliciden bestehen und gemeinsam in der Matrix aus einer Legierung auf Co-Basis ausgeschieden worden sind.

Gemäß einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst ein Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes: das Herstellen eines matrixbildenden Stahlpulvers, bestehend aus mindestens einem der Stahlpulver (A) bis (E), einem eine harte Phase bildenden Pulver (F), einem Grafitpulver, und einem Sulfidpulver bestehend aus mindestens einem der Sulfidpulver (G) bis (J). Das Stahlpulver (A) ist ein Stahlpulver, enthaltend: 1,5 bis 5 Massen-% Mo; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (B) ist ein Stahlpulver, enthaltend: 2 bis 4 Massen-% Cr; 0,2 bis 0,4 Massen-% Mo; 0,2 bis 0,4 Massen-% V; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (C) ist ein Stahlpulver, enthaltend 5,5 bis 7,5 Massen-% Co; 0,5 bis 3 Massen-% Mo; 0,1 bis 3 Massen-% Ni; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (D) ist ein Stahlpulver, enthaltend 0,4 bis 4 Massen-% Mo; 0,6 bis 5 Massen-% Ni; 0,5 bis 5 Massen-% Cu; 0,05 bis 2 Massen-% Cr, 0,05 bis 0,6 Massen-% V; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (E) ist ein teilweise diffundiertes Stahlpulver, enthaltend 1 bis 10 Massen-% Ni; 1 bis 3 Massen-% Cu; 0,4 bis 1 Massen-% Mo; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das eine harte Phase bildende Pulver (F) ist ein Legierungspulver auf Co-Basis, enthaltend: 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Sulfidpulver (G) ist ein Molybdändisulfidpulver. Das Sulfidpulver (H) ist ein Wolframdisulfidpulver. Das Sulfidpulver (I) ist ein Eisensulfidpulver. Das Sulfidpulver (J) ist ein Kupfersulfidpulver.

Das Herstellungsverfahren umfasst des weiteren: das Vermischen eines Rohpulvers bestehend aus dem matrixbildenden Stahlpulver, 5 bis 40 Massen-% des eine harte Phase bildenden Pulvers (F), 0,4 bis 1,2 Massen-% des Grafitpulvers, und des Sulfidpulvers, dessen S-Gehalt in dem Rohpulver 0,04 bis 5 Massen-% beträgt. Das Herstellungsverfahren umfasst des weiteren: das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünling einer gewünschten Form, und das Sintern des Grünlings zu einem Sinterkörper.

Da bei diesem Aspekt der vorliegenden Erfindung die Cr-Sulfide um die harte Phase herum ausgeschieden und dispergiert sind, die von einer Legierungsmatrix auf Co-Basis und Verbindungen gebildet wird, welche hauptsächlich aus Mo-Siliciden bestehen und gemeinsam in der Legierungsmatrix auf Co-Basis ausgeschieden sind, ist der gesinterte Ventilsitz im Vergleich mit üblichen gesinterten Ventilsitzen verschleißfest. Insbesondere ist der gesinterte Ventilsitz von überlegener Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen unter Bedingungen in Hochleistungsmotoren.

KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines ersten erfindungsgemäßen gesinterten Ventilsitzes zeigt.
2 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines zweiten erfindungsgemäßen gesinterten Ventilsitzes zeigt.
3 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines dritten erfindungsgemäßen gesinterten Ventilsitzes zeigt.
4 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines üblichen Ventilsitzes zeigt.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung sieht erste bis dritte gesinterte Ventilsitze mit verschiedenen Metallgefügen vor. Nachfolgend werden diese Ventilsitze und Verfahren zu deren Herstellung erläutert.
1. Erster gesinterter Ventilsitz
Der erste gesinterte Ventilsitz weist ein Grundgefüge auf und umfasst eine Matrix; 5 bis 40 Massen-% einer in der Matrix dispergierten harten Phase; und ein Gefüge in welchem ein Cr-Sulfid um die harte Phase herum dispergiert ist. Die harte Phase umfasst: 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Die harte Phase weist eine Legierungsmatrix auf Basis von Co und Verbindungen auf, die hauptsächlich aus Mo-Silicid bestehen und gemeinsam in der Legierungsmatrix auf Basis von Co ausgeschieden worden sind. 1 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines ersten erfindungsgemäßen gesinterten Ventilsitzes zeigt. Nachfolgend werden die Metallgefüge und die enthaltenen Elemente des Ventilsitzes der erfindungsgemäßen Ausführungsform erläutert.
Wie vorstehend beschrieben, umfasst die harte Phase: 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Die harte Phase weist eine Legierungsmatrix auf Basis von Co und Verbindungen auf, die hauptsächlich aus Mo-Silicid bestehen und gemeinsam in der Legierungsmatrix auf Basis von Co ausgeschieden worden sind. Wie in 1 gezeigt, ist Cr-Sulfid um die harte Phase herum ausgeschieden und dispergiert.
In der harten Phase der erfindungsgemäßen Ausführungsform ist die ausgeschiedene Menge an Mo-Silicid durch Erhöhung des Mo-Gehalts erhöht, und Mo-Silicid ist gemeinsam ausgeschieden worden. Der Si-Gehalt ist optimiert, um die benötigte Menge an Mo-Silicid zu erzeugen, und es wird eine Erhöhung der Pulverhärte aufgrund einer Erhöhung des Mo-Gehalts soweit wie möglich gehemmt.
4 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines üblichen Ventilsitzes aus üblichem verschleißfesten Sinterhartmetall zeigt. Wie in 4 gezeigt, sind in der harten Phase des üblichen Ventilsitzes Mo-Silicide ausgeschieden und in der Legierungsmatrix der harten Phase aufgenommen worden. Wenn bei diesem Metallgefüge ein Kontakt zwischen Metallen auftritt, bewirkt der Legierungsmatrixanteil der harten Phase mit Ausnahme des als harte Teilchen wirkenden Mo-Silicids ein plastisches Fließen und eine Adhäsion, und es tritt leicht ein Verschleiß auf.
Dagegen werden in der harten Phase der erfindungsgemäßen Ausführungsform Mo-Silicide gemeinsam gebildet, so dass das Entstehen eines plastischen Fließens und eine Adhäsion des Legierungsmatrixanteils der harten Phase durch eine Pinningwirkung gehemmt werden können. Deshalb kann die Verschleißfestigkeit verbessert werden.
Bei der erfindungsgemäßen Ausführungsform ist Cr-Sulfid, welches eine gute Schmierwirkung aufweist, um die harte Phase herum ausgeschieden und dispergiert, so dass ein plastisches Fließen der harten Phase verhindert wird. Als Folge kann die Verschleißfestigkeit erheblich verbessert werden.
Es sind 5 bis 40 Massen-% der harten Phase der Ausführungsform in der Matrix des gesinterten Ventilsitzes dispergiert, so dass eine sehr gute Verschleißfestigkeit des gesinterten Ventilsitzes erhalten wird. Sind weniger als 5 Massen-% der harten Phase in der Matrix dispergiert, ist eine Wirkung zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit gering. Sind mehr als 5 Massen-% der harten Phase in der Matrix dispergiert, wird die Festigkeit des Sinterkörpers verringert und es werden dessen Aufschläge gegen ein Kontaktelement vermehrt, weil die Verdichtbarkeit des Mischpulvers (Rohpulvers) verschlechtert ist. Deswegen ist der Verschleiß umso größer.
In der vorstehenden harten Phase kann eine Legierungsmatrix verwendet werden, welche bisher als Matrix eines herkömmlichen gesinterten Ventilsitzes verwendet worden ist, und welche mit den nachstehend beschriebenen, matrixbildenden Stahlpulvern (A) bis (E) erzeugt worden ist. Die harte Phase wird vorzugsweise gebildet durch Vermischen eines Stahlpulvers oder eines Mischpulvers mit einem eine harte Phase bildenden Pulver (F). Das eine harte Phase bildende Pulver (F) ist ein Legierungspulver auf Co-Basis, enthaltend: 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Die Zusammensetzung des eine harte Phase bildenden Pulvers (F) wird nachstehend erläutert.
