DE102006048442A1

DE102006048442A1 - Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement, einen gesinterten Ventilsitz, und Fertigungsverfahren hierfür

Info

Publication number: DE102006048442A1
Application number: DE102006048442A
Authority: DE
Inventors: Tatsuaki Matsudo Yoshihiro; Hideaki Matsudo Kawata; Hiroki Matsudo Fujitsuka; Kunio Matsudo Maki; Toru Matsudo Tsuboi
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2005-10-12
Filing date: 2006-10-12
Publication date: 2007-05-24
Anticipated expiration: 2026-10-13
Also published as: DE102006048442B4; GB2446911A; CN102172775A; KR100850152B1; GB2446911B; GB2431166A; KR20070040730A; US20070081914A1; GB0724036D0; CN102172775B; GB0620185D0; US7892481B2; GB2431166B

Abstract

Ein Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement wird geschaffen. Das Verfahren enthält: Verdichten eines Rohpulvers, das ein grundmassebildendes Pulver und ein hartphasebildendes Pulver enthält, zu einem Grünlingspresskörper, wobei das grundmassebildende Pulver 90 Gew.-% oder mehr eines Pulvers mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 mum enthält und wobei das hartphasebildende Pulver 40 bis 70 Gew.-% bezüglich des Rohpulvers ausmacht; und Sintern des Grünlingspresskörpers.

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement, das vorteilhaft für verschiedene gleitende Elemente verwendet wird. Die vorliegende Erfindung bezieht sich insbesondere auf ein Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement, das unter hohen Drücken gleitet. Außerdem bezieht sich die vorliegende Erfindung auf einen gesinterten Ventilsitz für Automobilmaschinen, und bezieht sich auf ein Herstellungsverfahren hierfür. Die vorliegende Erfindung bezieht sich insbesondere auf Entwicklungstechniken eines gesinterten Ventilsitzes, der vorteilhaft für hochbelastete Maschinen verwendet wird (z. B. Druckerdgasmaschinen (= CNG, compression natural gas) und Schwerlast-Dieselmaschinen).
2. Beschreibung des Standes der Technik
In gesinterten Bauteilen, die mittels eines Pulvermetallurgieverfahrens gefertigt werden, wird eine gewünschte harte Phase einfach in eine Legierungsgrundmasse dispergiert, wobei die gesinterten Bauteile für verschiedene Gleitelemente verwendet werden (z. B. Gleitelemente für Verbrennungskraftmaschinen und Lager, die für Automobile und dergleichen verwendet werden). In den letzten Jahren wurden jedoch die praktischen Umgebungen entsprechend der hohen Leistungsfähigkeit von Vorrichtungen, die ein darin vorgesehenes Gleitelement aufweisen, schwieriger. Um dem gerecht zu werden, ist eine hohe Verschleißfestigkeit in gesinterten Gleitelementen erforderlich. Außerdem muss die Verschleißfestigkeit in verschiedenen Umgebungen entsprechend der breiten Anwendung gesinterter Gleitelemente verbessert werden. Zum Beispiel sind eine Verschleißfestigkeit und eine Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen in Abhängigkeit von den Abschnitten erforderlich, an denen die gesinterten Gleitelemente verwendet werden.

Um die obigen Anforderungen zu erfüllen, schlagen die ungeprüften japanischen Patentoffenlegungsschriften Nrn. H08-109450, H02-270943 und H01-068447 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 1", "Patentoffenlegungsschrift 2" und "Patentoffenlegungsschrift 3" bezeichnet) ein verschleißfestes Sinterelement für verschiedene Anwendungen vor, in welchem eine harte Phase auf Co-Mo-Si-Cr-Basis oder eine harte Phase auf Basis von Hochgeschwindigkeitsschnittstahl (HSS-Stahl) dispergiert ist. Die ungeprüften japanischen Patentoffenlegungsschriften Nrn. 2002-356704, 203-119542 und H01-154798 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 4" "Patentoffenlegungsschrift 5" und Patentoffenlegungsschrift 6" bezeichnet) schlagen ein verschleißfestes Sinterelement vor, in welchem verschiedene verbesserte harte Phasen dispergiert sind.

Genauer sind in den letzten Jahren die Betriebsbedingungen einer Automobilmaschine aufgrund ihrer hohen Leistungsfähigkeit sehr schwierig geworden. Ventilsitze für die Maschine müssen praktische Umgebungen aushalten, die schwieriger sind als diejenigen herkömmlicher Techniken. Zum Beispiel tritt in einer Flüssiggasmaschine, die in Automobilen für Taxen weit verbreitet sind, ein Verschleiß schneller ein als bei einem Ventilsitz für eine Benzinmaschine, da die Gleitoberflächen des Ventils und des Ventilsitzes unter Trockenbedingungen verwendet werden. In Umgebungen, in denen an einem Ventilsitz für eine Maschine für hochverbleites Benzin Schlamm haftet, wird der Verschleiß durch den Schlamm beschleunigt, wenn ein Druck auf den Ventilsitz hoch ist oder wenn ein Ventilsitz in einem Zustand bei hoher Temperatur und hoher Kompression verwendet wird. Wenn ein Ventilsitz in den obigen schwierigen Umgebungen verwendet wird, muss der Ventilsitz eine gute Verschleißfestigkeit und eine hohe Festigkeit zum Verhindern einer Verformung durch plastisches Fließen bei hoher Temperatur aufweisen.

Andererseits wurde ein Ventilbetätigungsmechanismus verwendet, der mit einem Schnelleinsteller versehen ist, der eine Position eines Ventils und einen Antriebszeitpunkt eines Ventils selbst dann automatisch steuern kann, wenn ein Ventilsitz abgenutzt ist. Ein Maschinenlebensdauerproblem aufgrund der Abnutzung eines Ventilsitzes wird jedoch nicht gelöst, wobei die Entwicklung von Materialien für einen Ventilsitz, die eine überlegene Verschleißfestigkeit aufweisen, erwünscht ist. In den letzten Jahren waren nicht nur eine hohe Leistungsfähigkeit, sondern auch die Entwicklung kostengünstiger Automobile hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit von Bedeutung. Eine Sinterlegierung für einen Ventilsitz muss daher sehr verschleißfest sein und eine hohe Festigkeit aufweisen, ohne irgendeine zusätzliche Einrichtung, wie z. B. den obigen Schnelleinsteller.

In Bezug auf die obenerwähnte Sinterlegierung, die für einen Ventilsitz verwendet wird, schlägt die ungeprüfte japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. S59-037343 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 7" bezeichnet) eine Technik vor, bei der harte Partikel auf Co-Mo-Si-Basis in einer gesprenkelten Grundmasse aus einer Grundmasse auf Fe-Co-Basis und einer Grundmasse auf Fe-Cr-Basis dispergiert werden. Die ungeprüfte japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. H05-055593 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 8" bezeichnet) schlägt eine Technik vor, bei der harte Partikel auf Co-Mo-Si-Basis in einer Grundmasse auf Fe-Co-Basis dispergiert werden. Die ungeprüfte japanische Patentoffenlegungsschrift H07-098985 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 9" bezeichnet) schlägt eine Technik vor, bei der harte Partikel auf Co-Mo-Si-Basis in einer Ni enthaltenden Grundmasse auf Fe-Co-Basis dispergiert werden. Die ungeprüfte japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. H02-163351 (im Folgenden als "Patentoffenlegungsschrift 10" bezeichnet) schlägt eine Legierung auf Fe-Basis vor, die darin dispergierte harte Partikel auf Co-Mo-Si-Basis enthält.

ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG

Die in den Patentoffenlegungsschriften 1-6, wie oben beschrieben, vorgeschlagenen harten Partikel weisen gute Eigenschaften auf. Wenn jedoch ein hartphasebildendes Element zu den harten Phasen hinzugegeben wird, um deren Verschleißfestigkeit deutlich zu verbessern, ist bekannt, dass die Verschleißfestigkeit und deren Festigkeit insgesamt abnehmen. Wenn daher die Verringerung der Verschleißfestigkeit aufgrund der Zugabe einer großen Menge des hartphasebildenden Pulverelements verhindert werden kann, kann die harte Phase effektiv verwendet werden, und die Verschleißfestigkeit kann deutlich verbessert werden.

Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement zu schaffen, das eine größere Menge der harten Phase in der Grundmasse dispergieren kann, ohne die Verschleißfestigkeit und die Festigkeit derselben herabzusetzen.

Obwohl die harten Partikel in jeder Legierung, die in den obenbeschriebenen Patentoffenlegungsschriften 1 bis 6 offenbart ist, 40 Gew.-% oder weniger an Mo enthalten, weist die Sinterlegierung, die die obigen harten Partikel enthält, eine hohe Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen und eine hohe Festigkeit auf. In den letzten Jahren jedoch ist eine Sinterlegierung erwünscht, die bei hohen Temperaturen verschleißfester ist und eine höhere Festigkeit aufweist. Insbesondere in Maschinen (z. B. Druckerdgasmaschinen und Hochleistungs-Schwerlastdieselmaschinen) wird die praktische Anwendung schwieriger aufgrund des viel höheren Metallkontakts, so dass die Entwicklung von Material, das in den obigen Umgebungen verschleißfester ist, erwünscht ist.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, einen gesinterten Ventilsitz zu schaffen, der in der Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen und in Hochlastmaschinenumgebungen einer Druckerdgasmaschine, einer Schwerlastdieselmaschine und dergleichen überlegen ist. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein Fertigungsverfahren für die obenbeschriebene verschleißfeste Sinterlegierung zu schaffen.

Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung enthält ein Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement: Verdichten eines Rohpulvers, das ein grundmassebildendes Pulver und ein hartphasebildendes Pulver enthält, zu einem Grünlingspresskörper. Das grundmassebildende Pulver enthält 90 Gew.-% oder mehr eines Pulvers mit einem maximalen Partikel durchmesser von 46 μm oder weniger, und eine Menge an hartphasebildenden Pulver von 40 bis 70 Gew.-% bezüglich des Rohpulvers. Das Fertigungsverfahren umfasst ferner: Sintern des Grünlingspresskörpers.

Da das hartphasebildende Pulver hart ist, nimmt die Kompressibilität des Rohpulvers ab und die Dichte des Grünlingspresskörpers nimmt ab, wenn eine große Menge des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver enthalten ist. Wenn der Grünlingspresskörper mit der geringen Dichte gesintert wird, nimmt die Dichte nicht zu und der gesinterte Presskörper weist eine geringe Dichte auf. Daher nehmen die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit ab. Wenn außerdem die Dichte des Grünlingspresskörpers durch Erhöhen des Verdichtungsdrucks beim Verdichten zwangsweise erhöht werden soll, erholt sich das hartphasebildende Pulver, das in einer Form komprimiert wurde, von der elastischen Verformung, wenn der Grünlingspresskörper nach dem Verdichten aus der Form ausgeworfen wird, da das hartphasebildende Pulver, das hart ist, einen hohen Elastizitätskoeffizienten aufweist. Da ein verdichteter Zustand der Partikel durch das Verdichten beeinträchtigt wird, wird als Ergebnis das Verbinden (Einschnürungszuwachs) der Partikel durch das Sintern nicht ausgeführt, so dass die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit des gesinterten Presskörpers abnehmen.

Wenn andererseits ein feines Pulver als Rohpulver verwendet wird, wie allgemein bekannt ist, werden die Oberflächen der Gesamtheit der Partikel des Pulvers groß, und die Kontaktflächen der Partikel nehmen somit zu. Als Ergebnis kann das Sintern des Grünlingspresskörpers verbessert werden und der gesinterte Presskörper kann verdichtet sein. Die Verwendung des feinen Pulvers bewirkt jedoch eine Herabsetzung der Füllbarkeit und der Kompressibilität des Rohpulvers. Daher wird in typischen Verfahren zum Verbessern einer Dichte des Grünlingspresskörpers kein feines Pulver verwendet.

Die Erfinder haben sich auf ein feines Pulver konzentriert, dessen Kompressibilität nicht gut ist, dessen Dichte jedoch durch Sintern verbessert wird, und haben festgestellt, dass ein feines Pulver mit einem hartphasebildenden Pulver vermischt wird. Als Ergebnis haben die Erfinder festgestellt, dass das feine Pulver durch Zugabe einer vorgegebenen Menge oder mehr verdichtet wird, so dass die Verschleißfestigkeit und die Festigkeit des gesinterten Presskörpers deutlich zunehmen. Ein Aspekt der Erfindung beruht auf den obigen Feststellungen und ist wie folgt gekennzeichnet. Das heißt, das Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement enthält: Verdichten eines Rohpulvers, das ein grundmassebildendes Pulver und ein hartphasebildendes Pulver enthält, zu einem Grünlingspresskörper. Das grundmassebildende Pulver enthält 90 Gew.-% oder mehr eines feinen Pulvers mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger, und eine Menge an hartphasebildendem Pulver von 40 bis 70 Gew.-% bezüglich des Rohpulvers. Das Fertigungsverfahren enthält ferner: das Sintern des Grünlingspresskörpers. Obwohl im Fertigungsverfahren eine große Menge des hartphasebildenden Pulvers und des grundmassebildenden Pulvers, das ein feines Pulver ist, verwendet wird, ist die Kompressibilität beeinträchtigt, wobei die Wirkung der Verdichtung durch Erhöhung der Oberflächen der Gesamtheit der Partikel des feinen Pulvers nach dem Sintern vorteilhaft erhalten wird. Da somit der gesinterte Presskörper eine ausreichende Sinterdichte aufweisen kann, können die Eigenschaften des hartphasebildenden Pulvers zur Geltung gebracht werden, so dass die Verschleißfestigkeit und die Festigkeit verbessert werden können.

Das Rohpulver mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm kann erhalten werden durch Klassifizierung unter Verwendung eines 325-Mesh-Siebes. Wenn in diesem Fall das Pulver eine große Streckung (Hauptachse/Nebenachse) aufweist, weist das Pulver eine Hauptachse von mehr als 46 μm und eine Nebenachse von 46 μm oder weniger auf und kann durch das Sieb gelangen. Das durch das Sieb gelangende Pulver ist ein feines Pulver mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm der vorliegenden Erfindung. Um die obigen Wirkungen der vorliegenden Erfindung zu erzielen, sollte das grundmassebildende Pulver 90 Gew.-% oder mehr des Pulvers mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger enthalten.

Da die Verdichtung des feinen Pulvers durch Sintern in ausreichender Weise durchgeführt werden kann, indem das grundmassebildende Pulver verdichtet wird, ist es nicht notwendig, dass das hartphasebildende Pulver besonders fein ist, wobei ein Pulver mit einer herkömmlichen Partikeldurchmesserverteilung für die harte Phase verwendet werden kann. Wenn die Menge des im hartphasebildenden Pulver enthaltenen feinen Pulvers größer ist, kann die Verdichtung besser durchgeführt werden, so dass dieser Fall wünschenswert ist.

Wenn ein feines Pulver in einem typischen Pulvermetallurgieverfahren verwendet wird, nehmen die Fließfähigkeit und die Füllfähigkeit des Rohpulvers ab. Um dem zu begegnen, wird ein Verfahren verwendet, bei dem ein feines Pulver granuliert wird, so dass es einen vorgegebenen Partikeldurchmesser aufweist. Dieses Granulierungsverfahren kann auf das Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement der vorliegenden Erfindung angewendet werden.

Das hartphasebildende Pulver muss nicht ausschließlich eines sein, das in den Patentoffenlegungsschriften 1 bis 6 offenbart ist, sondern kann eine harte Phase bilden, in der wenigstens Silicid, Karbid, Borid, Nitrid und/oder eine intermetallische Verbindung in einer Legierungsphase durch Sintern dispergiert ist. Genauer enthält das hartphasebildende Pulver vorzugsweise: 20 bis 60 Gew.-% Mo; 3 bis 12 Gew.-% Cr; 1 bis 12 Gew.-% Si; und den Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Die mittels des obigen hartphasebildenden Pulvers gebildete harte Phase weist eine Metallstruktur auf, in der eine Abscheidung, hauptsächlich bestehend aus Mo-Silicid, das eine Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit bereitstellt, in der Co-Legierungsphase dispergiert ist, die eine Korrosionsbeständigkeit und Wärmebeständigkeit aufweist, so dass die Wirkungen des verschleißfesten Elements gut erhalten werden können.

Das grundmassebildende Pulver kann ein herkömmliches Pulver sein, dass in den obenbeschriebenen Patentoffenlegungsschriften 1 bis 6 verwendet wird. Zum Beispiel kann das Rohpulver 1,2 Gew.-% eines Graphitpulvers enthalten, um eine Fe-Basis-Grundmasse zu festigen und ein Karbid zu bilden. Das Rohpulver kann ein Pulver enthalten, das aus Magnesiumsulfid, Magnesium-Metasilikat-Mineral oder dergleichen besteht, um die Bearbeitbarkeit zu verbessern.

In Gleitelementen von Verbrennungskraftmaschinen ist ferner eine Korrosionsbeständigkeit erforderlich. Um dem gerecht zu werden, wenn ein Pulver rostfreien Stahls als grundmassebildendes Pulver verwendet wird, kann die Verschleißfestigkeit sichergestellt werden und kann gleichzeitig die Korrosionsbeständigkeit im verschleißfesten Sinterelement verbessert werden. Die Art des Pulver frostfreien Stahls kann frei gewählt werden. Zum Beispiel kann ein ferrit-basierter rostfreier Stahl verwendet werden, der 11 bis 32 Gew.-% Cr enthält und gegenüber oxidierenden Säuren äußerst korrosionsbeständig ist. Es kann ein martensit-basierter rostfreier Stahl verwendet werden, in welchem 0,15 bis 1,2 Gew.-% C im ferrit-basierten rostfreiem Stahl enthalten ist, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Es kann ein rostfreier Austenit-Stahl verwendet werden, der 11 bis 32 Gew.-% Cr und 5 bis 22 Gew.-% Ni enthält, um somit die Korrosionsbeständigkeit gegenüber nichtoxidierten Säuren zu verbessern.

Der rostfreie Stahl kann 0,3 bis 7 Gew.-% Mo enthalten, um somit die Kriechdehnungsfestigkeit, die Oxidationsbeständigkeit, die Korrosionsbeständigkeit, die Grübchenkorrosionsbeständigkeit und die freie Bearbeitbarkeit zu verbessern. Der rostfreie Stahl kann 1 bis 4 Gew.-% Cu enthalten, um somit die Oxidationsbeständigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und die Grübchenkorrosionsbeständigkeit zu verbessern und eine Abscheidungshärtbarkeit bereitzustellen. Der rostfreie Stahl kann 0,1 bis 5 Gew.-% Al enthalten, um die Schweißbarkeit und die Wärmebeständigkeit zu verbessern und eine Abscheidungshärtbarkeit bereitzustellen. Der rostfreie Stahl kann 0,3 Gew.-% oder weniger an N enthalten, um somit die Kristallkörnung zu kontrollieren. Da N anstelle von Ni verwendet wird, kann in diesem Fall der Gehalt an Ni, das teuer ist, reduziert werden. Da außerdem Mn anstelle von Ni verwendet werden kann, kann der rostfreie Stahl 5,5 bis 10 Gew.-% Mn enthalten, um den Ni-Gehalt zu senken. Der rostfreie Stahl kann 0,15 bis 5 Gew.-% Si enthalten, um somit die Oxidationsbeständigkeit, Wärmebeständigkeit und Sulfatbeständigkeit zu verbessern. Der rostfreie Stahl kann 0,45 Gew.-% oder weniger an Nb enthalten, um somit die Zwischenkornkorrosionsbeständigkeit zu verbessern. Der rostfreie Stahl kann 0,15 Gew.-% oder weniger Se enthalten, um die Schweißbarkeit zu verbessern. Der rostfreie Stahl kann 0,2 Gew.-% oder weniger P enthalten, sowie 0,15 Gew.-% oder weniger S, um somit die Bearbeitbarkeit zu verbessern.

Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung werden erste bis dritte gesinterte Ventilsitze mit unterschiedlicher Metallstruktur geschaffen.

1. Erster gesinterter Ventilsitz

Die vorliegende Erfindung schafft erste bis dritte gesinterte Ventilsitze mit unterschiedlicher Metallstruktur. Diese Ventilsitze und zugehörige Fertigungsverfahren werden im Folgenden erläutert. Der erste gesinterte Ventilsitz weist eine Grundstruktur auf und enthält eine Struktur mit einer harten Phase, in der Mo-Silicide in einer Co-Basis-Legierungsphase abgeschieden sind, und die in einer Grundmasse in einer Menge von 40 bis 70 Gew.-% dispergiert ist. Die Grundmasse umfasst wenigstens eine Struktur mit Ausnahme von Perlit, Sorbit und Bainit. Die harte Phase umfasst: 20 bis 40 Gew.-% Mo; 3 bis 12 Gew.-% Cr; 1 bis 5 Gew.-% Si; und den Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Die 4A und 4B sind schematische Diagramme, die eine Metallstruktur des ersten gesinterten Ventilsitzes zeigen. Die Metallstruktur, die in Elementen des Ventilsitzes enthalten ist, und dergleichen wird im Folgenden erläutert.

Die harte Phase wird im Folgenden erläutert. Wie oben beschrieben worden ist, umfasst die harte Phase: 20 bis 60 Gew.-% Mo; 3 bis 12 Gew.-% Cr; 1 bis 5 Gew.-% Si; und den Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. In der harten Phase sind Mo-Silicide hauptsächlich in einer Co-Basis-Legierungsphase abgeschieden. Im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung ist die harte Phase in einer Grundmasse in einer Menge von 40 bis 70 Gew.-% dispergiert.

7 ist ein schematisches Diagramm, das eine Metallstruktur des Ventilsitzes bestehend aus einer herkömmlichen verschleißfesten Sinterlegierung besteht. Wie in 7 gezeigt ist, ist im herkömmlichen Ventilsitz 50 bis 40 Gew.-% der harten Phase in der Grundmasse dispergiert, wobei Mo-Silicide in der Legierungsphase der harten Phase abgeschieden und angesammelt sind. Da in dieser Metallstruktur die Menge der harten Phase klein ist, leitet der Grundmasseanteil ein plastisches Fließen und ein Anhaften ein, wenn der Ventilsitz einem hohen Druck ausgesetzt wird, so dass der Grundmasseanteil, der nicht die harte Phase ist, direkt ein Kontaktelement berührt und darauf gleitet. Als Ergebnis kann die harte Phase dem obigen Druck nicht widerstehen und es tritt ein Verschleiß auf.

Da im Gegensatz hierzu bei dem gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung die dispergierte Menge der harten Phase gleich 40 bis 70 Gew.-% ist, was mehr ist als bei der herkömmlichen Technik, kann selbst dann, wenn der Ventilsitz einem hohen Druck ausgesetzt ist, der Grundmasseanteil, der nicht die harte Phase ist, kaum direkt ein Kontaktelement berühren. Selbst wenn die harte Phase dieses berührt und der Grundmasseanteil ein plastisches Fließen und ein Anhaften beginnt, wird eine Verformung des Grundmasseanteils durch eine große Menge der harten Phase verhindert und es tritt kaum Verschleiß auf. Es ist zu beachten, dass die dispergierte Menge der harten Phase vorzugsweise größer als 40 Gew.-% ist.

Wenn in der harten Phase der vorliegenden Erfindung der Mo-Gehalt etwa 45 Gew.-% oder weniger beträgt, wie in 4A gezeigt ist, wird das Mo-Silicid in einer körnigen Form abgeschieden und angesammelt. Wenn andererseits die Menge des Mo-Silicids etwa 48 Gew.-% oder mehr beträgt, wie in 4B gezeigt ist, wird das Mo-Silicid integral abgeschieden. Da im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung eine große Menge der harten Phase in der Grundmasse dispergiert ist, um somit die Verschleißfestigkeit zu verbessern, kann das abgeschiedene Mo-Silicid eines der obigen Merkmale aufweisen.

Da im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung 40 bis 70 Gew.-% der harten Phase, was eine große Menge ist, in der Grundmasse des Ventilsitzes dispergiert ist, ist die Verschleißfestigkeit sehr gut. Da das hartphasebildende Pulver die Kompressibilität beeinträchtigt, wenn die Menge der harten Phase gering ist, ist das Verdichtungsverhältnis des Grünlingspresskörpers hoch. Selbst wenn die Menge der harten Phase kleiner als 40 Gew.-% ist, ist das Verdichtungsverhältnis gleich 90 Gew.-% oder mehr, was viel ist, so dass die Verschleißfestigkeit nur im Hinblick auf das Verdichtungsverhältnis vorteilhaft ist. Im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung ist jedoch die Verschleißfestigkeit deutlich und vorteilhaft im Vergleich zur Absenkung der Kompressibilität verbessert. Wenn andererseits die Menge der harten Phase größer als 70 Gew.-% ist, ist der Einfluss der Senkung der Kompressibilität des Rohpulvers groß, so dass die Dichte des Grünlingspresskörpers deutlich abnimmt. Als Ergebnis nimmt die Dichte des gesinterten Presskörpers (Ventilsitz) ab, die Festigkeit der Grundmasse nimmt ab und die Verschleißfestigkeit nimmt umso mehr ab.

Die harte Phase wird wie folgt gebildet. Das heißt, ein grundmassebildendes Pulver, das im herkömmlichen gesinterten Ventilsitz verwendet wird, wird mit einem hartphasebildenden Pulver gemischt, das besteht aus: 20 bis 60 Gew.-% Mo; 3 bis 12 Gew.-% Cr; 1 bis 12 Gew.-% Si; und den Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen, so dass ein Rohpulver erhalten wird. Das Rohpulver wird zu einem Grünlingspresskörper verdichtet, wobei der Grünlingspresskörper gesintert wird, so dass die harte Phase gebildet wird.

Die Gründe für die Anteilsbeschränkungen der jeweiligen Elemente in der harten Phase sind Folgende.

Mo wird hauptsächlich mit Si verbunden, so dass Mo-Silicid mit guter Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit gebildet wird, wobei die Verschleißfestigkeit der gesinterten Legierung somit verbessert wird. Außerdem bildet ein Teil des Mo-Silicids ein Verbundsilicid, das Co enthält. Ferner diffundiert ein Teil des Verbundsilicids in die Fe-Basis-Grundmasse und trägt zu einer Bindung der harten Phase bei, wobei es zu einer Verbesserung der Härtbarkeit der Fe-Basis-Grundmasse, einer Verbesserung der Wärmebeständigkeit, einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit mittels gebildetem Karbid und dergleichen beiträgt. Wenn der Mo-Gehalt kleiner als 20 Gew.-% ist, ist die abgeschiedene Menge f des Mo-Silicids klein und die Verbesserung der Verschleißfestigkeit ist unzureichend.