Mo ist hauptsächlich mit Si verbunden, so dass Mo-Silicid von guter Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit gebildet und die Verschleißfestigkeit des Sinterhartmetalls dadurch verbessert wird. Zusätzlich bildet ein Teil des Mo-Silicids ein Silicid, welches Co, Mo, Cr und Si enthält. Beträgt der Mo-Gehalt weniger als 48 Massen-%, wird das Mo-Silicid nicht gemeinsam ausgeschieden und in einer üblichen Teilchenform in der harten Phase auf Co-Basis dispergiert, so dass die Verschleißfestigkeit nicht verbessert wird und ungefähr gleich der üblichen ist. Beträgt dagegen der Mo-Gehalt mehr als 60 Massen-%, ist die Härte des Pulvers hoch und es ist die Verdichtbarkeit des Pulvers beim Verdichten verschlechtert. Da zusätzlich die gebildete harte Phase zerbrechlich ist, bricht ein Teil des gesinterten Ventilsitzes, und es wird die Verschleißfestigkeit aufgrund eines abgeriebenen Pulvers verringert. Somit beträgt der Mo-Gehalt in der harten Phase 48 bis 60 Massen-%.
Cr verbessert die Festigkeit der Matrix auf Co-Basis der harten Phase. Cr ist in einer Fe-Matrix dispergiert, so dass die harte Phase an die Fe-Matrix gebunden ist, und Cr ist in Form einer festen Lösung in der Fe-Matrix gelöst, so dass die Fe-Matrix gefestigt wird. Deshalb ist die Verschleißfestigkeit verbessert. In der Fe-Matrix diffundiertes Cr ist an S gebunden, so dass Cr-Sulfid mit guter Schmierfähigkeit um die harte Phase herum gebildet und die Verschleißfestigkeit verbessert wird. Beträgt der Cr-Gehalt in der harten Phase weniger als 3 Massen-%, sind die vorstehenden Wirkungen nicht ausreichend. Wenn dagegen der Cr-Gehalt in der harten Phase mehr als 12 Massen-% beträgt, ist die Menge an Sauerstoff in dem Pulver groß, und es wird ein Oxidüberzug auf der Oberfläche des Pulvers gebildet, so dass ein Sintern des Grünlings verhindert wird. Zusätzlich ist die Härte des Pulvers hoch, so dass die Verdichtbarkeit des Pulvers beim Verdichten verschlechtert ist. Deshalb wird die Festigkeit des Sinterhartmetalls verringert, und die Verschleißfestigkeit verringert, so dass die obere Grenze des Cr-Gehalts in der harten Phase 12 Massen-% beträgt. Somit beträgt der Cr-Gehalt in der harten Phase 3 bis 12 Massen-%.
Si ist hauptsächlich an Mo gebunden, so dass Mo-Silicid mit guter Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit gebildet wird, und die Verschleißfestigkeit des Sinterhartmetalls dadurch verbessert wird. Beträgt der Si-Gehalt weniger als 1 Massen-%, wird Mo-Silicid nicht in ausreichender Weise erhalten, und es wird die Verschleißfestigkeit nicht in ausreichender Weise verbessert. Ist dagegen der Si-Gehalt übermäßig, ist die Menge an Si erhöht, die nicht mit dem Mo reagiert und in der Matrix diffundiert wird. Si härtet die Fe-Matrix, macht jedoch die Fe-Matrix brüchig. Deshalb ist ein gewissen Ausmaß an Diffusion von Si in die Matrix für das Festhaften der harten Phase an die Matrix wirksam. Eine übermäßige Diffusion von Si in die Matrix verursacht jedoch eine Abnahme der Verschleißfestigkeit der Fe-Matrix und verstärkt ein Aufschlagen des Ventilsitzes an ein dieses berührende Element, und ist deshalb nicht vorzuziehen. Wird in diesem Fall die Menge des mit Mo nicht reagierenden Si reduziert, kann entsprechend der Verringerung der Menge an Si ein geeigneter Mo-Gehalt zugeführt werden, ohne die Härte des Pulvers zu erhöhen. Deshalb beträgt die Obergrenze des Si-Gehalts in der harten Phase, bei der Si in der Matrix diffundiert ist, ohne mit dem Mo zu reagieren, 5 Massen-%. Somit beträgt der Si-Gehalt in der harten Phase 1 bis 5 Massen-%.
S zum Ausscheiden des um die harte Phase herum gebildeten Cr-Sulfids wird durch Zersetzung eines der Sulfidpulver (G) bis (J) zugeführt. Das Sulfidpulver (G) ist ein Molybdändisulfidpulver, das Sulfidpulver (H) ist ein Wolframdisulfidpulver, das Sulfidpulver (I) ist ein Eisensulfidpulver und das Sulfidpulver (J) ist ein Kupfersulfidpulver.
Wie in der Literaturstelle 1 (Chemical Unabridged Dictionary, 9. Auflage, herausgegeben von Kyoritsu Shuppan Co. Ltd., 15. März 1964) beschrieben ist, sind alle Sulfide nicht chemisch stabil, und es werden einige Sulfide leicht beim Sintern zersetzt. Molybdändisulfid (MoS₂), Wolframdisulfid (WS₂), Eisensulfid (FeS) und Kupfersulfid (CuS) werden unter bestimmten Bedingungen leicht zersetzt. Es wird vermutet, dass bei einem ablaufenden Sintervorgang die vorstehenden Sulfide zersetzt werden, wenn Zersetzungsbedingungen durch in einer Atmosphäre vorhandenem Wasser, Sauerstoff und Wasserstoff erfüllt werden, und auch durch Wasser und Sauerstoff, die an der Oberfläche eines Eisenpulvers absorbiert sind. Es wird vermutet, dass das Sulfid bei einer hohen Temperatur mit einer aktivierten Metalloberfläche reagiert, und die aktivierte Metallfläche als Katalysator wirkt, so dass die Zersetzung des Sulfids gefördert wird. Es ist bestätigt worden, dass Mangansulfid (MnS) und Chromsulfid (CrS) schwierig zu zersetzen sind, wie aus der Literaturstelle 1 hervorgeht.
Das Vermögen zur Bildung von Sulfid steht in einem Bezug zur Elektronegativität, und es wird S leicht mit einem Element niedriger Elektronegativität zur Bildung von Sulfiden verbunden. Die Elektronegativität jedes Elements ist entsprechend ihrer Größe wie nachfolgend angeordnet. Jede Ziffer in runden Klammern bezeichnet die Elektronegativität des Elements. Da Mn sich am leichtesten mit S verbindet, werden Mangansulfide vorzugsweise ausgeschieden. Die vorstehende Reihenfolge entspricht der Beschreibung der Literaturstelle 1. Mn (1,5) < Cr (1,6) < Fe, Ni, Co, Mo (1,8) < Cu (1,9)
Zum Ausscheiden und Dispergieren einer ausreichenden Menge an Cr-Sulfidteilchen um eine harte Phase herum durch Verwendung der vorstehenden Sulfidpulver, wird ein Sulfidpulver in einem Rohpulver in der Weise vermischt, dass der mit dem Rohpulver vermischte S-Gehalt 0,04 Massen-% oder mehr beträgt. Wird dagegen ein Sulfidpulver übermäßig in dem Rohpulver vermischt, sind die nach der Zersetzung des Sulfidpulvers verbleibenden Poren vergrößert, wodurch die Festigkeit des Ventilsitzes abnimmt, so dass die Verschleißfestigkeit verringert ist. Somit sollte die Obergrenze des S-Gehalts in dem Rohpulver 5 Massen-% betragen. Durch Zersetzung des Sulfidpulvers erzeugtes Metall wird in der Matrix dispergiert. Wenn in diesem Fall das Sulfidpulver ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus einem Molybdändisulfidpulver, einem Wolframdisulfidpulver und einem Kupferdisulfidpulver, sind durch die Zersetzung des Sulfidpulvers erzeugtes Mo, W und Cu in der Matrix dispergiert, wobei die feste Lösung der Matrix durch Mo, W und Cu gefestigt und die Verschleißfestigkeit der Matrix verbessert wird.
Die Matrix des Ventilsitzes der Ausführungsform ist ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus den Matrices (a) bis (e).
Die Matrix (a) ist eine Matrix enthaltend: 1,5 bis 5 Massen-% Mo; 0,4 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; die ein Bainitgefüge aufweist. Die Matrix (b) ist eine Matrix enthaltend: 2 bis 4 Massen-% Cr; 0,2 bis 0,4 Massen-% Mo; 0,2 bis 0,4 Massen-% V; 0,4 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; die ein Bainitgefüge aufweist. Die Matrix (c) ist eine Matrix enthaltend: 5,5 bis 7,5 Massen-% Co; 0,5 bis 3 Massen-% Mo; 0,1 bis 3 Massen-% Ni; 0,4 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; die ein Sorbitgefüge aufweist. Die Matrix (d) ist eine Matrix enthaltend: 0,4 bis 4 Massen-% Mo; 0,6 bis 5 Massen-% Ni; 0,5 bis 5 Massen-% Cu; 0,05 bis 2 Massen-% Cr; 0,05 bis 0,6 Massen-% V; 0,4 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; die ein Bainitgefüge oder ein Bainit-Martensit-Mischgefüge aufweist. Die Matrix (e) ist eine Matrix enthaltend: 1 bis 10 Massen-% Ni; 1 bis 3 Massen-% Cu; 0,4 bis 1,0 Massen-% Mo; 0,4 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; die ein Martensit-Austensit-Bainit-Perlit-Mischgefüge aufweist.
Bei der erfindungsgemäßen Ausführungsform kann die Matrix in zweckmäßiger Weise ausgewählt sein aus der Gruppe bestehend aus den vorstehenden Matrixgefügen der Matrices (a) bis (e) und Mischungen daraus, entsprechend der erforderlichen Verschleißfestigkeit und Herstellungskosten.
Die Gefüge der unter den Matrices (a) bis (e) beschriebenen Einzel- und Mischphasengefüge können unter Verwendung der Stahlpulver (A) bis (E) und 0,4 bis 1,2 Massen-% Grafitpulver als matrixbildende Pulver gebildet werden. Das Stahlpulver (A) ist ein Stahlpulver, enthaltend: 1,5 bis 5 Massen-% Mo; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (B) ist ein Stahlpulver, enthaltend: 2 bis 4 Massen-% Cr; 0,2 bis 0,4 Massen-% Mo; 0,2 bis 0,4 Massen-% V; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (C) ist ein Stahlpulver, enthaltend: 5,5 bis 7,5 Massen-% Co; 0,5 bis 3 Massen-% Mo; 0,1 bis 3 Massen-% Ni; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (D) ist ein Stahlpulver, enthaltend: 0,4 bis 4 Massen-% Mo; 0,6 bis 5 Massen-% Ni; 0,5 bis 5 Massen-% Cu; 0,05 bis 2 Massen-% Cr, 0,05 bis 0,6 Massen-% V; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (E) ist ein teilweise diffundiertes Stahlpulver, enthaltend: 1 bis 10 Massen-% Ni; 1 bis 3 Massen-% Cu; 0,4 bis 1 Massen-% Mo; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Mit Hinblick auf die Verdichtbarkeit des Rohpulvers wird C durch Vermischen des vorstehenden Stahlpulvers mit einem Grafitpulver zugeführt. Wenn der Gehalt an C (der Mischgehalt an dem Graphitpulver) weniger als 0,4 Massen-% beträgt, befindet sich ein Ferritgefüge geringer Festigkeit und geringer Verschleißfestigkeit der Matrix beigemischt. Wenn dagegen der Gehalt an C (der Mischgehalt an dem Graphitpulver) mehr als 1,2 Massen-% beträgt, wird ein Zementit, welcher hart jedoch brüchig ist, in der Matrix ausgeschieden, so dass deren Aufschläge gegen ein Kontaktelement verstärkt und die Verschleißfestigkeit und Festigkeit verringert werden. Deshalb sollte der Gehalt an C (der Mischgehalt an dem Graphitpulver) 0,4 bis 1,2 Massen-% betragen.
Das Gefüge der Matrix kann eine aus Martensit, Austenit und Bainit bestehende Mischphase aufweisen, indem die Matrix mit mindestens 5 Massen-% oder weniger Ni-Pulver und/oder 5 Massen-% oder weniger Cu-Pulver vermischt wird. In diesem Fall wird die Matrix durch mindestens 5 Massen-% oder weniger Ni-Pulver und/oder 5 Massen-% oder weniger Cu-Pulver gefestigt, so dass die Festigkeit der Matrix verbessert wird. Wenn Ni-Pulver beigemischt ist und der Mischgehalt des Ni-Pulvers mehr als 5 Massen-% beträgt, wird die Menge an weichem Austenit erhöht. Wenn Cu-Pulver beigemischt ist und der Mischgehalt des Cu-Pulvers mehr als 5 Massen-% beträgt, beginnt das Entstehen einer weichen, freien Kupferphase im Gefüge der Matrix. Deshalb sollten die Obergrenzen der Mischgehalte an dem Ni-Pulver und dem Cu-Pulver 5 Massen-% betragen.
Ein Verfahren zur Herstellung des ersten gesinterten Ventilsitzes mit dem in 1 gezeigten Metallgefüge ist eine der Ausführungsformen gemäß der vorliegenden Erfindung, die aufgrund der vorstehenden Techniken erfolgte. D.h., in der Ausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst das Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes: das Herstellen eines matrixbildenden Stahlpulvers enthaltend mindestens eines der Stahlpulver (A) bis (E), eines eine harte Phase bildenden Pulvers (F), eines Grafitpulvers und eines Sulfidpulvers enthaltend mindestens eines der Sulfidpulver (G) bis (J). Das Herstellungsverfahren umfasst des weiteren: das Vermischen eines Rohpulvers bestehend aus dem matrixbildenden Stahlpulver, 5 bis 40 Massen-% des eine harte Phase bildenden Pulvers (F), 0,4 bis 1,2 Massen-% des Grafitpulvers, und des Sulfidpulvers, dessen S-Gehalt in dem Rohpulver 0,04 bis 5 Massen-% beträgt; das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünling gewünschter Form, und das Sintern des Grünlings zu einem Sinterkörper.
Wie vorstehend beschrieben, umfasst bei der erfindungsgemäßen Ausführungsform das Rohpulver des weiteren mindestens 5 Massen-% oder weniger Ni-Pulver und/oder 5 Massen-% oder weniger Cu-Pulver, um die Matrix mit mindestens Ni und/oder Cu zu vermischen.
2. Zweiter gesinterter Ventilsitz
Ein zweiter gesinterter Ventilsitz umfasst zusätzlich 5 bis 20 Massen-% einer Schmiermittelphase, die in der Matrix des ersten gesinterten Ventilsitzes dispergiert ist. Die Schmiermittelphase enthält Cr-Sulfidteilchen, die ausgeschieden und aufgenommen worden sind. 2 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines zweiten erfindungsgemäßen Ventilsitzes zeigt. Bei dem zweiten gesinterten Ventilsitz sind Cr-Sulfide mit guter Schmierfähigkeit um die harte Phase herum vermischt und in der Matrix fleckförmig dispergiert und aufgenommen, so dass die Schmierfähigkeit der Matrix verbessert ist.
Wenn das Sulfid gleichmäßig in der Matrix dispergiert ist, kommt beim spanabhebenden Formen des Ventilsitzes unter Verwendung eines Schneidwerkzeugs die Schneidenkante des Schneidwerkzeugs gleichmäßig in Berührung mit dem Sulfid. Deshalb wird der Schneidwiderstand verringert, und es werden die Späne leicht durch Abbrechen der Späne beseitigt, so dass eine Wärmestau an der Schneidenkante verhindert und die Temperatur an der Schneidenkante verringert wird. Auf die vorstehende Weise wird die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert. Weil dagegen die Sulfidteilchen klein sind, ist zur Verbesserung der Schmierfähigkeit des Matrixgefüges und der Verschleißfestigkeit eine größere Menge an Sulfid erforderlich. Ist jedoch eine größere Menge an Sulfid in der Matrix dispergiert, wird die Festigkeit der Matrix verringert.