Wenn andererseits der Mo-Gehalt gleich 20 Gew.-% oder mehr ist, wird eine ausreichende Menge an Mo-Silicid abgeschieden, so dass die Verschleißfestigkeit verbessert wird. Die Menge des abgeschiedenen Mo-Silicids erhöht sich proportional mit dem in der harten Phase enthaltenen Mo-Gehalt. Wenn der Mo-Gehalt etwa 45 Gew.-% oder weniger beträgt, wie in 4A gezeigt ist, wird das Mo-Silicid in einer körnigen Form abgeschieden und angesammelt. Wenn der Mo-Gehalt größer als etwa 45 Gew.-% ist, nehmen die abgeschiedenen Körner des Mo-Silicids zu, wodurch eine Verbindung miteinander beginnt. Wenn die Menge des Mo-Silicids etwa 48 Gew.-% oder mehr beträgt, wie in 4B gezeigt ist, wird das Mo-Silicid integral abgeschieden. Wenn der Mo-Gehalt 60 Gew.-% überschreitet, wird die Härte des hartphasebildenden Pulvers hoch, die Kompressibilität des Rohpulvers wird herabgesetzt und das Verdichtungsverhältnis des Ventilsitzes ist kleiner als 90 %, selbst mit den folgenden Fertigungsverfahren. Als Ergebnis nimmt die Festigkeit der Grundmasse ab, so dass die Verschleißfestigkeit umso mehr abnimmt. Da die gebildete harte Phase brüchig ist, zerbricht ein Abschnitt des Ventilsitzes durch ausgeübte Stöße, wobei die Verschleißfestigkeit umso mehr aufgrund der gebrochenen Partikel, die als Schleifpulver wirken, abnimmt. Daher beträgt der Mo-Gehalt in der harten Phase 20 bis 60 Gew.-%.

Das Abscheidungsmerkmal des Mo-Silicids kann das Merkmal des Mo-Silicids sein, das in einer körnigen Form abgeschieden und angesammelt wird, oder das Merkmal von Mo-Silicid, das integral abgeschieden wird. Wenn beim ersteren Merkmal des in einer körnigen Form abgeschiedenen und angesammelten Mo-Silicids ein Metallkontakt auftritt, leitet ein Legierungsphasenanteil der harten Phase, der nicht das als harte Partikel funktionierende Mo-Silicid ist, ein plastisches Fließen und Anhaften ein, so dass leicht Verschleiß auftritt. Andererseits kann im letzteren Merkmal des integral abgeschiedenen Mo-Silicids die Erzeugung des plastischen Fließens und des Anhaltens des Legierungsphasenanteils der harten Phase durch einen Vernagelungseffekt unterbunden werden, wobei die Verschleißfestigkeit verbessert werden kann. Das letztere Merkmal des integral abgeschiedenen Mo-Silicids ist daher erwünscht.

Cr verbessert die Festigkeit der Co-Basis-Grundmasse der harten Phase. Cr wird in die Fe-Basis-Grundmasse diffundiert, so dass die harte Phase mit der Fe-Basis-Grundmasse verbunden wird, wobei Cr in der Fe-Basis-Grundmasse fest-gelöst wird, so dass die Fe-Basis-Grundmasse verfestigt wird. Hierdurch wird die Verschleißfestigkeit verbessert. Cr wird in die Fe-Basis-Grundmasse so diffundiert, dass die Verbindung der harten Phase verbessert wird und zu einer Verbesserung der Härtbarkeit der Fe-Basis-Grundmasse, einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit durch einen gebildeten Passivfilm, einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch gebildetes Karbid und dergleichen beiträgt. Außerdem wird im Folgenden zweiten gesinterten Ventilsitz Cr, dass vom hartphasebildenden Pulver in die Fe-Basis-Grundmasse diffundiert, mit dem mittels Sulfidpulver zugeführten S verbunden, so dass Cr-Sulfid mit guter Schmierfähigkeit um die harte Phase gebildet wird, wobei die Verschleißfestigkeit verbessert wird. Wenn der Cr-Gehalt in der harten Phase kleiner als 3 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Wenn andererseits der Cr-Gehalt in der harten Phase 12 Gew.-% überschreitet, wird, da Cr leicht oxidiert wird, ein Oxidfilm auf der Oberfläche des Pulvers gebildet, so dass das Sintern des Grünlingspresskörpers verhindert wird. Außerdem ist die Härte des Pulvers höher, so dass eine Kompressibilität des Pulvers beim Verdichten herabgesetzt wird. Dadurch ist das Verdichtungsverhältnis des Ventilsitzes selbst mit dem folgenden Fertigungsverfahren kleiner als 90 %, so dass die Festigkeit der Grundmasse abnimmt und die Verschleißfestigkeit hierdurch umso mehr abnimmt. Daher ist der Cr-Gehalt in der harten Phase gleich 3 bis 12 Gew.-%.

Si reagiert hauptsächlich mit Mo, so dass Mo-Silicid mit guter Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit gebildet wird, wobei die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung hierdurch verbessert wird. Wenn der Si-Gehalt kleiner als 1 Gew.-% ist, wird kein ausreichendes Mo-Silicid erhalten, wobei die Verschleißfestigkeit nicht in ausreichender Weise verbessert wird. Wenn andererseits der Si-Gehalt übermäßig groß ist, nimmt das Si zu, das mit Mo reagiert und in der Grundmasse diffundiert wird. Ein gewisser Grad an Diffusion von Si in die Grundmasse ist wirksam für das Verbinden der harten Phase mit der Grundmasse und die Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch Härten der Fe-Basis-Gundmasse. Durch einen übermäßigen Grad der Diffusion von Si in die Grundmasse wird jedoch die Fe-Basis-Gundmasse zu hart und brüchig, so dass die Verschleißfestigkeit abnimmt und die Angreifbarkeit gegenüber einem Kontaktelement des Ventilsitzes zunimmt. Der übermäßige Grad der Diffusion von Si in die Grundmasse ist daher unerwünscht. Wenn in diesem Fall Si, das nicht mit Mo reagiert, reduziert wird, kann ein angemessener Mo-Gehalt zugeführt werden, ohne die Härte des Pulvers zu erhöhen. Die Obergrenze des Si-Gehaltes in der harten Phase ist daher 5 Gew.-%, bei dem das Si anzusteigen beginnt, das in die Grundmasse diffundiert, ohne mit Mo zu reagieren. Somit ist der Si-Gehalt in der harten Phase gleich 1 bis 5 Gew.-%.

Co, das als Legierungsgrundmasse der harfen Phase dient, verbessert die Wärmebeständigkeit und die Korrosionsbeständigkeit der harten Phase. Co wird in die Fe-Basis-Gundmasse diffundiert, so dass die harte Phase sich mit der Fe-Basis-Gundmasse verbindet und die Wärmebeständigkeit der Fe-Basis-Gundmasse verbessert wird.

Die Grundmasse wird im Folgenden erläutert. Bei Beobachtung der Metallstruktur des gesinterten Ventilsitzes der vorliegenden Erfindung wird dann, wenn der Ventilsitz mittels Salpetersäure-Ethanol oder dergleichen korrodiert wird, eine Metallstruktur beobachtet, bei der die harte Phase in die gesamte weiße Grundmassestruktur dispergiert ist. Die gesamte weiße Metallstruktur wird gebildet durch Diffusion entsprechender Legierungselemente, die in der harten Phase enthalten sind, in die Fe-Basis-Gundmasse. Da die Menge der enthaltenen harten Phase groß ist, spiegelt sich der Effekt auf der gesamten Oberfläche der Metallstruktur wider. Das heißt, in dieser weißen Grundmassestruktur ist jedes Legierungselement aus der harten Phase fest-gelöst, so dass eine Verschleißfestigkeit, eine Korrosionsbeständigkeit und eine Wärmebeständigkeit und dergleichen verbessert sind. Wenn die Diffusion der jeweiligen Elemente aus der harten Phase unzureichend ist, bleibt der Abschnitt als Perlit, Sorbit oder Bainit zurück, so dass die obige Wirkung unzureichend ist. Daher sollte die Grundmassestruktur des gesinterten Ventilsitzes der vorliegenden Erfindung keine Strukturen (d. h. Perlit, Sorbit und Bainit) enthalten, die unzureichend verschleißfest, korrosionsbeständig und wärmebeständig sind. Genauer ist die Grundmassestruktur Ferrit (Hochlegierungsferrit), zurückgehaltenes Austenit und Martensit, oder ein Gemisch hiervon. Die Grundmassestruktur ist vorzugsweise zurückgehaltenes Austenit, Martensit oder ein Gemisch hiervon.

Wie oben beschrieben worden ist, verbessert in der Grundmasse des gesinterten Ventilsitzes der vorliegenden Erfindung die Diffusion der entsprechenden Elemente aus der großen Menge der dispergierten harten Phase verschiedene Eigenschaften, die im Ventilsitz benötigt werden. Die Grundmasse enthält vorzugsweise wenigstens eines der folgenden Elemente einer Legierung. Der Grund für die Anteilsbeschränkungen der Elemente in der Grundmasse sind Folgende.

Mo verbessert die Härtbarkeit der Grundmasse, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Mo verbessert die Erweichungsbeständigkeit der angelassenen Grundmasse, um somit eine Abnahme der Verschleißfestigkeit zu verhindern, die durch eine wiederholte Verwendung hervorgerufen wird. Mo verbessert die Festigkeit bei hohen Temperaturen und die Kriechfestigkeit, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Mo härtet Austenit, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Mo bildet Karbid, um somit die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Mo wird mit Cr fest-gelöst, um somit die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Wenn der der Grundmasse zugeführte Mo-Gehalt kleiner als 0,2 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Außerdem ist die Diffusionsgeschwindigkeit von Mo relativ gering, wobei Mo vorzugsweise mittels eines Legierungspulvers als mittels eines einzelnen Pulvers zugeführt wird. Wenn der Mo-Gehalt 5 Gew.-% überschreitet, nimmt die Härte des Legierungspulvers zu, so dass die Kompressibilität des Rohpulvers umso mehr beeinträchtigt wird. Daher ist der Mo-Gehalt in der Grundmasse gleich 0,2 bis 5 Gew.-%.

Cr verbessert die Härtbarkeit der Grundmasse, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Cr bildet einen passiven Film, um somit die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Cr bildet Karbid, um somit die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Cr härtet Austenit, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Wenn der der Grundmasse zugeführte Cr-Gehalt kleiner als 0,05 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Da Cr leicht oxidiert, wird dann, wenn Cr mittels eines einzelnen Pulvers zugeführt wird, eine Diffusion des Elements aufgrund des Festkörperoxids nicht ausgeführt. Cr wird daher mittels eines Legierungspulvers zugeführt. Wenn der Cr-Gehalt 4 Gew.-% überschreitet, nimmt die Härte des Rohpulvers zu, so dass die Kompressibilität des Rohpulvers umso mehr herabgesetzt wird. Daher ist der Cr-Gehalt in der Grundmasse gleich 0,05 bis 4 Gew.-%.

V härtet Austenit, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. V bildet Karbid, um somit die Verschleißfestigkeit zu verbessern.

V verbessert die Erweichungsbeständigkeit der angelassenen Grundmasse, um somit eine Senkung der Verschleißfestigkeit zu verhindern, die durch wiederholte Verwendung hervorgerufen wird. V verhindert eine Vergröberung der Kristallkörner des Austenit, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Wenn der der Grundmasse zugeführte V-Gehalt kleiner als 0,05 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Außerdem ist die Diffusionsgeschwindigkeit von V relativ gering, wobei V vorzugsweise als Legierungspulver statt als einzelnes Pulver zugegeben wird. In diesem Fall, wenn der V-Gehalt 6 Gew.-% überschreitet, nimmt die Härte des Legierungspulvers zu, so dass die Kompressibilität des Rohpulvers umso mehr herabgesetzt wird. Daher beträgt der V-Gehalt in der Grundmasse 0,05 bis 6 Gew.-%.

Ni verbessert die Härtbarkeit der Grundmasse, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Ni bildet Austenit, um somit der Grundmasse Formbarkeit zu verleihen. Ni verbessert die Korrosionsbeständigkeit der Grundmasse gemeinsam mit Cr. Wenn der der Grundmasse zugeführte Ni-Gehalt kleiner als 0,1 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Wenn der der Grundmasse zugeführte Ni-Gehalt 10 Gew.-% übersteigt, ist Austenit, das in der Korrosionsbeständigkeit und der Formbarkeit überlegen ist, jedoch in der Verschleißfestigkeit unterlegen ist, im Überschuss vorhanden, so dass die Verschleißfestigkeit um so mehr abnimmt. Wenn außerdem Ni mittels eines Legierungspulvers zugeführt wird, nimmt die Härte des Rohpulvers zu, so dass die Kompressibilität des Rohpulvers umso mehr herabgesetzt wird. Daher ist der Ni-Gehalt in der Grundmasse gleich 0,1 bis 10 Gew.-%. Da die Diffusionsgeschwindigkeit von Ni in die Fe-Basis-Gundmasse relativ hoch ist, kann Ni eher mittels eines einzelnen Pulvers oder mittels eines Legierungspulvers zugeführt werden.

Cu verbessert die Härtbarkeit der Grundmasse, um somit die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Wenn der der Grundmasse zugeführte Cu-Gehalt kleiner als 0,5 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Wenn der der Grundmasse zugeführte Cu-Gehalt 5 Gew.-% überschreitet, wird eine große Menge der freien Kupferphase, die weich ist, in der Grundmassestruktur dispergiert, so dass die Verschleißfestigkeit abnimmt. Der Cu-Gehalt in der Grundmasse ist daher vorzugsweise gleich 0,5 bis 5 Gew.-%. Da die Diffusionsgeschwindigkeit von Cu in die Fe-Basis-Gundmasse relativ hoch ist, kann Cu eher mittels eines einzelnen Pulvers oder mittels eines Legierungspulvers zugeführt werden.

Co verleiht der Grundmasse Wärmebeständigkeit, um somit ein Abnehmen der Festigkeit und der Verschleißfestigkeit zu verhindern. Co wird in Austenit fest-gelöst, um somit der Härte der Grundmasse gegenüber einer wiederholten Verwendung aufrechtzuerhalten. Wenn der der Grundmasse zugeführte Co-Gehalt kleiner als 5,5 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Außerdem ist die Diffusionsgeschwindigkeit von Co relativ niedrig, wobei Co vorzugsweise mittels eines Legierungspulvers als mittels eines einzelnen Pulvers zugeführt wird. Wenn in diesem Fall der Mo-Gehalt 7,5 Gew.-% überschreitet, nimmt die Härte des Legierungspulvers zu, so dass die Kompressibilität des Rohpulvers umso mehr herabgesetzt wird. Daher beträgt der Co-Gehalt in der Grundmasse 5,5 bis 7,5 Gew.-%.

Die Grundmassestrukturen, die die obigen Legierungselemente enthalten, können erhalten werden unter Verwendung wenigstens eines ausgewählten der folgenden Stahlpulver (A) bis (E). Das heißt, das Stahlpulver (A) besteht aus: 1,5 bis 5 Gew.-% Mo; und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (B) besteht aus: 2 bis 4 Gew.-% Cr; 0,2 bis 0,4 Gew.-% Mo; 0,2 bis 0,4 Gew.-% V; und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (C) besteht aus: 5,5 bis 7,5 Gew.-% Co; 0,5 bis 3 Gew.-% Mo; 0,1 bis 3 Gew.-% Ni; und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlpulver (D) besteht aus: 0,4 bis 4 Gew.-% Mo; 0,6 bis 5 Gew.-% Ni; 0,5 bis 5 Gew.-% Cu; 0,05 bis 2 Gew.-% Cr; 0,05 bis 0,6 Gew.-% V; und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Teildiffusionsverbindungs-Legierungspulver (E) besteht aus: 1 bis 10 Gew.-% Ni; 1 bis 3 Gew.-% Cu; 0,4 bis 1,0 Gew.-% Mo; und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Die obigen Stahlpulver werden im herkömmlichen gesinterten Ventilsitz verwendet, und sind auf dem Markt kostengünstig erhältlich. Es kann eines der obigen Stahlpulver verwendet werden. Eine Mischung derselben kann verwendet werden, sofern sie innerhalb der obigen Zusammensetzungsbereiche liegt. Die obigen Stahlpulver können mit wenigstens Ni-Pulver und/oder Cu-Pulver gemischt werden.

Das Fertigungsverfahren für den gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden erläutert. Der gesinterte Ventilsitz enthält 40 bis 70 Gew.-% (was eine große Menge ist) an harter Phase in der Grundmasse, wobei die Grundmasse kein Perlit, Sorbit und Bainit aufweist. Ein Abschnitt, in welchem die jeweiligen Legierungselemente aus der harten Phase unzureichend in die Fe-Basis-Gundmasse diffundiert sind, weist eine geringe Wärmebeständigkeit und eine geringe Korrosionsbeständigkeit auf. Der Abschnitt wird ausgebildet, wenn ein Abstand zwischen der Oberfläche des Partikels des grundmassebildenden Pulvers und dessen Mitte die Diffusionsstrecken überschreitet. Daher wird ein Pulver verwendet, das Partikel mit einem Abstand zwischen der Oberfläche des Partikels des Pulvers und dessen Mitte aufweist, der kleiner ist als die Diffusionsstrecken der jeweiligen Legierungselemente, d. h. es wird ein feines Pulver verwendet, so dass die Legierungselemente aus der harten Phase gleichmäßig in die gesamte Fe-Grundmasse diffundiert werden. Als Ergebnis können die Effekte mittels der obigen Elemente in der gesamten Grundmasse erhalten werden. Im Fertigungsverfahren für den gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung weist daher das grundmassebildende Pulver einen maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm auf. Wenn andererseits ein Pulver mit einer Partikelgröße von mehr als 74 μm im grundmassebildenden Pulver enthalten ist, verbleibt in der Grundmassestruktur ein Abschnitt, dessen Korrosionsbeständigkeit und Wärmebeständigkeit unzureichend sind (z. B. Perlit, Sorbit und Bainit).

Im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung ist eine große Menge der harten Phase dispergiert. Um die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase zu erhöhen, kann der gesinterte Ventilsitz kein gutes Verdichtungsverhältnis aufweisen, wenn die Menge des zum Rohpulver zugegebenen hartphasebildenden Pulvers lediglich erhöht wird. Das heißt, da das hartphasebildende Pulver hart ist, nimmt die Kompressibilität des Rohpulvers ab und die Dichte des Grünlingspresskörpers nimmt ab, wenn eine große Menge des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver enthalten ist. Wenn der Grünlingspresskörper mit der geringen Dichte gesintert wird, nimmt die Dichte nicht zu und der gesinterte Presskörper weist eine geringe Dichte auf. Dadurch nehmen die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit ab. Wenn außerdem die Dichte des Grünlingspresskörpers zwangsweise erhöht werden soll durch Erhöhen des Verdichtungsdrucks beim Verdichten, erholt sich das in einer Form komprimierten hartphasebildende Pulver von der elastischen Verformung, wenn der Grünlingspresskörper nach dem Verdichten aus der Form ausgestoßen wird, da das hartphasebildende Pulver, das hart ist, einen hohen Elastizitätskoeffizienten aufweist. Da als Ergebnis der Verdichtungszustand der Partikel durch das Verdichten beeinträchtigt wird, wird ein Verbinden (Einschnürungszuwachs) der Partikel durch das Sintern nicht durchgeführt, so dass die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit des gesinterten Presskörpers abnehmen. Wenn andererseits ein feines Pulver als Rohpulver verwendet wird, wie oben beschrieben worden ist, werden die Oberflächen über alle Partikel des Pulvers groß, wobei die Kontaktflächen der Partikel somit zunehmen. Als Ergebnis kann das Sintern des Grünlingspresskörpers verbessert werden und der gesinterte Presskörper kann verdichtet werden. Wenn somit das Rohpulver eine große Menge des hartphasebildenden Pulvers enthält, kann der gesinterte Presskörper eine gewünschte Dichte als gesinterter Ventilsitz aufweisen.

Wenn die Menge des dem Rohpulver zugegebenen hartphasebildenden Pulvers gleich 40 bis 70 Gew.-% ist, weist das grundmassebildende Pulver den maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm oder weniger auf, so dass die Struktur erhalten wird, in der Perlit, Sorbit und Bainit in der Grundmassestruktur nicht enthalten sind, und der gesinterte Presskörper eine gewünschte Dichte als gesinterten Ventilsitz aufweisen kann. Je feiner das grundmassebildende Pulver ist, desto kleiner ist der Abstand zwischen der Oberfläche des Partikels des Pulvers und dessen Mitte, und desto größer ist die Oberfläche. Als Ergebnis kann die Verdichtung leichter durchgeführt werden. Um somit die obigen Effekte zu erzielen, weist das grundmassebildende Pulver eine solche Partikeldurchmesserverteilung auf, das das grundmassebildende Pulver enthält: 90 Gew.-% oder mehr an Artikeln mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger; und den Rest Partikel mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm oder weniger.

Wenn das hartphasebildende Pulver fein ist, ist die Kompressibilität des Rohpulvers viel stärker herabgesetzt, so dass das hartphasebildende Pulver einen maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm aufweisen sollte, was bis zu einem gewissen Grad groß ist. Wenn ein Pulver als hartphasebildendes Pulver verwendet wird, dass das 40 Gew.-% oder mehr an Partikeln mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm enthält, ist die Größe des hartphasebildenden Pulvers bezüglich des grundmassebildendes Pulvers sichergestellt und die Kompressibilität ist leicht herabgesetzt.

Ein Graphitpulver wird in das grundmassebildende Pulver beim Sintern diffundiert, um somit die Fe-Basis-Gundmasse zu verfestigen. Ein Teil des Graphitpulvers wird als Karbid abgeschieden und verbessert die Verschleißfestigkeit der Grundmasse und der harten Phase. Wenn die zugegebene Menge des Graphitpulvers kleiner als 8 Gew.-% ist, sind die obigen Effekte unzureichend. Wenn andererseits die zugegebene Menge des Graphitpulvers zwei Gew.-% überschreitet, ist die abgeschiedene Menge an Karbid übermäßig und die Festigkeit der Grundmasse nimmt umso mehr ab. Deshalb nimmt die Verschleißfestigkeit umso mehr ab und die Angreifbarkeit gegenüber einem Kontaktelement des Ventilsitzes nimmt zu. Somit sollte die zugegebene Menge des Graphitpulvers 0,8 bis 2,0 Gew.-% betragen.

Ein Fertigungsverfahren für den gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung wird auf der Grundlage der obigen Feststellungen erhalten. Das Fertigungsverfahren umfasst: Vorbereiten eines grundmassebildenden Pulvers mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm, eines hartphasebildendes Pulvers mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm und eines Graphitpulvers. Das hartphasebildende Pulver umfasst 20 bis 40 Gew.-% Mo, 3 bis 12 Gew.-% Cr, 1 bis 5 Gew.-% Si und den Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Fertigungsverfahren umfasst ferner: Mischen von 40 bis 70 Gew.-% des hartphasebildenden Pulvers, 0,8 bis 2,0 Gew.-% des Graphitpulvers und des Rests des grundmassebildenden Pulvers, um ein Rohpulver vorzubereiten. Das Fertigungsverfahren umfasst ferner: Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünlingspresskörper, und Sintern des Grünlingspresskörpers.

Das Pulver mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm ist ein Pulver, das durch ein 200-Mesh-Sieb gelangt. Das Pulver mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm ist ein Pulver, das durch ein 300-Mesh-Sieb gelangt. Das Pulver mit dem maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm ist ein Pulver, das durch ein 90-Mesh-Sieb gelangt. Die Pulver können daher die obigen Partikeldurchmesser aufweisen, indem die obigen Siebe verwendet werden.

Das grundmassebildende Pulver kann eines der obigen Stahlpulver (A) bis (E) oder ein Gemisch hieraus verwenden. Die obigen Stahlpulver können mit wenigstens einem Ni-Pulver und/oder einem Cu-Pulver gemischt werden, um die Grundmasse zu festigen.

2. Zweiter gesinterter Ventilsitz

Im zweiten gesinterten Ventilsitz wird Cr-Sulfid abgeschieden und um die harte Phase in der Metallstruktur des obigen ersten gesinterten Ventilsitzes dispergiert. Die 5A und 5B sind schematische Diagramme, die die Metallstruktur des zweiten gesinterten Ventilsitzes zeigen. Da Cr-Sulfid, das eine gute Schmierfähigkeit aufweist, um die harte Phase abgeschieden und dispergiert wird, rutscht eine Last auf die harte Phase ab und befindet sich außerhalb der harten Phase. Als Ergebnis wird ein plastisches Fließen der harten Phase verhindert, so dass die Verschleißfestigkeit weiter verbessert wird. 5A zeigt ein Merkmal, bei dem Mo-Silicid abgeschieden und in der harten Phase gesammelt wird. 5B zeigt ein Merkmal, bei dem Mo-Silicid integral in der harten Phase abgeschieden wird. Die Cr-Sulfide, die in der in den 5A und 5B gezeigten harten Phase abgeschieden werden, verbessern die Schmierfähigkeit.

Um das Cr-Sulfid in der harten Phase abzuscheiden, enthält das Rohpulver wenigstens ein Sulfidpulver, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus den Pulvern (F) bis (I), so dass der Gehalt an S im Rohpulver gleich 0,04 bis 5 Gew.-% ist. Das Pulver (F) ist Molybdän-Disulfid-Pulver. Das Pulver (G) ist Wolfram-Disulfid-Pulver. Das Pulver (H) ist Eisensulfid-Pulver. Das Pulver (I) ist Kupfersulfidpulver. Schwefel, der durch Zersetzen der Pulver (F) bis (I) beim Sintern erzeugt wird, reagiert mit dem aus dem hartphasebildenden Pulver in die Fe-Basis-Gundmasse diffundierten Cr.