Deshalb sind bei der erfindungsgemäßen Ausführungsform Cr-Sulfide einer guten Schmierfähigkeit in der Matrix fleckförmig dispergiert und aufgenommen, so dass die Verschleißfestigkeit der Matrix durch eine geringe Menge an Cr-Sulfid in der Weise verbessert wird, dass die Festigkeit der Matrix sich nicht verringert. Wenn die Menge der in der Matrix dispergierten Schmiermittelphase weniger als 5 Massen-% beträgt, ist die Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch Verbesserung der Schmierfähigkeit unzulänglich. Beträgt dagegen die Menge dieser in der Matrix dispergierten Schmiermittelphase mehr als 20 Massen-%, ist die Festigkeit der Matrix erheblich verringert. Somit sollte die Menge der in der Matrix dispergierten Schmiermittelphase 5 bis 20 Massen-% betragen.
Die vorstehende Schmiermittelphase mit darin ausgeschiedenen und aufgenommenen Cr-Sulfidteilchen kann hergestellt werden durch Vermischen des Rohpulvers mit einem Cr enthaltenden Stahlpulver, welches 4 bis 25 Massen-% Cr enthält. D.h., dass S durch Zersetzen des vorstehenden Sulfidpulvers im Sintervorgang erzeugt und an Cr in dem Cr enthaltenden Stahlpulver gebunden wird, so dass Cr-Sulfid an einer Stelle ausgeschieden wird, an der das Cr enthaltende Stahlpulver anfänglich vorhanden war. Folglich wird die Schmiermittelphase mit ausgeschiedenen und aufgenommenen Cr-Sulfidteilchen gebildet. Deshalb entspricht die Zusammensetzung der Schmiermittelphase ungefähr derjenigen des anfänglichen Cr enthaltenden Stahlpulvers. D.h., dass die Schmiermittelphase 4 bis 25 Massen-% Cr enthält. Eine Legierungsmatrix, welche ein Bestandteil mit ausgeschiedenen und aufgenommenen Cr-Sulfidteilchen ist, stellt eine Legierungsmatrix auf Fe-Cr-Basis dar.
Beträgt der Cr-Gehalt in der Schmiermittelphase weniger als 4 Massen-%, wird kein Cr-Sulfid ausgeschieden und die Verschleißfestigkeit nicht verbessert. Wenn dagegen der Cr-Gehalt in der Schmiermittelphase mehr als 25 Massen-% beträgt, wird das Cr enthaltende Stahlpulver hart, dessen Verdichtbarkeit verschlechtert, eine σ-Phase in der Schmiermittelphase erzeugt und die Schmiermittelphase brüchig. Somit sollte die Obergrenze des Cr-Gehalts in der Schmiermittelphase 25 Massen-% oder mehr betragen.
Die Schmiermittelphase kann unter Verwendung des Cr enthaltenden Stahlpulvers gebildet werden. Das Cr enthaltende Stahlpulver ist mindestens eines, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Cr enthaltenden Stahlpulvern (L) bis (Q).
Das Cr enthaltende Stahlpulver (L) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Cr enthaltende Stahlpulver (M) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; 3,5 bis 22 Massen-% Ni; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (N) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; mindestens eine Substanz, die ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,3 bis 7 Massen-% Mo, 1 bis 4 Massen-% Cu, 0,1 bis 5 Massen-% Al, 0,3 oder weniger Massen-% N, 5,5 bis 10 Massen-% Mn, 0,15 bis 5 Massen-% Si, 0,45 oder weniger Massen-% Nb, 0,2 oder weniger Massen-% P, 0,15 oder weniger Massen-% S, 0,15 oder weniger Massen-% Se; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (O) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; 3,5 bis 22 Massen-% Ni; mindestens eine Substanz, die ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,3 bis 7 Massen-% Mo, 1 bis 4 Massen-% Cu, 0,1 bis 5 Massen-% Al, 0,3 oder weniger Massen-% N, 5,5 bis 10 Massen-% Mn, 0,15 bis 5 Massen-% Si, 0,45 oder weniger Massen-% Nb, 0,2 oder weniger Massen-% P, 0,15 oder weniger Massen-% S, 0,15 oder weniger Massen-% Se; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (P) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver enthaltend: 7,5 bis 25 Massen-% Cr; 0,3 bis 3 Massen-% Mo; 0,25 bis 2,4 Massen- C; mindestens eine Substanz aus 0,2 bis 2,2 Massen-% V, 1,0 bis 5,0 Massen-% W; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (Q) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver enthaltend: 4 bis 6 Massen-% Cr; 4 bis 8 Massen-% Mo; 0,5 bis 3 Massen-% V; 4 bis 8 Massen-% W; 0,6 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Das vorstehende Stahlpulver (L) besteht aus einer Fe-Cr-Legierung und ist als ein Pulver aus einem korrosionsfreien Ferrit-Stahl bekannt, welches mehr als 12 Massen-% Cr enthält. Ein Pulver aus einem korrosionsfreien Ferrit-Stahl, dessen Eigenschaften durch ein anderes Element verbessert werden, wie das vorstehende Stahlpulver (N), ist einsetzbar.
Das vorstehende Stahlpulver (M) besteht aus einer Fe-Ni-Cr-Legierung und ist als ein Pulver aus einem korrosionsfreien Austenit-Stahl bekannt, welches mehr als 12 Massen-% Cr enthält. Ein Pulver aus einem korrosionsfreien Austenit-Stahl, dessen Eigenschaften durch ein anderes Element verbessert werden, wie das vorstehende Stahlpulver (O), ist einsetzbar.
Das vorstehende Stahlpulver (P) ist ein Pulver aus legiertem Werkzeugstahl für die Kaltformgebung oder Warmformgebung, in welchem das enthaltene Cr ursprünglich als Cr-Carbid ausgeschieden wird, jedoch ein größerer Anteil an enthaltenem Cr als Cr-Sulfid ausgeschieden wird, wenn bei der erfindungsgemäßen Ausführungsform Cr zusammen mit S vorhanden ist. Cr-Carbid verbleibt in einem Teil des Cr-Sulfids. Es wird Carbid ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo-Carbid, V-Carbid, W-Carbid und Mischungen daraus ausgeschieden und eine Schmiermittelphase erhalten, in welcher Carbid zusammen mit Cr-Sulfid vorhanden ist.
Das vorstehende Stahlpulver (Q) ist als ein Schnellstahlpulver bekannt. Auf gleiche Weise wie bei dem vorstehenden Stahlpulver (P) ist Cr mit S zusammen vorhanden und wird als Cr-Sulfid ausgeschieden, und es verbleibt Cr-Carbid in einem Teil des Cr-Sulfids. Carbide ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo-Carbid, V-Carbid, W-Carbid und Mischungen daraus werden ausgeschieden und eine Schmiermittelphase erhalten, in welcher Carbid zusammen mit Cr-Sulfid vorhanden ist.
Eine Herstellung des zweiten gesinterten Ventilsitzes mit der in 2 gezeigten Metallstruktur ist eine der erfindungsgemäßen Ausführungsformen, basierend auf den vorstehenden Techniken. D.h., dass bei dem Herstellungsverfahren des ersten gesinterten Ventilsitzes das Rohpulver zusätzlich 5 bis 20 Massen-% eines Cr enthaltenden Stahlpulvers als ein eine Schmiermittelphase bildendes Pulver enthält, wobei das Cr enthaltende Stahlpulver 4 bis 25 Massen-% Cr enthält. In diesem Fall ist das Cr enthaltende Stahlpulver mindestens eines, das aus der Gruppe bestehend aus den vorstehenden Stahlpulvern (L) bis (Q) ausgewählt ist.
3. Dritter gesinterter Ventilsitz
Wenn die vorstehenden Stahlpulver (P) und (Q) eingesetzt werden, wird ein Gefüge gebildet, welches zusammen mit Cr-Sulfid ausgeschiedene Carbide in der Schmiermittelphase enthält. Ein dritter gesinterter Ventilsitz weist dieses Gefüge auf. 3 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Metallgefüge eines dritten erfindungsgemäßen gesinterten Ventilsitzes zeigt. Bei dem dritten gesinterten Ventilsitz wird ein plastisches Fließen des Legierungsmatrixteils der Schmiermittelphase verhindert, und es kann die Verschleißfestigkeit erheblich verbessert werden. Bei einem Vergleich des Falls einer Verwendung des Stahlpulvers (P) mit dem Fall einer Verwendung des Stahlpulvers (Q), ist in dem Fall der Verwendung des Stahlpulvers (P) die Menge an Carbiden geringer als in dem Fall der Verwendung des Stahlpulvers (Q). Hinzu kommt, dass in dem Fall einer Verwendung des Stahlpulvers (Q) eine Schmiermittelphase mit einer größeren Menge an ausgeschiedenen Carbiden erhalten wird. Die Stahlpulver (P) und (Q) können entsprechend den erzielten Eigenschaften der Schmiermittelphase selektiv eingesetzt werden.
Bei den vorstehenden ersten bis dritten gesinterten Ventilsitzen der erfindungsgemäßen Ausführungsformen können übliche Techniken der Zugabe von Materialien zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit eingesetzt werden. Zum Beispiel wird mindestens ein Material, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mangansulfidteilchen, Calciumfluoridteilchen, Bornitridteilchen, Magnesiumsilicatmineralteilchen, Wismutteilchen, und Wismutoxidteilchen, in Poren und an Pulvergrenzen des vorstehenden verschleißfesten gesinterten Elementes dispergiert.
Die vorstehenden Materialien zum Verbessern der maschinellen Bearbeitbarkeit sind bei hohen Temperaturen chemisch stabil. Auch wenn die Pulver der vorstehenden Materialien zum Verbessern der maschinellen Bearbeitbarkeit einem Rohmaterialpulver zugegeben worden sind, werden die vorstehenden Materialien nicht beim Sintern zersetzt und werden an dem vorstehenden Stellen dispergiert, so dass die maschinelle Bearbeitbarkeit des verschleißfesten gesinterten Elements verbessert werden kann.
Durch Anwenden der vorstehenden Techniken der Zugabe von Materialien zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit kann die maschinelle Bearbeitbarkeit des verschleißfesten gesinterten Elements stark verbessert werden. Bei der Verwendung der vorstehenden Techniken der Zugabe von Materialien zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit sollte die obere Grenze der Menge des vorstehenden Materials zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit in dem verschleißfesten gesinterten Element 2,0 Massen-% betragen, weil die Festigkeit des verschleißfesten gesinterten Elements abnimmt und dessen Verschleißfestigkeit abnimmt, wenn die vorstehenden Materialien zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit im Übermaß zugegeben werden.
Bei dem verschleißfesten gesinterten Ventilsitz der erfindungsgemäßen Ausführungsform kann, wie in der Patentveröffentlichung 2 offenbart, mindestens ein Material, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Blei oder einer Bleilegierung, Kupfer oder einer Kupferlegierung, und Acrylharz in die Poren des verschleißfesten, gesinterten Elements durch Imprägnieren oder Infiltrieren eingefüllt werden, so dass die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert wird.
D.h., dass wenn bei der maschinellen Bearbeitung Blei oder eine Bleilegierung, Kupfer oder eine Kupferlegierung, oder Acrylharz in den Poren vorhanden ist, das Schneiden von einem intermittierenden Schneiden in ein ununterbrochenes Schneiden übergeht, und Schläge auf ein bei der maschinellen Bearbeitung verwendetes Schneidwerkzeug verringert werden, so dass eine Beschädigung der Schneide des Schneidwerkzeugs verhindert und die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert wird. Da Blei, eine Bleilegierung, Kupfer und eine Kupferlegierung weich sind, haften diese Materialien an der Schneide des Schneidwerkzeugs, so dass die Kante des Schneidwerkzeugs geschützt, die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert und die Standzeit des Schneidwerkzeugs verbessert wird. Des weiteren funktionieren bei der Verwendung des Schneidwerkzeugs die vorstehenden Materialien als festes Schmiermittel zwischen einem Ventilsitz und einer Flächenfase eines Ventils, so dass deren Verschleiß reduziert werden kann. Da Kupfer und eine Kupferlegierung eine hohe thermische Leitfähigkeit aufweisen, wird die an der Schneide des Schneidwerkzeugs erzeugte Wärme nach außen abgeleitet, ein Speichern der Wärme im Schneidbereich des Schneidwerkzeugs verhindert und eine Beschädigung des Schneidbereiches verringert.
Bei der erfindungsgemäßen Ausführungsform umfasst der gesinterte Ventilsitz: eine Matrix; 5 bis 40 Massen-% einer in der Matrix dispergierten harten Phase, die 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen enthält; und ein Gefüge, in welchem Cr-Sulfide um eine harte Phase herum dispergiert sind, wobei die harte Phase aus einer Legierungsmatrix auf Co-Basis und Verbindungen gebildet ist, die hauptsächlich aus Mo-Siliciden bestehen und gemeinsam in der Legierungsmatrix auf Co-Basis ausgeschieden sind. Bei dem gesinterten Ventilsitz wird eine durch Metallkontakt verursachte Belastung verringert, und es ist der gesinterte Ventilsitz bezüglich seiner Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen unter Bedingungen hoher Motorenbelastungen, z.B. in CNG-Motoren und Hochleistungs-Dieselmotoren, sehr überlegen.
AUSFÜHRUNGSFORMEN
Ausführungsform 1
Verschiedene Pulver mit nachstehend angegebenen Zusammensetzungen wurden miteinander vermischt und mit einem formenden Schmiermittel vermischt, welches 0,8 Massen-% Zinkstearat enthielt, so dass Rohpulver hergestellt wurden. Es ist anzumerken, dass die Ziffer vor dem Symbol des chemischen Elementes den Massenprozentsatz des in dem Pulver enthaltenen Elementes bezeichnet. Zum Beispiel bezeichnet "Fe-5Mo", dass 5 Massen-% Mo enthalten ist und der Rest aus Fe und nicht vermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Ein eine Matrix bildendes Pulver bestand aus Fe-5Mo (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Ein eine harte Phase bildendes Pulver hatte die in Tabelle 1 gezeigte Zusammensetzung, und es waren ständig 25 Massen-% des eine harte bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten. Ein Sulfidpulver bestand aus MoS₂, und es waren 2 Massen-% des Sulfidpulvers in dem Rohpulver enthalten. In dem Rohpulver waren 1,1 Massen-% eines Graphitpulvers enthalten.
Die Rohpulver wurden bei einem Verdichtungsdruck von 650 MPa zu Grünlingen verdichtet. Die Grünlinge waren ringförmig mit einem Außendurchmesser von 30 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Höhe von 10 mm.
Tabelle 1
Danach wurden die Grünlinge 60 Minuten bei 1180 °C in einer zersetzten Ammoniakgasatmosphäre gesintert und die Proben 01 bis 16 mit den in der Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen hergestellt. Vereinfachte Verschleißprüfungen wurden an den Proben in der nachstehend angegebenen Weise durchgeführt.
Die vereinfachten Verschleißversuche wurden bei einer hohen Temperatur unter Belastung durch Schlagen und Gleiten durchgeführt. Es wurde, im einzelnen, die vorstehende Probe in die Form eines Ventilsitzes mit einer Schräge von 45° an der Innenseite bearbeitet, und die Probe in Presspassung in ein Gehäuse aus einer Aluminiumlegierung eingesetzt. Ein scheibenförmiges Kontaktelement (Ventil) für den Ventilsitz wurde aus SUH-36 gefertigt, wobei dessen Außenfläche teilweise eine Schräge von 45 Grad aufwies. Das Ventil wurde mit einem Motor angetrieben und senkrechte Hubbewegungen wurden durch die Drehung eines Exzenternockens erzeugt, wobei die schrägen Seiten der Probe und des Kontaktelementes wiederholt in Berührung gebracht wurden.