Wie in der Referenz (Chemical Unabridged Dictionary, 9. Ausgabe, herausgegeben von Kyoritsu Shuppan Co., Ltd., 15. März 1964) beschrieben ist, sind alle Sulfide chemisch nicht stabil, wobei einige Sulfide beim Sintern leicht zersetzt werden. Molybdän-Disulfid (MoS₂), Wolfram-Disulfid (WS₂), Eisensulfid (FeS) und Kupfersulfid (CuS) werden unter einer spezifischen Bedingung leicht zersetzt. Es wird angenommen, dass im wirklichen Sinterprozess die obigen Sulfide zersetzt werden, wenn die Zersetzungsbedingung durch Wasser, Sauerstoff und Wasserstoff, die in der Atmosphäre enthalten sind, oder durch Wasser und Sauerstoff, die an einer Oberfläche eines Eisenpulvers absorbiert sind, erfüllt ist. Es wird angenommen, dass das Sulfid mit einer aktivierten Metalloberfläche bei einer hohen Temperatur reagiert, wobei die aktivierte Metalloberfläche als Katalysator dient, so dass die Zersetzung des Sulfids gefördert werden kann. Es wird bestätigt, dass Mangansulfid (MnS) und Chromsulfid (CrS) schwierig zu zersetzen sind, wie in der Referenz 1 gezeigt ist. Die Fähigkeit der Ausbildung von Sulfid bezieht sich auf die Elektronegativität, wobei S leicht mit einem Element verbunden wird, das eine niedrige Elektronegativität aufweist, und Sulfide gebildet werden. Die Elektronegativität jedes Elements ist in einer Größe wie folgt angeordnet. Jede Nummer in runden Klammern bezeichnet die Elektronegativität des Elements. Da Mn am leichtesten mit S verbunden wird, werden bevorzugt Mangansulfide abgeschieden. Die obenerwähnte Reihenfolge entspricht der Beschreibung der Referenz 1. In dem Fertigungsverfahren für den zweiten gesinterten Ventilsitz werden daher die Sulfidpulver verwendet, die wenigstens eines der obigen Pulver (F) bis (I) enthalten, um S zuzuführen. Mn (1,5) < Cr (1,6) < Fe, Ni, Co, Mo (1,8) < Cu (1,9)

Um eine große Menge an Cr-Sulfidpartikeln in die harte Phase unter Verwendung des Sulfidpulvers abzuscheiden und zu dispergieren, sollte das Sulfidpulver mit dem Rohpulver so gemischt werden, dass die Menge an S im Rohpulver gleich 0,04 Gew.-% oder mehr beträgt. Wenn andererseits das Sulfidpulver im Übermaß zum Rohpulver gemischt wird, nehmen Poren, die ausgebildet worden sind und an denen das S-Pulver vorhanden ist und zersetzt wird, zu, wobei die Festigkeit des Ventilsitzes somit abnimmt, so dass die Verschleißfestigkeit sinkt. Die Obergrenze des S-Gehalts im Rohpulver sollte daher 5 Gew.-% sein. Da außerdem das Sulfidpulver durch die Zersetzung verschwindet, wenn das Sulfidpulver grob ist, bleiben Abschnitte, an denen das Sulfidpulver anfangs vorhanden war, als Poren zurück. Der Partikeldurchmesser des Sulfidpulvers ist daher vorzugsweise gleich 43 μm oder weniger.

3. Dritter gesinterter Ventilsitz

Ein dritter gesinterter Ventilsitz enthält ferner 5 bis 20 Gew.-% einer Schmiermittelphase, die in der Grundmasse des zweiten gesinterten Ventilsitzes dispergiert ist. Die Schmiermittelphase besitzt Cr-Sulfidpartikel, die abgeschieden und angesammelt sind. Die 6A und 6B sind schematische Diagramme, die eine Metallstruktur des dritten gesinterten Ventilsitzes der vorliegenden Erfindung zeigen. Im dritten gesinterten Ventilsitz sind Cr-Sulfide mit guter Schmierfähigkeit um die harte Phase dispergiert und sind in der Grundmasse in einer gesprenkelten Form dispergiert und angesammelt, so dass die Schmierfähigkeit der Grundmasse verbessert ist. 6A zeigt ein Merkmal, bei dem Mo-Silicid in der harten Phase abgeschieden und angesammelt wird. 5B zeigt ein Merkmal, bei dem Mo-Silicide in der harten Phase integral abgeschieden wird. Die in der harten Phase abgeschiedenen Cr-Sulfide, wie in den 6A und 6B gezeigt ist, verbessern die Schmierfähigkeit.

Beim Schneiden des Ventilsitzes unter Verwendung eines Schneidwerkzeugs berührt die Kante des Schneidwerkzeugs das Sulfid gleichmäßig, wenn das Sulfid in der Grundmasse gleichmäßig dispergiert ist. Dadurch wird der Schneidwiderstand reduziert und der Schneidspan wird leicht durch die Spanbruchwirkung entfernt, so dass ein Ansammeln von Wärme an der Kante des Schneidwerkzeugs verhindert wird und die Temperatur der Kante gesenkt wird. Auf die obige Weise wird die Bearbeitbarkeit verbessert. Da andererseits die Sulfidpartikel klein sind, ist eine große Menge an Sulfid erforderlich, um die Schmierfähigkeit der Grundmassestruktur und die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Wenn jedoch eine große Menge Sulfid in der Grundmasse dispergiert ist, wird die Festigkeit der Grundmasse verringert.

Dadurch werden in der Ausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung Cr-Sulfide mit guter Schmierfähigkeit in der Grundmasse in einer gesprenkelten Form dispergiert und angesammelt, so dass die Verschleißfestigkeit der Grundmasse durch eine kleine Menge an Cr-Sulfid verbessert wird, so dass die Festigkeit der Grundmasse nicht herabgesetzt wird. Wenn die Menge an Schmiermittelphase, die in der Grundmasse dispergiert ist, kleiner als 5 Gew.-% ist, ist die Schmierfähigkeitsverbesserung unzureichend, so dass die Verschleißfähigkeit nicht in ausreichender Weise verbessert wird. Wenn andererseits die Menge dieser Schmiermittelphase, die in der Grundmasse dispergiert ist, 20 Gew.-% überschreitet, wird die Festigkeit der Grundmasse deutlich verringert. Daher sollte die Menge der in der Grundmasse dispergierten Schmiermittelphase gleich 5 bis 20 Gew.-% sein.

Die obige Schmiermittelphase mit den Cr-Sulfidpartikeln, die abgeschieden und angesammelt sind, kann hergestellt werden durch Mischen des Rohpulvers mit einem Cr enthaltenden Stahlpulver, das 4 bis 25 Gew.-% Cr enthält. Das heißt, der durch Zersetzen des obigen Sulfidpulvers beim Sintern erzeugte S wird in dem Cr enthaltenden Stahlpulver mit Cr verbunden, so dass Cr-Sulfid an einem Abschnitt abgeschieden wird, an dem das Cr enthaltende Stahlpulver anfangs vorlag. Als Ergebnis wird die Schmiermittelphase mit den abgeschiedenen und angesammelten Cr-Sulfidpartikeln gebildet. Die Zusammensetzung der Schmiermittelphase entspricht daher näherungsweise derjenigen des anfänglichen Cr enthaltenden Stahlpulvers. Das heißt, die Schmiermittelphase enthält 4 bis 25 Gew.-% Cr. Eine Legierungsgrundmasse, die ein Abschnitt mit abgeschiedenen und angesammelten Cr-Sulfidpartikeln ist, ist eine Fe-Cr-Basis-Legierungsgrundmasse.

Wenn der Cr-Gehalt in der Schmiermittelphase kleiner als 4 Gew.-% ist, wird kein Cr-Sulfid abgeschieden und die Verschleißfestigkeit wird nicht verbessert. Wenn andererseits der Cr-Gehalt in der Schmiermittelphase größer als 25 Gew.-% ist, wird das im Stahlpulver enthaltene Cr hart. Als Ergebnis wird dessen Kompressibilität beeinträchtigt, wobei eine σ-Phase in der Schmiermittelphase gebildet wird und die Schmiermittelphase brüchig wird. Somit sollte die Obergrenze des Cr-Gehalts in der Schmiermittelphase gleich 25 Gew.-% oder mehr sein.

Die Schmiermittelphase kann unter Verwendung des Cr enthaltenden Stahlpulvers gebildet werden. Zum Beispiel ist das Cr enthaltende Stahlpulver wenigstens eines aus der Gruppe sein, die aus Cr enthaltenden Stahlpul vern (L) bis (Q) besteht. Das Cr enthaltende Stahlpulver (R) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver bestehend aus: 4 bis 25 Gew.-% Cr; und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (M) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver bestehend aus: 4 bis 25 Gew.-% Cr; 3,5 bis 22 Gew.-% Ni; und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (N) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver bestehend aus: 4 bis 25 Gew.-% Cr; wenigstens einer Zutat ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,3 bis 7 Gew.-% Mo, 1 bis 4 Gew.-% Cu, 0,1 bis 5 Gew.-% Al, 0,3 Gew.-% oder weniger N, 5,5 bis 10 Gew.-% Mn, 0,15 bis 5 Gew.-% Si, 0,45 Gew.-% oder weniger Nb, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,15 Gew.-% oder weniger S und 0,15 Gew.-% oder weniger Se; und dem Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (O) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver bestehend aus: 4 bis 25 Gew.-% Cr; 3,5 bis 22 Gew.-% Ni; wenigstens einer Zutat ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,3 bis 7 Gew.-% Mo, 1 bis 4 Gew.-% Cu, 0,1 bis 5 Gew.-% Al, 0,3 Gew.-% oder weniger N, 5,5 bis 10 Gew.-% Mn, 0,15 bis 5 Gew.-% Si, 0,45 Gew.-% oder weniger Nb, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,15 Gew.-% oder weniger S und 0,15 Gew.-% oder weniger Se; und dem Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (P) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver bestehend aus: 7,5 bis 25 Gew.-% Cr, 0,3 bis 3 Gew.-% Mo; 0,25 bis 2,4 Gew.-% C; wenigstens einer Zutat ausgewählt aus 0,2 bis 2,2 Gew.-% V und 1,0 bis 5,0 Gew.-% W; und dem Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Cr enthaltende Stahlpulver (Q) ist ein Cr enthaltendes Stahlpulver bestehend aus: 4 bis 6 Gew.-% Cr; 4 bis 8 Gew.-% Mo; 0,5 bis 3 Gew.-% V; 4 bis 8 Gew.-% W; 0,6 bis 1,2 Gew.-% C; und dem Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.

Das obige Stahlpulver (L) besteht aus einer Fe-C-Legierung und ist bekannt als ferrit-basiertes rostfreies Stahlpulver bestehend aus mehr als 12 Gew.-% Cr. Ein ferrit-basiertes rostfreies Stahlpulver (z. B. das obige Stahlpulver (N)) mit Eigenschaften, die durch ein weiteres Element verbessert werden, kann verwendet werden. Das obige Stahlpulver (M) besteht aus einer Fe-Ni-Cr-Legierung und ist bekannt als rostfreies Austenitstahlpulver bestehend aus mehr als 12 Gew.-% Cr. Ein rostfreies Austenitstahlpulver (z. B. das obige Stahlpulver (O)) mit den Eigenschaften, die durch ein weiteres Element verbessert werden, kann verwendet werden. Das obige Stahlpulver (P) ist ein Pulver eines Legierungswerkzeugstahls für eine Kaltbearbeitungsform oder eine Heißformungsform, in welchem das enthaltende Cr ursprünglich als Cr-Karbid abgeschieden wird, jedoch ein großer Teil des enthaltenen Cr als Cr-Sulfid abgeschieden wird, wenn Cr mit S im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung existiert. In diesem Fall bleibt Cr-Karbid in einem Abschnitt des Cr-Sulfids zurück. Karbid, das ausgewählt wird aus der Gruppe bestehend aus Mo-Karbid, V-Karbid, W-Karbid und einem Gemisch hiervon, wird abgeschieden. Als Ergebnis wird eine Schmiermittelphase erhalten, in der Karbid mit Cr-Sulfid existiert. Das obige Stahlpulver (Q) ist bekannt als Hochgeschwindigkeitsschneidstahlpulver. In der gleichen Weise wie das obige Stahlpulver (P) existiert Cr mit S und wird als Cr-Sulfid abgeschieden, wobei Cr-Karbid an einem Abschnitt des Cr-Sulfids zurückbleibt. Karbid, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo-Karbid, V-Karbid, W-Karbid und einem Gemisch hieraus, wird abgeschieden. Als Ergebnis wird eine Schmiermittelphase erhalten, in der Karbid mit Cr-Sulfid existiert.

Im dritten gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung können Karbide mit Cr-Sulfid in der obigen Schmiermittelphase abgeschieden werden. Genauer, wenn die obigen Stahlpulver (P) und/oder (Q) verwendet werden, wird eine Struktur gebildet, die abgeschiedene Karbide mit Cr-Sulfid in der Schmiermittelphase aufweist. In diesem Fall werden Karbide in der Schmiermittelphase abgeschieden, so dass ein plastisches Fließen des Legierungsgrundmasseabschnitts der Schmiermittelphase verhindert wird und die Verschleißfestigkeit somit deutlich verbessert werden kann. Beim Vergleichen des Falls, der das Stahlpulver (P) verwendet, und des Falls, der das Stahlpulver (Q) verwendet, ist in dem Fall, der das Stahlpulver (P) verwendet, die Menge der Karbide kleiner als in dem Fall, der das Stahlpulver (Q) verwendet. Ferner wird in dem Fall, der das Stahlpulver (Q) verwendet, eine Schmiermittelphase mit einer großen Menge an abgeschiedenen Karbiden erhalten. Die Stahlpulver (P) und (Q) können selektiv verwendet werden, entsprechend den gewünschten Eigenschaften der Schmiermittelphase.