D.h., dass die Ventilbewegungen aus wiederholten Vorgängen bestanden, bei denen durch den vom Motorantrieb gedrehten Exzenternocken eine Freigabebewegung durch Zurückziehen vom Ventilsitz, und durch eine Ventilfeder eine kontaktierende Bewegung zum Ventilsitz hin erfolgte, wobei senkrechte Hubbewegungen durchgeführt wurden. Bei dieser Prüfung wurde das Kontaktelement mit einem Brenner erwärmt und die Temperatur der Probe auf eine Temperatur von 300 °C eingestellt, wobei die Schlagvorgänge bei dem vereinfachten Verschleißversuch 2800 mal/Minute stattfanden und deren Dauer 15 Stunden betrug. Auf diese Weise wurden nach den Prüfungen die Verschleißmengen der Proben und der Kontaktelemente (die in Tabelle 1 als Ventilsitze und Ventile nach den Prüfungen angegeben sind) gemessen und ausgewertet. Die Prüfergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Wie in Tabelle 1 für die Proben 01 bis 06 gezeigt ist, waren bei den Proben 02 bis 05, bei denen das eine harte Phase bildende Pulver 48 bis 60 Massen-% Mo enthielt, die Verschleißmengen der Ventilsitze und der Ventile in stabiler Weise gering, und es wiesen die Proben 02 bis 05 eine gute Verschleißfestigkeit auf. Dagegen war bei den Proben 01 und 06, bei denen das eine harte Phase bildende Pulver nicht 48 bis 60 Massen-% Mo enthielt, die Verschleißmenge insbesondere der Ventilsitze sehr hoch, und die Verschleißmenge der Ventile relativ hoch. Somit wurde bestätigt, dass eine gute Verschleißfestigkeit erhältlich ist, wenn das eine harte Phase bildende Pulver 48 bis 60 Massen-% Mo enthält.
Wie in Tabelle 1 für die Proben 03 und 07 bis 11 gezeigt ist, waren bei den Proben 03 und 08 bis 10, bei denen das eine harte Phase bildende Pulver 3 bis 12 Massen-% Cr enthielt, die Verschleißmengen der Ventilsitze und der Ventile in stabiler Weise gering, und es wurde bestätigt, dass die Proben 03 und 08 bis 10 eine gute Verschleißfestigkeit aufwiesen. Dagegen war bei den Proben 07 und 11, bei denen das eine harte Phase bildende Pulver nicht 3 bis 12 Massen-% Cr enthielt, die Verschleißmenge insbesondere der Ventilsitze sehr hoch. Somit wurde bestätigt, dass eine gute Verschleißfestigkeit erhältlich ist, wenn das eine harte Phase bildende Pulver 3 bis 12 Massen-% Cr enthält.
Wie für die Proben 03 und 12 bis 16 gezeigt ist, waren bei den Proben 03, 13 und 14, bei denen das eine harte Phase bildende Pulver 1 bis 5 Massen-% Si enthielt, die Verschleißmengen der Ventilsitze und der Ventile in stabiler Weise gering, und es wurde bestätigt, dass die Proben 03, 13 und 14 eine gute Verschleißfestigkeit aufwiesen. Dagegen war bei den Proben 12 und 15, bei denen das eine harte Phase bildende Pulver nicht 1 bis 5 Massen-% Si enthielt, die Verschleißmenge insbesondere der Ventilsitze sehr hoch. Somit wurde bestätigt, dass eine gute Verschleißfestigkeit erhältlich ist, wenn das eine harte Phase bildende Pulver 1 bis 5 Massen-% Si enthält.
Es wurde bestätigt, dass die Proben innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung eine viel bessere Verschleißfestigkeit aufweisen, als ein übliches Beispiel (Probe 16). Bei der Beobachtung des Metallgefüges der Probe 03, wie in 1 gezeigt, wurde bestätigt, dass Chromsulfid um die harte Phase herum dispergiert ist.
Ausführungsform 2
In der gleichen Weise wie bei der Ausführungsform 1 wurden verschiedene, nachstehend beschriebene Pulver zu Rohpulvern vermischt, die Rohpulver zu Grünlingen verdichtet und die Grünlinge gesintert, so dass ringförmige Proben hergestellt wurden. Vereinfachte Verschleißversuche wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei der Ausführungsform 1 an den Proben durchgeführt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Ein eine Matrix bildendes Pulver bestand aus Fe-5Mo (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Ein eine harte Phase bildendes Pulver bestand aus Co-50Mo-10Cr-3Si, und das Mischverhältnis des eine harte Phase bildenden Pulvers ist in Tabelle 2 gezeigt. Ein Sulfidpulver bestand aus MoS2, und es waren 2 Massen-% des Sulfidpulvers in dem Rohpulver enthalten. In dem Rohpulver waren 1,1 Massen-% eines Graphitpulvers enthalten.
Tabelle 2
Wie in Tabelle 2 gezeigt, waren bei den Proben 03 und 18 bis 22, bei denen das Mischverhältnis von dem eine harte Phase bildenden Legierungspulver zu dem Rohpulver 5 bis 40 Massen-% betrug, die Verschleißmengen der Ventilsitze und der Ventile in stabiler Weise gering, und es wurde bestätigt, dass die Proben 03 und 18 bis 22 eine gute Verschleißfestigkeit aufwiesen. Dagegen war bei den Proben 13 und 23, bei denen das Mischverhältnis von dem eine harte Phase bildenden Legierungspulver zu dem Rohpulver nicht 5 bis 40 Massen-% betrug, die Verschleißmenge, insbesondere der Ventilsitze sehr hoch. Somit wurde bestätigt, dass eine gute Verschleißfestigkeit erhältlich ist, wenn das Mischverhältnis von dem eine harte Phase bildenden Legierungspulver zu dem Rohpulver 5 bis 40 Massen-% beträgt.
Ausführungsform 3
In der gleichen Weise wie bei der Ausführungsform 1 wurden verschiedene, nachstehend beschriebene Pulver zu Rohpulvern vermischt, die Rohpulver zu Grünlingen verdichtet und die Grünlinge gesintert, so dass ringförmige Proben hergestellt wurden. Vereinfachte Verschleißversuche wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei der Ausführungsform 1 an den Proben durchgeführt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Ein eine Matrix bildendes Pulver war Fe-5Mo-Stahlpulver (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Ein eine Matrix bildendes Pulver war ein Fe-6,5Co-1,5Mo-1,5Ni-Stahlpulver (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Ein eine Matrix bildendes Pulver war ein Fe-3Cr-0,3Mo-0,3V-Stahlpulver (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Ein eine Matrix bildendes Pulver war ein Mischstahlpulver, bestehend aus Fe-6,5Co-1,5Mo-1,5Ni und Fe-3Cr-0,3Mo-0,3V mit einem Mischverhältnis von 1:1 (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Ein eine Matrix bildendes Pulver war ein teilweise diffundiertes Fe-4Ni-1,5Cu-0,5Mo-Stahlpulver (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Es waren 25 Massen-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers, bestehend aus Co-50Mo-10Cr-3Si in dem Rohpulver enthalten. Bei einem üblichen Beispiel waren 25 Massen-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers, bestehend aus Co-28Mo-8Cr-2,5Si in einem Rohpulver enthalten. Ein Sulfidpulver bestand aus MoS₂, und es waren 2 Massen-% des Sulfidpulvers in dem Rohpulver enthalten. In dem Rohpulver waren 1,1 Massen-% Grafitpulver enthalten.
Tabelle 3
Die Ausführungsform 3 umfasste Proben, bei denen die erfindungsgemäße harte Phase und Sulfid zusammen mit verschiedenen Matrices verwendet wurde, und Proben bei denen die harte Phase üblicher Technik zusammen mit verschiedenen Matrices verwendet wurde. Bei der Ausführungsform 3 wurden Verschleißfestigkeiten der Proben, in denen die erfindungsgemäße harte Phase und die harte Phase üblicher Technik verwendet wurde, miteinander verglichen. Wie in Tabelle 3 gezeigt, wurde bestätigt, dass die Proben, in denen die erfindungsgemäße harte Phase zusammen mit verschiedenen Matrices für einen üblichen Ventilsitz verwendet wurde, eine viel bessere Verschleißfestigkeit aufwiesen als die Proben, in denen die harte Phase der üblichen Technik zusammen mit verschiedenen Matrices für einen üblichen Ventilsitz verwendet wurde. Zusätzlich wurde bestätigt, dass die erfindungsgemäße harte Phase zusammen mit Matrices für einen üblichen Ventilsitz verwendet werden kann.
Ausführungsform 4
In der gleichen Weise wie bei der Ausführungsform 1 wurden verschiedene, nachstehend beschriebene Pulver zu Rohpulvern vermischt, die Rohpulver zu Grünlingen verdichtet und die Grünlinge gesintert, so dass ringförmige Proben hergestellt wurden. Vereinfachte Verschleißversuche wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei der Ausführungsform 1 an den Proben durchgeführt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Ein eine Matrix bildendes Pulver bestand aus Fe-5Mo (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Es waren 25 Massen-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers, bestehend aus Co-50Mo-10Cr-3Si in dem Rohpulver enthalten. Verschiedene Sulfidpulver wurden verwendet, wie in Tabelle 4 gezeigt, und es waren 2 Massen-% des Sulfidpulvers in dem Rohpulver enthalten. In dem Rohpulver waren 1,1 Massen-% Grafitpulver enthalten.
Tabelle 4
An den in Tabelle 4 gezeigten Proben 32 bis 35 wurden Beobachtungen des Metallgefüges durchgeführt, und es wurde das Vorhandensein von Chromsulfid in den Proben untersucht. In den Proben 32 bis 34, welche Wolframdisulfid, Eisensulfid und Kupfersulfid enthielten, die leicht zu zersetzen sind, waren Teilchen aus Chromsulfid um die harte Phase herum in gleicher Weise wie bei der Molybdändisulfid enthaltenden Probe 03 ausgeschieden worden. Dagegen war bei der Probe 35, welche Mangandisulfid enthielt, welches ein stabiles Sulfid ist, Sulfid in Poren und zwischen Pulverteilchengrenzen als Mangansulfid dispergiert worden, und es war in der Matrix kein ausgeschiedenes Sulfid um die harte Phase herum enthalten. Somit wurde bestätigt, dass wenn ein leicht zersetzbares Sulfid in dem Rohpulver enthalten ist, beim Sintern S (Schwefel) durch Zersetzung von Sulfid erzeugt und S als Chromsulfid ausgeschieden wird, welches durch Bindung von S mit aus der harten Phase in die Matrix diffundiertem Cr gebildet worden ist. Wie in Tabelle 4 gezeigt, war bei den Proben 03 und 32 bis 34, welche um die harte Phase herum ausgeschiedenes Chromsulfid enthielten, die Verschleißfestigkeit verbessert, und es wurde bestätigt, dass die Proben 03 und 32 bis 34 von guter Verschleißfestigkeit waren.
Ausführungsform 5
In der gleichen Weise wie bei der Ausführungsform 1 wurden verschiedene, nachstehend beschriebene Pulver zu Rohpulvern vermischt, die Rohpulver zu Grünlingen verdichtet und die Grünlinge gesintert, so dass ringförmige Proben hergestellt wurden. Vereinfachte Verschleißversuche wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei der Ausführungsform 1 an den Proben durchgeführt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
Ein eine Matrix bildendes Pulver bestand aus Fe-5Mo (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Es waren 25 Massen-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers, bestehend aus Co-50Mo-10Cr-3Si in dem Rohpulver enthalten. Ein Sulfidpulver bestand aus MoS₂, und es waren 2 Massen-% des Sulfidpulvers in dem Rohpulver enthalten. In dem Rohpulver waren 1,1 Massen-% Grafitpulver enthalten. Ein eine Schmiermittelphase bildendes Pulver bestand aus Fe-12Cr-1Mo-0,5V-1,4C, und das Mischverhältnis des eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers ist in der Tabelle 5 gezeigt.
Tabelle 5
Wie in Tabelle 5 gezeigt, wurde bestätigt, dass im Vergleich mit der Probe 03, in welcher kein eine Schmiermittelphase bildendes Pulver enthalten war, bei der Probe 36, in welcher 0,5 Massen-% des eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten war, die Verschleißmenge gering und die Verschleißfestigkeit verbessert war. Bei der Probe 37, welche 10 Massen-% eines eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthielt, war die Wirkung einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit die größte. Wenn dagegen mehr als 10 Massen-% des eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten waren, wurde die Wirkung einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit klein. Wenn mehr als 10 Massen-% des eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten waren, wurde die Wirkung einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit klein. Wenn mehr als 20 Massen-% des eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten waren, wurde der Einfluss einer Festigkeitsabnahme der Matrix groß, so dass die Verschleißmenge erhöht wurde. Somit wurde bestätigt, dass die Wirkung einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit groß ist, wenn 5 bis 20 Massen-% des eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten sind.
Beobachtungen des Metallgefüges wurden an der Probe 37 durchgeführt, bei der ein eine Schmiermittelphase bildendes Pulver in dem Rohpulver enthalten war. Es wurde bestätigt, dass Chromsulfid um die harte Phase herum ausgeschieden worden war, und es waren Chromsulfidteilchen gruppenartig an Stellen ausgeschieden worden, an denen das eine Schmiermittelphase bildende Pulver anfänglich vorhanden war. Es wurde bestätigt, dass Carbidteilchen an einer Stelle der Schmiermittelphase ausgeschieden worden waren, an welcher Chromsulfidteilchen gruppenartig ausgeschieden worden waren.
Ausführungsform 6
In der gleichen Weise wie bei der Ausführungsform 1 wurden verschiedene, nachstehend beschriebene Pulver zu Rohpulvern vermischt, die Rohpulver zu Grünlingen verdichtet und die Grünlinge gesintert, so dass ringförmige Proben hergestellt wurden. Vereinfachte Verschleißversuche wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei der Ausführungsform 1 an den Proben durchgeführt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.
Ein eine Matrix bildendes Pulver bestand aus Fe-5Mo (welches den Rest des Rohpulvers darstellte). Es waren 25 Massen-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers, bestehend aus Co-50Mo-10Cr-3Si, in dem Rohpulver enthalten. Ein Sulfidpulver bestand aus MoS₂, und es waren 2 Massen-% des Sulfidpulvers in dem Rohpulver enthalten. In dem Rohpulver waren 1,1 Massen-% eines Graphitpulvers enthalten. Verschiedene, eine Schmiermittelphase bildende Pulver wurden, wie in Tabelle 6 gezeigt, verwendet. Es waren 10 Massen-% eines eine Schmiermittelphase bildenden Pulvers in dem Rohpulver enthalten.
Tabelle 6
Wie in Tabelle 6 gezeigt, wurde bestätigt, dass die Wirkung einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit erhalten wurde, auch wenn verschiedene, eine Schmiermittelphase bildende Pulver verwendet worden waren. An den Proben wurden Beobachtungen des Metallgefüges durchgeführt. Es wurde bestätigt, dass bei den Proben 41 und 42 Chromsulfid um die harte Phase herum ausgeschieden worden war, und es war eine Schmiermittelphase, in welcher Chromsulfidteilchen gruppenartig ausgeschieden worden waren, in der Matrix dispergiert. Es wurde bestätigt, dass bei der Probe 43 Chromsulfid um eine harte Phase herum ausgeschieden worden war, und es war eine Schmiermittelphase, in welcher Chromsulfidteilchen und Carbidteilchen gruppenartig ausgeschieden worden waren, in der Matrix dispergiert.