In den obigen ersten bis dritten gesinterten Ventilsitzen können herkömmliche Techniken des Zugebens von Materialien zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit verwendet werden. Zum Beispiel wird in die Poren und die Pulvergrenzen der obigen verschleißfesten Sinterelemente wenigstens eine Zutat dispergiert, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Magnesium-Metasilikat-Mineral, Bornitrid, Mangansulfid, Kalziumfluorid, Wismut, Chromsulfid und Blei.

Die obigen Materialien für die Verbesserung der Bearbeitbarkeit sind bei hohen Temperaturen chemisch stabil. Selbst wenn die Pulver der obigen Materialien zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit einem Rohrmaterialpulver zugegeben werden, werden die obigen Materialien beim Sintern nicht zersetzt und werden in den Poren und den Pulvergrenzen dispergiert, so dass die Bearbeitbarkeit des verschleißfesten Sinterelements verbessert werden kann. Wenn die obigen Techniken des Zugebens von Materialien für die Verbesserung der Bearbeitbarkeit verwendet werden, sollte die Obergrenze der Menge des obigen Materials zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit gleich zwei Gewichtsprozent in verschleißfesten Sinterelement sein, da die Festigkeit des verschleißfesten Sinterelements und dessen Verschleißfestigkeit abnehmen, wenn die obigen Materialien zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit im Übermaß zugegeben werden.

Im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung, wie in der Patentoffenlegungsschrift 8 und dergleichen offenbart ist, kann wenigstens aus der Gruppe Blei oder Bleilegierung, Kupfer oder Kupferlegierung und Acrylharz eines ausgewählt werden und in die Poren des gesinterten Ventilsitzes mittels Imprägnieren oder Infiltrieren 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, ändert sich der Schneidezustand vom intermittierenden Schneiden zum sequenziellen Schneiden bei der Bearbeitung des gesinterten Ventilsitzes, wobei der Stoß auf das bei der Verarbeitung verwendete Schneidwerkzeug reduziert wird, so dass die Beschädigung der Kante des Schneidewerkzeuges verhindert wird und die Bearbeitbarkeit des Sinterelements verbessert wird. Da Blei, Bleilegierung, Kupfer und Kupferlegierung weich sind, haften diese Materialien an der Kante des Schneidwerkzeugs, so dass die Kante des Schneidwerkzeugs geschützt wird, die Bearbeitbarkeit verbessert wird und die Lebensdauer des Schneid werkzeugs verlängert wird. Bei der Verwendung des Schneidwerkzeugs dienen ferner die obigen Materialien als Feststoffschmiermittel zwischen einem Ventilsitz und einer Oberfläche des Ventils, so dass der Verschleiß derselben reduziert werden kann. Da Kupfer und Kupferlegierung eine hohe Wärmeleitfähigkeit aufweisen, wird die in der Kante des Schneidwerkzeugs erzeugte Wärme nach außen abgeleitet, wobei eine Speicherung von Wärme im Kantenabschnitt des Schneidwerkzeugs verhindert wird und eine Beschädigung des Kantenabschnitts reduziert wird.

Im verschleißfesten Sinterelement gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung können, da das verschleißfeste Sinterelement eine große Menge der harten Phase enthalten kann und eine ausreichende Sinterdichte aufweisen kann, die Verschleißfestigkeit und die Festigkeit im Vergleich zu denjenigen der herkömmlichen Technik verbessert werden. Wenn das grundmassebildende Pulver ein rostfreies Stahlpulver ist, wird die Korrosionsbeständigkeit der Grundmasse verbessert, so dass in diesem Fall die Verwendung des rostfreien Pulvers als grundmassebildendes Pulver erwünscht ist.

Da im gesinterten Ventilsitz der vorliegenden Erfindung 40 bis 70 Gew.-% der harten Phase in der Grundmasse des gesinterten Ventilsitzes dispergiert ist, kann die Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen in hochbelasteten Maschinenumgebungen einer Druckerdgasmaschine, einer Schwerlastdieselmaschine und dergleichen sehr hoch sein.

KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein Graph, der die Beziehung der Menge an Pulver mit einem Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger und dem Dichteverhältnis und dem Verschleißmaß in Ausführungsformen gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
2 ist ein Graph, der die Beziehung der zugegebenen Menge an hartphasebildendem Pulver und dem Verdichtungsverhältnis sowie dem Verschleißmaß in den Ausführungsformen gemäß dem einen Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
3 ist ein Graph, der die Beziehung des Mo-Gehalts im hartphasebildendem Pulver und dem Dichteverhältnis sowie dem Verschleißmaß in den Ausführungsformen gemäß dem einem Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
4A und 4B sind schematische Diagramme, die eine Metallstruktur des ersten gesinterten Ventilsitzes gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigen.
5A und 5B sind schematische Diagramme, die eine Metallstruktur des zweiten gesinterten Ventilsitzes gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigen.
6A und 6B sind schematische Diagramme, die eine Metallstruktur des dritten gesinterten Ventilsitzes gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigen.
7 ist ein schematisches Diagramm, das eine Metallstruktur des herkömmlichen gesinterten Ventilsitzes zeigt.
8 ist ein Graph, der die Beziehung der Menge der harten Phase und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
9 ist ein Graph, der die Beziehung des Mo-Gehalts in der harten Phase und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
10 ist ein Graph, der die Beziehung einer Partikeldurchmesserverteilung des grundmassebildenden Pulvers und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
11 ist ein Graph, der die Beziehung der Art der Grundmasse und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
12 ist ein Graph, der die Beziehung des S-Gehalts in der Gesamtzusammensetzung und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
13 ist ein Graph, der die Beziehung der Art des Sulfidpulvers und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
14 ist ein Graph, der die Beziehung der Menge der Schmiermittelphase und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
15 ist ein Graph, der die Beziehung der Art des schmiermittelphasenbildenden Pulvers und des Verschleißmaßes in den Ausführungsformen gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung zeigt.
16 zeigt Bilder von Metallstrukturen des Beispiels (des ersten gesinterten Ventilsitzes) gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung, des Vergleichsbeispiels und des herkömmlichen Beispiels.
17 zeigt Bilder von Metallstrukturen des zweiten gesinterten Ventilsitzes gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung.
18 zeigt Bilder von Metallstrukturen des dritten gesinterten Ventilsitzes gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung.
AUSFÜHRUNGSFORMEN
Ausführungsform 1
Rostfreie Stahlpulver wurden als grundmassebildende Pulver vorbereitet, während ein Co-Basis-Legierungspulver als hartphasebildendes Pulver vorbereitet wurde. Das rostfreie Stahlpulver entsprach einem rostfreien Stahl SUS316 der japanischen Industrienormen (= JIS) und wies eine in Tabelle 1 gezeigte Partikeldurchmesserverteilung auf. Ein Co-Basis-Legierungspulver besteht aus: 28 Gew.-% Mo; 2,5 Gew.-% Si; 8 Gew.-% Cr; und den Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Als nächstes wurden die grundmassebildenden Pulver mit 60 Gew.-% des hartphasebildenden Pulvers gemischt, so dass Rohpulver erhalten wurden. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern mit einem Verdichtungsdruck von 1,2 GPa verdichtet. Die Grünlingspresskörper wiesen Scheibenformen mit einem Durchmesser von 30 mm und einer Dicke von 10 mm auf. Als nächstes wurden die Grünlingspresskörper bei 1250 °C für eine Stunde in einer zersetzten Ammoniakgasatmosphäre gesinterten, so dass die in Tabelle 1 gezeigten Proben 01 bis 05 hergestellt wurden. Die Verdichtungsverhältnisse der Proben 01 bis 05 wurden gemessen. Es wurden Hubbewegungsgleit-Verschleißtests mit den Proben 01 bis 05 durchgeführt, wobei das Verschleißmaß der Proben 01 bis 05 gemessen wurde. Diese gemessenen Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
In den Hubbewegungsgleit-Verschleißtests wurde eine Seitenoberfläche eines Rollelements (Kontaktelement) gleitend bezüglich jeder Probe bewegt, während es mit einer vorgegebenen Belastung aufgepresst wurde. Das Rollelement wies einen Durchmesser von 15 mm und einer Dicke von 22 mm auf. Das Rollelement war so geformt, dass eine Oberfläche von Flussstahl entsprechend einem rostfreien Stahl SUS316 der JIS einer Chromatierung unterworfen wurde, d. h. die Oberfläche des Flussstahls wurde mit Cr beschichtet und es wurde eine harte Fe-Cr-Zwischenmetallverbindungsschicht ausgebildet, so dass die Verschleißfestigkeit, die Reibverschweißungsbeständigkeit und die Korrosionsbeständigkeit verbessert wurden. In den Hubbewegungsgleit-Verschleißtests betrug eine Belastung 400N, eine Frequenz der Hubgleitbewegung 20 Hz, eine Amplitude desselben 1,5 mm, eine Testdauer 20 Minuten und eine Testtemperatur Zimmertemperatur. Die gemessenen Ergebnisse sind in Tabelle 1 und in 1 gezeigt.
Tabelle 1
Wie in 1 gezeigt ist, nahm in der Probe 05 unter Verwendung des grundmassebildenden Pulvers, das 30 Gew.-% feines Pulver enthält, das Verdichtungsverhältnis des Grünlingspresskörpers ab, da die zugegebene Menge des hartphasebildenden Pulvers 60 Gew.-% betrug, was viel ist. Selbst wenn daher der Grünlingspresskörper gesintert wurde, betrug das Verdichtungsverhältnis der Probe 05 83 %, was wenig ist, so dass die Grundmassefestigkeit abnahm und das Verschleißmaß zunahm. Da andererseits das Verhältnis des feinen Pulvers mit dem Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger im grundmassebildenden Pulver höher war, wurde die Verdichtung der Probe durch das Sintern verbessert. Als Ergebnis nahm das Verdichtungsverhältnis der Probe linear zu und das Verschleißmaß wurde reduziert. Wenn das Verhältnis des feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger im grundmassebildenden Pulver 90 % oder mehr betrug, erreichte das Verdichtungsverhältnis der Probe 90 % und das Verschleißmaß wurde schnell reduziert.
Ausführungsform 2
Das rostfreie Stahlpulver, das in der Probe 02 der Ausführungsform 1 verwendet wird, wurde als grundmassebildendes Pulver vorbereitet, während das Co-Basis-Legierungspulver, das in Ausführungsform 1 verwendet wird, als hartphasebildendes Pulver vorbereitet wurde. Das rostfreie Stahlpulver entsprach einem rostfreien Stahl SUS316 nach JIS und wies einen Anteil eines Partikeldurchmessers von 46 μm oder weniger im rostfreien Stahlpulver von 95 % auf. Als nächstes wurde das grundmassebildende Pulver mit dem hartphasebildenden Pulver in den in Tabelle 2 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, so dass Rohpulver erhalten wurden. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern verdichtet, wobei die Grünlingspresskörper unter den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 1 gesintert wurden, so dass die Proben 06 bis 10 hergestellt wurden. Es wurden die gleichen Tests wie in Ausführungsform 1 mit den Proben 06 bis 10 durchgeführt. Die Testergebnisse für die Proben 06 bis 10 und die Testergebnisse der Probe 02 in Ausführungsform 1 sind in Tabelle 2 und in 2 gezeigt.
Tabelle 2
Wie in 2 gezeigt ist, war in der Probe 06, deren Rohpulver weniger als 40 Gew.-% des hartphasebildenden Pulvers enthielt, das Verdichtungsverhältnis der Probe 06 hoch, jedoch war das Verschleißmaß hoch, da die Dispersionsmenge der harten Phase gering war. Wenn andererseits das Mischverhältnis des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver der Probe gleich 40 Gew.-% oder mehr betrug, wurde das Verschleißmaß reduziert und die Verschleißfestigkeit wurde verbessert. Wenn das Mischverhältnis des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver der Probe erhöht wurde, nahm das Verdichtungsverhältnis ab. In der Probe 10, deren Rohpulver mehr als 70 Gew.-% an hartphasebildenden Pulver enthielt, nahm das Dichteverhältnis stark ab, so dass die Festigkeit der Grundmasse und die Verschleißfestigkeit herabgesetzt waren und das Verschleißmaß zunahm. Somit wurde bestätigt, dass die Verschleißfestigkeit verbessert wurde, wenn das Mischverhältnis des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver der Probe 40 bis 70 Gew.-% betrug.
Ausführungsform 3
Das in der Probe 2 der Ausführungsform 1 verwendete rostfreie Stahlpulver wurde als grundmassebildendes Pulver vorbereitet, während Co-Basis-Legierungspulver mit den in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzungen als hartphasebildende Pulver vorbereitet wurden. Das rostfreie Stahlpulver wies einen Anteil eines Partikeldurchmessers von 46 μm oder weniger von 95% auf. Als nächstes wurde das grundmassebildende Pulver mit 60 Gew.-% an hartphasebildendem Pulvern gemischt, so dass Rohpulver erhalten wurden. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern verdichtet, wobei die Grünlingspresskörper unter den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsform 1 gesintert wurden, so dass Proben 11 bis 16 hergestellt wurden. Es wurden die gleichen Tests wie in Ausführungsform 1 mit den Proben 11 bis 16 durchgeführt. Die Testergebnisse der Proben 11 bis 16 und die Testergebnisse der Probe 2 in 1 sind in Tabelle 3 und die 3 gezeigt.
Tabelle 3
Wie in 3 gezeigt ist, war in der Probe 11 unter Verwendung des Co-Basis-Legierungspulvers, das weniger als 20 Gew.-% Mo zum Ausbilden der harten Phase enthielt, das Verschleißmaß groß, da die abgeschiedene Menge an Mo-Silicid klein war. In den Proben andererseits, die das Co-Basis-Legierungspulver verwendeten, das 20 Gew.-% oder mehr Mo zum Ausbilden der harten Phase enthielt, waren das Mo-Silicid erhöht und das Verschleißmaß reduziert, da der Mo-Gehalt erhöht war. Wenn der Mo-Gehalt in Co-Basis-Legierungspulver erhöht wurde, nahm das Verdichtungsverhältnis ab. In der Probe 16, die das Co-Basis-Legierungspulver verwendet, das mehr als 60 Gew.-% zur Ausbildung der harten Phase enthält, betrug das Verdichtungsverhältnis weniger als 90 %, wobei das Verschleißmaß schnell zunahm. Somit wurde bestätigt, dass dann, wenn ein Co-Mo-Si-Cr-Basis-Legierungspulver als hartphasebildendes Pulver verwendet wird, der Mo-Gehalt 20 bis 60 Gew.-% betrug.
Ausführungsform 4
Das in der Probe 03 der Ausführungsform 1 verwendete rostfreie Stahlpulver wurde als grundmassebildendes Pulver vorbereitet, während Co-Basis-Legierungspulver mit den in Tabelle 4 gezeigten Zusammensetzungen als hartphasebildende Pulver vorbereitet wurden. Das rostfreie Stahlpulver wies einen Anteil eines Partikeldurchmessers von 46 μm oder weniger von 90 % auf. Als nächstes wurde das grundmassebildende Pulver mit 60 Gew.-% der hartphasebildenden Pulver gemischt, um somit Rohpulver zu erhalten. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern verdichtet, wobei die Grünlingspresskörper unter der gleichen Bedingung wie in Ausführungsform 1 gesintert wurden, so dass die Proben 17 bis 23 hergestellt wurden. Es wurden die gleichen Tests wie in Ausführungsform 1 mit den Proben 17 bis 23 durchgeführt. Die Testergebnisse für die Proben 17 bis 23 und die Testergebnisse der Probe 03 in Ausführungsform 1 sind in Tabelle 4 gezeigt.
Tabelle 4
Wie in Tabelle 4 gezeigt ist, kann selbst in einem Fall, in dem das Mischungsverhältnis des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver 60 % betrug, was viel war, dann, wenn der Anteil der Partikel mit einem Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger im grundmassebildenden Pulver 90 oder mehr betrug, die Verschleißfestigkeit gut sein, unabhängig von der Art des grundmassebildenden Pulvers und der Art des hartphasebildenden Pulvers. Somit wurde bestätigt, dass die Effekte der vorliegenden Erfindung erzielt werden können.
Ausführungsform 5
Grundmassebildende Pulver und hartphasebildende Pulver mit den in Tabelle 5 gezeigten Zusammensetzungen wurden in den Tabelle 5 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, so dass Rohpulver erhalten wurden. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern verdichtet bei einem Verdichtungsdruck von 800 MPa. Die Grünlingspresskörper wiesen eine Ringform mit einem Außendurchmesser von 30 mm und einem Innendurchmesser 20 mm und einer Höhe von 10 mm auf. Als nächstes wurden die Grünlingspresskörper bei 1200 °C für eine Stunde in einer zersetzten Ammoniakgasatmosphäre gesintert, wobei die Proben 01 bis 19 hergestellt wurden. Radialbruchfestigkeitstests und vereinfachte Verschleißtests wurden mit den Proben durchgeführt. Die Testergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Die grundmassebildenden Pulver wiesen maximale Partikeldurchmesser von 150 μm auf. Die Probe 19 war ein herkömmliches Beispiel unter Verwendung eines Pulvers mit einer herkömmlichen Partikeldurchmesserverteilung als grundmassebildendes Pulver.
Die vereinfachten Verschleißtests wurden im belasteten Zustand des Schlagens und Gleitens bei hoher Temperatur durchgeführt. Genauer wurde die obige Probe zu einer Ventilsitzform verarbeitet, die eine Neigung von 45° an der Innenseite aufwies, wobei die Probe in ein Gehäuse, das aus einer Aluminiumlegierung gefertigt war, eingepresst wurde. Ein scheibenförmiges Kontaktelement (Ventil) für den Ventilsitz wurde aus SUH-36 nach JIS hergestellt, wobei dessen Außenoberfläche teilweise eine Neigung von 45° aufwies. Das Ventil wurde durch einen Motor angetrieben, wobei die vertikalen Kolbenbewegungen durch Rotation eines Exzenternockens hervorgerufen wurden, und die geneigten Seiten der Probe und des Kontaktelements wiederholt in Kontakt gebracht wurden. Das heißt, die Ventilbewegungen waren wiederholte Wirkungen einer Freigabebewegung des Abhebens vom Ventilsitz mittels des durch den Motorantrieb rotierten Exzenternockens und eine Kontaktbewegung des Ventilsitzes mittels der Ventilfeder, wobei vertikale Kolbenbewegungen ausgeführt wurden. In diesem Test wurde das Kontaktelement mittels eines Brenners aufgeheizt und die Temperatur der Probe wurde auf eine Temperatur von 350 °C eingestellt, wobei Schlagoperationen im vereinfachten Verschleißtest 2800 mal pro Minute durchgeführt wurden und die Versuchsdauer 10 Stunden betrug. Auf diese Weise wurden das Verschleißmaß der Ventilsitze (Proben) und der Ventile (Kontaktelemente) nach den Tests gemessen und bewertet.
Tabelle 5
In Tabelle 5 bezeichnet das Bezugszeichen # ein Teildiffusionsverbindung- Legierungspulver. Tabelle 6
Die Beziehung zwischen der Menge der harten Phase in der Grundmasse (die beigemischte Menge des hartphasebildenden Pulvers) und das Verschleißmaß wurden untersucht durch Vergleichen der Proben 01 bis 06, die in den Tabellen 5 und 6 gezeigt sind. Die untersuchten Ergebnisse sind in 8 gezeigt. Es ist zu beachten, dass die Bezugszeichen in der Figur die Probennummern bezeichnen. Wie in 8 gezeigt ist, war in der Probe 01, die 40 Gew.-% der in der Grundmasse dispergierten harten Phase enthielt, die Verschleißfestigkeit unzureichend und das Verschleißmaß des Ventilsitzes war groß. Andererseits war in der Probe 02, die 40 Gew.-% der in der Grundmasse dispergierten harten Phase enthielt, die Verschleißfestigkeit verbessert und das Verschleißmaß des Ventilsitzes war reduziert. Wenn die Menge der harten Phase zunahm, wurde die Verschleißfestigkeit verbessert und das Verschleißmaß des Ventilsitzes reduziert, jedoch nahm das Verschleißmaß des Ventils allmählich zu. Außerdem nahm die Kompressibilität des Rohpulvers ab durch die Zunahme der Menge der harten Phase, so dass die Festigkeit der Grundmasse (Festigkeit der radialen Druckfestigkeit) abnahm. Daher nahm in der Probe 05, die 70 Gew.-% an in der Grundmasse dispergierter harter Phase enthielt, die Festigkeit des Ventilsitzes ab, so dass das Verschleißmaß des Ventilsitzes umgekehrt zunahm. Es ist zu beachten, dass in der Probe 05, die 70 Gew.-% an in der Grundmasse dispergierter harter Phase enthielt, das Gesamtverschleißmaß zulässig war. In der Probe 06 jedoch, die 70 oder mehr Gew.-% an in der Grundmasse dispergierter harter Phase enthielt, war der Einfluss der Verringerung der Verschleißfestigkeit des Ventilsitzes groß durch die Abnahme der Festigkeit der Grundmasse (Abnahme der radialen Druckfestigkeit), so dass das Verschleißmaß des Ventilsitzes deutlich erhöht wurde. Da außerdem Abriebpulver des Ventilsitzes als Schleifpartikel wirkten, nahm das Verschleißmaß des Ventils zu, so dass das Gesamtmaß des Verschleißmaßes deutlich zunahm. Somit wurde bestätigt, dass die Verschleißfestigkeit verbessert werden kann, wenn die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase gleich 40 bis 70 Gew.-% ist.
Die Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt in der harten Phase (dem Mo-Gehalt im hartphasebildenden Pulver) und dem Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der in den Tabellen 5 und 6 gezeigten Proben 03 und 07 bis 11. Die Untersuchungsergebnisse sind in 9 gezeigt. Wie in 9 gezeigt ist, war in der Probe 07, die weniger als 20 Gew.-% Mo in der harten Phase enthielt, die Verschleißfestigkeit gering, da die Menge an in der harten Phase abgeschiedenen Mo-Silicid klein war, so dass das Verschleißmaß des Ventilsitzes groß war. Andererseits war in der Probe 08, die 20 Gew.-% Mo in der harten Phase enthält, das Mo-Silicid in ausreichender Weise abgeschieden, wobei das Verschleißmaß des Ventilsitzes reduziert war. Wenn der Mo-Gehalt in der harten Phase zunimmt, nimmt die abgeschiedene Menge an Mo-Silicid zu, so dass das Verschleißmaß des Ventilsitzes reduziert wurde. Die Menge an hartem Mo-Silicid nimmt jedoch zu, wobei das Verschleißmaß des Ventils, das ein Kontaktelement ist, allmählich zunimmt, während der Mo-Gehalt in der harten Phase 20 Gew.-% überschreitet. Wenn außerdem der Mo-Gehalt in der harten Phase zunimmt, nimmt die Festigkeit der Grundmasse (die radiale Druckfestigkeit) ab. Genauer nahm in der Probe 11, die mehr als 60 Gew.-% in der harten Phase enthielt, die Festigkeit der Grundmasse (die radiale Druckfestigkeit) deutlich ab. In der Probe 11, die mehr als 60 Gew.-% in der harten Phase enthält, nahm die Verschleißfestigkeit durch die Verringerung der Festigkeit der Grundmasse ab, so dass das Verschleißmaß der Ventilsitzes deutlich zunahm. Außerdem wirkte Abriebpulver des Ventilsitzes wie Schleifpartikel, so dass das Verschleißmaß des Ventils zunahm. Als Ergebnis nahmen das Verschleißmaß des Ventils zu und das Gesamtverschleißmaß ebenfalls deutlich zu. Somit wurde bestätigt, dass die Verschleißfestigkeit verbessert wird, wenn der Mo-Gehalt in der harten Phase gleich 20 bis 60 Gew.-% ist.
Die Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt in der harten Phase (dem Mo-Gehalt im hartphasebildenden Pulver) und den Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der Proben 03, 12 bis 14 und 19, die in den Tabellen 5 und 6 gezeigt sind. Die Untersuchungsergebnisse sind in 10 gezeigt. Wie in 10 gezeigt ist, wurde in den Proben 03, 12 und 13, die keine Partikel mit einem Partikeldurchmesser von mehr als 74 μm enthalten, eine Verdichtung der Grundmasse durch Sintern durchgeführt, so dass die Festigkeit der Grundmasse verbessert wurde und die Verschleißfestigkeit verbessert wurde. Andererseits wurde in der Probe 14, die Partikel mit einem Partikeldurchmesser von mehr als 74 μm enthielt, eine Verdichtung der Grundmasse durch Sintern unzureichend durchgeführt, so dass die Festigkeit der Grundmasse nicht verbessert wurde und die Verschleißfestigkeit unzureichend war. Außerdem nahmen in der Probe 19 (herkömmliches Beispiel), dessen grundmassebildendes Pulver eine Partikeldurchmesserverteilung aufweist, so dass die Partikel mit einem Partikeldurchmesser von mehr als 74 μm einen Großteil des grundmassebildenden Pulvers belegen, die Festigkeit der Grundmasse (radiale Druckfestigkeit) und die Verschleiß festigkeit verringert. Somit wurde bestätigt, dass selbst dann, wenn die Menge der harten Phase groß ist, der Ventilsitz in der Grundmassefestigkeit und der Verschleißfestigkeit überlegen ist, indem ein Pulver mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm oder weniger als grundmassebildendes Pulver verwendet wird.
Bei dem Vergleich mit den Proben 03, 12 und 13 unter Verwendung des grundmassebildenden Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 74 μm oder weniger, wird die radiale Druckfestigkeit verbessert, wenn der Anteil der Partikel mit einem Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger im grundmassebildenden Pulver zunimmt. Die Probe 03 unter Verwendung des grundmassebildenden Pulvers, das 90 % Partikel mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger enthält, weist eine hohe radiale Druckfestigkeit auf. Somit wurde bestätigt, dass das grundmassebildende Pulver vorzugsweise 90 % oder mehr an Partikel mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger aufweist und der Rest der Partikel einen maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm oder weniger aufweist.
16 umfasst Bilder, die Metallstrukturen der Probe 03 (das Beispiel der vorliegenden Erfindung), der Probe 14 (das Vergleichsbeispiel) und der Probe 19 (das herkömmliche Beispiel) zeigen, wobei die Metallstrukturen unter Verwendung von 5 % an Salbetersäure Ethanol korrodiert werden. Wie in 16 gezeigt ist, wurden in der Probe 03 (dem Beispiel der vorliegenden Erfindung) in der Grundmassestruktur kein Perlit, Sorbit und Bainit und dergleichen beobachtet, wobei nur eine weiße Phase beobachtet wurde, die mittels Elementdiffusion aus der harten Phase gebildet wurde. Andererseits wurden in der Probe 14 (Vergleichsbeispiel) Abschnitte in den durch großes Pulver gebildeten Grundmasseabschnitt beobachtet, in denen Sorbit und Bainit zurückgeblieben sind. Daher wird angenommen, dass in der Probe 14 die Festigkeit der Grundmasse und die Verschleißfestigkeit verringert sind. In der Probe 19 (herkömmliches Beispiel) waren die meisten Abschnitte der Grundmassestruktur Sorbit und Bainit, wobei eine Verdichtung beim Sintern nicht durchgeführt wurde, so dass die Menge an Poren groß war. Dadurch wurde angenommen, dass die Festigkeit der Grundmasse und die Verschleißfestigkeit verringert sind.
Die Beziehung zwischen der Art der Grundmasse (der Art des grundmassebildenden Pulvers) und dem Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der Proben 03 und 15 bis 18, die in den Tabellen 5 und 6 gezeigt sind. Die Untersuchungsergebnisse sind in 11 gezeigt. Wie in 11 gezeigt ist, war dann, wenn das Mischungsverhältnis des hartphasebildenden Pulvers im Rohpulver 50 Gew.-% betrug, was viel ist, und das Pulver mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm oder weniger als grundmassebildendes Pulver verwendet wurde, die Verschleißfestigkeit gut, unabhängig von der Art des grundmassebildenden Pulvers. Das Gesamtverschleißmaß der Probe, die Fe-5Mo-Stahlpulver als grundmassebildendes Pulver verwendete, war das kleinste aller dieser Proben, obwohl die Probe, die ein Fe-5Mo-Stahlpulver verwendet, hiervon leicht verschieden war. Die Probe, die ein Fe-5Mo-Stahlpulver verwendet, war daher gut.
Ausführungsform 6
Das grundmassebildende Pulver (das Fe-5Mo-Pulver mit 90 % Partikel mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46μm oder weniger und dem Rest Partikel mit einem maximalen Partikeldurchmesser, der mehr als 46 und nicht mehr als 74 μm betrug, und das hartphasebildende Pulver (das Co-50Mo-3Si9Cr-Legierungspulver mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm), die in der Probe 03 in Ausführungsform verwendet wurden, wurden vorbereitet. Außerdem wurden ein Molybdän-Disulfid-Pulver, ein Wolfram-Disulfid-Pulver, ein Eisensulfidpulver, ein Kupfersulfidpulver und ein Mangansulfidpulver vorbereitet. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 7 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, so dass Rohpulver erhalten wurden. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern verdichtet, wobei die Grünlingspresskörper unter der gleichen Bedingung wie in Ausführungsform 5 gesintert wurden, so dass Proben 20 bis 29 hergestellt wurden. Mit diesen Proben 20 bis 29 wurden Tests für die radial Druckfestigkeit und vereinfachte Verschleißtests durchgeführt. Die Testergebnisse für die Proben 20 bis 29 sind zusammen mit den Testergebnis der Probe 03 der Ausführungsform 1 in Tabelle 8 gezeigt.
Tabelle 7
Tabelle 8
Die Beziehung zwischen der zugemischten Menge des Sulfidpulvers und dem Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der Proben 03, 20 bis 25, die in den Tabellen 7 und 8 gezeigt sind. Die Untersuchungsergeb nisse sind in 12 gezeigt. Wie in 12 gezeigt ist, wurde das Sulfidpulver zum ersten gesinterten Ventilsitz (Probe 03) so zugegeben, dass der S-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 5,0 Gew.-% oder weniger betrug, so dass die Verschleißfestigkeit deutlich verbessert wurde. Genauer, wenn der S-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 0,8 Gew.-% (was der Probe 22 entspricht) bis 2 Gew.-% (was der Probe 25 entspricht) betrug, war die Verschleißfestigkeit deutlicher verbessert. Wenn die zugemischte Menge des Sulfidpulvers erhöht wurde, nahm die radiale Druckfestigkeit ab. Genauer, wenn der S-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 5,0 Gew.-% überschritt (was der Probe 25 entspricht), war der Einfluss der Senkung der Festigkeit der Grundmasse groß, so dass die Verschleißfestigkeit um so mehr abnahm.
17 ist ein Bild, dass eine Metallstruktur der Probe 22 zeigt, wobei die Metallstruktur unter Verwendung von 5 % Salpetersäure-Ethanol korrodiert wurde. Wie in 17 gezeigt ist, wurden um die harte Phase dispergierte graue Strukturen beobachtet. Die grauen Strukturen wurden mittels EPMA analysiert. Da Cr und S koexistieren und beobachtet wurden, wurde als Ergebnis angenommen, dass die grauen Strukturen Cr-Sulfide waren. Da das Molybdän-Disulfid-Pulver, das als S-Quelle zugegeben wurde, nicht erfasst wurde, wurde angenommen, dass das gesamte Molybdän-Disulfid-Pulver zersetzt wurde. Es wurde daher angenommen, dass die Cr-Sulfide (graue Strukturen) so gebildet wurden, dass das durch Zersetzung des Molybdän-Disulfids erzeugte S mit Cr gebunden wurde und in der Grundmasse abgeschieden wurde.
Die Beziehung zwischen der Art des Sulfidpulvers und dem Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der Proben 03, 22 und 26 bis 29, die in den Tabellen 7 und 8 gezeigt sind. Die Untersuchungsergebnisse sind in
13 gezeigt. Wie in 13 gezeigt ist, nahm die radiale Druckfestigkeit ab durch Hinzugeben des Sulfidpulvers unabhängig von der Art des Sulfidpulvers. Andererseits war in den Fällen, in denen das Molybdän-Disulfid-Pulver, das Wolfram-Disulfid-Pulver, das Eisensulfidpulver, das Kupfersulfidpulver als Sulfidpulver verwendet wurden, das Verschleißmaß in diesen Fällen kleiner als dasjenige der Probe 03, zu der ein Sulfidpulver zugegeben wurde. In einem Fall jedoch, in dem das Mangansulfid als Sulfidpulver verwendet wurde, nahm das Verschleißmaß umso mehr zu. Der Grund hierfür wird wie folgt angenommen. Das heißt, das Molybdän-Disulfid-Pulver, das Wolfram-Disulfid-Pulver, das Eisensulfidpulver, das Kupfersulfildpulver wurden beim Sintern zersetzt und es wurde Cr-Sulfid erzeugt, so dass die Verschleißfestigkeit verbessert wurde. Da jedoch das Mangansulfid nicht zersetzt wurde, nahm die Verschleißfestigkeit umso mehr ab durch den Einfluss der Senkung der Festigkeit der Grundmasse.
Ausführungsform 7
Das grundmassebildende Pulver (das Fe-5Mo-Pulver mit 90 % an Partikeln mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm oder weniger und dem Rest an Partikeln mit einem maximalen Partikeldurchmesser, der mehr als 46, jedoch nicht mehr als 74 μm beträgt) und das hartphasebildende Pulver (das Co-50Mo-3Si-9Cr-Legierungspulver mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm), die in der Probe 03 in Ausführungsform 5 verwendet wurden, wurden vorbereitet. Ein Molybdän-Disulfid-Pulver wurde als Sulfidpulver vorbereitet. Ein Cr enthaltendes Stahlpulver mit einer in Tabelle 9 zusammengesetzten Zusammensetzung wurde als schmiermittelphasebildendes Pulver vorbereitet. Diese Pulver wurden mit den in Tabelle 9 gezeigten Mischungsverhältnissen vermischt, so dass Rohpulver erhalten wurden. Die Rohpulver wurden zu Grünlingspresskörpern verdichtet, wobei die Grünlingspresskörper unter der gleichen Bedingung wie in Ausführungsform 1 gesintert wurden, so dass Proben 30 bis 36 hergestellt wurden. Mit den Proben 30 bis 36 wurden Tests der radialen Druckfestigkeit und vereinfachte Verschleißtests durchgeführt. Die Testergebnisse für die Proben 30 bis 36 sind zusammen mit den Testergebnissen der Probe 03 der Ausführungsform 1 und der Probe 22 der Ausführungsform 6 in Tabelle 10 gezeigt.
Tabelle 9
Tabelle 10
Die Beziehung zwischen der Menge der Schmiermittelphase (der beigemischten Menge des schmiermittelphasenbildenden Pulvers) und dem Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der Proben 22 und 30 bis 33, wie in den Tabellen 9 und 10 gezeigt ist. Die Untersuchungsergebnisse sind in 14 gezeigt. Wie in 14 gezeigt ist, wurde die Schmiermittelphase stärker in die Grundmasse dispergiert, so dass die Verschleißfestigkeit weiter verbessert wurde. Genauer, wenn die dispergierte Menge der Schmiermittelphase 3 (was der Probe 30 entspricht) bis 10 Gew.-% (was der Probe 31 entspricht) betrug, war die Verschleißfestigkeit deutlich verbessert. Wenn die dispergierte Menge der Schmiermittelphase 10 Gew.-% überschritt, war die radiale Druckfestigkeit herabgesetzt. Genauer, wenn das schmiermittelphasebildende Pulver so zugemischt wurde (in Probe 33), dass die dispergierte Menge der Schmiermittelphase 20 Gew.-% überschritt, war der Einfluss der Senkung der Festigkeit der Grundmasse groß, so dass die Verschleißfestigkeit umgekehrt absank.
18 ist ein Bild, das eine Metallstruktur der Probe 31 zeigt, wobei die Metallstruktur unter Verwendung von 5 % Salpetersäure-Ethanol korrodiert wurde. Wie in 18 gezeigt ist, wurde beobachtet, dass graue Partikel, die verschieden waren von der harten Phase und abgeschieden und angesammelt wurden, in der Grundmasse dispergiert wurden. Die grauen Partikel wurden mittels EPMA analysiert. Da Cr und S koexistierend beobachtet wurden, wurde als Ergebnis angenommen, dass die grauen Partikel Cr-Sulfide waren. Die Phase (Schmiermittelphase), in der Cr-Sulfid abgeschieden und angesammelt wurde, war in der Grundmasse dispergiert, so dass die Verschleißfestigkeit wie oben beschrieben verbessert wurde.
Die Beziehung zwischen der Art der Schmiermittelphase (der Art des schmiermittelphasenbildenden Pulvers) und dem Verschleißmaß wurde untersucht durch Vergleichen der Probe 22, 31 und 34 bis 36, wie in den Tabellen 9 und 10 gezeigt ist. Die Untersuchungsergebnisse sind in 15 gezeigt. Wie in 15 gezeigt ist, war dann, wenn die Schmiermittelphase aus der Fe-Cr-Basis-Legierung bestand, die Verschleißfestigkeit stärker verbessert als in der Probe 22, zu der das schmiermittelphasebildende Pulver zugegeben wurde. Somit wurde bestätigt, dass die Schmiermittelphase gebildet werden kann durch Mischen des Rohpulvers mit verschiedenen Fe-Cr-Basis-Legierungspulvern, wobei die Verschleißfestigkeit verbessert werden kann.