Claims

Gesinterter Ventilsitz, umfassend: eine Matrix; 5 bis 40 Massen-% einer in der Matrix dispergierten harten Phase, wobei die harte Phase 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbaren Verunreinigungen enthält; und ein Gefüge, in dem Cr-Sulfide um die harte Phase herum dispergiert sind; wobei die harte Phase mit einer Matrix aus einer Legierung auf Co-Basis und Verbindungen gebildet ist, die hauptsächlich aus Mo-Siliciden bestehen und gemeinsam in der Matrix aus einer Legierung auf Co-Basis ausgeschieden worden sind.
Gesinterter Ventilsitz nach Anspruch 1, bei dem der gesinterte Ventilsitz 0,04 bis 5 Massen-% S enthält.
Gesinterter Ventilsitz nach Anspruch 1, bei dem der gesinterte Ventilsitz des weiteren 5 bis 20 Massen-% einer Schmiermittelphase umfasst, die in der Matrix dispergiert ist und 4 bis 25 Massen-% Cr enthält, wobei die Schmiermittelphase in der Weise gebildet ist, dass Cr-Sulfidteilchen in einer Legierungsmatrix auf Fe-Cr-Basis ausgeschieden und aufgenommen sind.
Gesinterter Ventilsitz nach Anspruch 3, bei dem der gesinterte Ventilsitz des weiteren Carbide enthält, die in der Schmiermittelphase dispergiert sind.
Gesinterter Ventilsitz nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem der gesinterte Ventilsitz Poren, Pulvergrenzen und ein Metallgefüge aufweist, welches in den Poren und zwischen den Pulvergrenzen gebildet ist, und in welchem 2 Massen-% oder weniger mindestens eines Materials dispergiert ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Mangansulfidteilchen, Calciumfluoridteilchen, Bornitridteilchen, Magnesiumsilicatmineralteilchen, Wismutteilchen und Wismutoxidteilchen.
Gesinterter Ventilsitz nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem der gesinterte Ventilsitz Poren aufweist, und ein Material, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Blei, einer Bleilegierung, Kupfer, einer Kupferlegierung und Acrylharz, in den Poren eingefüllt ist.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes, umfassend: das Herstellen eines matrixbildenden Stahlpulvers, bestehend aus mindestens einem Stahlpulver (A) bis (E), einem eine harte Phase bildenden Pulver (F), einem Grafitpulver, und einem Sulfidpulver bestehend aus mindestens einem Sulfidpulver (G) bis (J); das Vermischen eines Rohpulvers, bestehend aus dem matrixbildenden Stahlpulver, 5 bis 40 Massen-% des eine harte Phase bildenden Pulvers (F), 0,4 bis 1,2 Massen-% des Grafitpulvers, und des Sulfidpulvers, dessen S-Gehalt in dem Rohpulver 0,04 bis 5 Massen-% beträgt; das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünling einer gewünschten Form; und das Sintern des Grünlings zu einem Sinterkörper; wobei das Stahlpulver (A) ein Stahlpulver ist, enthaltend: 1,5 bis 5 Massen-% Mo; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Stahlpulver (B) ein Stahlpulver ist, enthaltend: 2 bis 4 Massen-% Cr; 0,2 bis 0,4 Massen-% Mo; 0,2 bis 0,4 Massen-% V; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Stahlpulver (C) ein Stahlpulver ist, enthaltend 5,5 bis 7,5 Massen-% Co; 0,5 bis 3 Massen-% Mo; 0,1 bis 3 Massen-% Ni; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Stahlpulver (D) ein Stahlpulver ist, enthaltend 0,4 bis 4 Massen-% Mo; 0,6 bis 5 Massen-% Ni; 0,5 bis 5 Massen-% Cu; 0,05 bis 2 Massen-% Cr, 0,05 bis 0,6 Massen-% V; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Stahlpulver (E) ein teilweise diffundiertes Stahlpulver ist, enthaltend 1 bis 10 Massen-% Ni; 1 bis 3 Massen-% Cu; 0,4 bis 1 Massen-% Mo; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das eine harte Phase bildende Pulver (F) ein Legierungspulver auf Co-Basis ist, enthaltend: 48 bis 60 Massen-% Mo; 3 bis 12 Massen-% Cr; 1 bis 5 Massen-% Si; und als Rest Co und nicht vermeidbare Verunreinigungen; und das Sulfidpulver (G) ein Molybdändisulfidpulver ist; das Sulfidpulver (H) ein Wolframdisulfidpulver ist; das Sulfidpulver (I) ein Eisensulfidpulver ist; und das Sulfidpulver (J) ein Kupfersulfidpulver ist.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes nach Anspruch 7, bei dem das Rohpulver des weiteren 5 Massen-% oder weniger Ni-Pulver enthält.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes nach Anspruch 7 oder 8, bei dem das Rohpulver des weiteren 5 Massen-% oder weniger Cu-Pulver enthält.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes nach einem der Ansprüche 7 bis 9, bei dem das Rohpulver des weiteren 5 bis 20 Massen-% Cr enthaltendes Stahlpulver als ein eine Schmiermittelphase bildendes Pulver enthält, wobei das Cr enthaltende Stahlpulver 4 bis 25 Massen-% Cr enthält.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes nach Anspruch 10, bei dem das Cr enthaltende Stahlpulver mindestens eines ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Cr enthaltenden Stahlpulvern (L) bis (Q), wobei das Cr enthaltende Stahlpulver (L) ein Cr enthaltendes Stahlpulver ist, enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Cr enthaltende Stahlpulver (M) ein Cr enthaltendes Stahlpulver ist, enthaltend:4 bis 25 Massen-% Cr; 3,5 bis 22 Massen-% Ni; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Cr enthaltende Stahlpulver (N) ein Cr enthaltendes Stahlpulver ist, enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; mindestens eine Substanz, die ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,3 bis 7 Massen-% Mo, 1 bis 4 Massen-% Cu, 0,1 bis 5 Massen-% Al, 0,3 oder weniger Massen-% N, 5,5 bis 10 Massen-% Mn, 0,15 bis 5 Massen-% Si, 0,45 oder weniger Massen-% Nb, 0,2 oder weniger Massen-% P, 0,15 oder weniger Massen-% S, und 0,15 oder weniger Massen-% Se; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Cr enthaltende Stahlpulver (O) ein Cr enthaltendes Stahlpulver ist, enthaltend: 4 bis 25 Massen-% Cr; 3,5 bis 22 Massen-% Ni; mindestens eine Substanz, die ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus 0,3 bis 7 Massen-% Mo, 1 bis 4 Massen-% Cu, 0,1 bis 5 Massen-% Al, 0,3 oder weniger Massen-% N, 5,5 bis 10 Massen-% Mn, 0,15 bis 5 Massen-% Si, 0,45 oder weniger Massen-% Nb, 0,2 oder weniger Massen-% P, 0,15 oder weniger Massen-% S, und 0,15 oder weniger Massen-% Se; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; das Cr enthaltende Stahlpulver (P) ein Cr-enthaltendes Stahlpulver ist, enthaltend: 7,5 bis 25 Massen-% Cr; 0,3 bis 3 Massen-% Mo; 0,25 bis 2,4 Massen- C; mindestens eine Substanz aus 0,2 bis 2,2 Massen-% V und 1,0 bis 5,0 Massen-% W; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen; und das Cr enthaltende Stahlpulver (Q) ein Cr enthaltendes Stahlpulver ist, enthaltend: 4 bis 6 Massen-% Cr; 4 bis 8 Massen-% Mo; 0,5 bis 3 Massen-% V; 4 bis 8 Massen-% W; 0,6 bis 1,2 Massen-% C; und als Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes nach einem der Ansprüche 7 bis 11, bei dem das Rohpulver 2 oder weniger Massen-% mindestens eines Pulvers enthält, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Mangansulfidpulver, Calciumfluoridpulver, Bornitridpulver, Magnesiumsilicatmineralpulver, Wismutpulver und Wismutoxidpulver.
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Ventilsitzes nach einem der Ansprüche 7 bis 12, bei dem das Herstellungsverfahren des weiteren nach dem Sintern ein Imprägnieren oder Infiltrieren von Poren des Sinterkörpers mit einem Material umfasst, wobei das Material ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Blei, einer Bleilegierung, Kupfer, einer Kupferlegierung und Acrylharz.