Claims

Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement, wobei das Verfahren umfasst: Verdichten eines Rohpulvers, das ein grundmassebildendes Pulver und ein hartphasebildendes Pulver enthält, zu einem Grünlingspresskörper, wobei das grundmassebildende Pulver 90 Gew.-% oder mehr eines feinen Pulvers mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm enthält, und die Menge des hartphasebildenden Pulvers gleich 40 bis 70 Gew.-% bezüglich des Rohpulvers ist; und Sintern des Grünlingspresskörpers.
Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement nach Anspruch 1, bei dem das hartphasebildende Pulver eine harte Phase bildet, in der wenigstens Silicid, Carbid, Borid, Nitrid und/oder eine intermetallische Verbindung in einer Legierungsphase durch das Sintern dispergiert wird.
Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement nach Anspruch 1 oder 2, bei dem das hartphasebildende Pulver besteht aus 20 bis 60 Gew.-% Mo; 3 bis 12 Gew.-% Cr; 1 bis 12 Gew.-% Si; und dem Rest Co und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem das grundmassebildende Pulver ein eisenhaltiges Legierungspulver ist, das 11 bis 35 Gew.-% Cr enthält.
Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement nach Anspruch 4, bei dem das eisenhaltige Legierungspulver ferner 3,5 bis 22 Gew.-% Ni enthält.
Fertigungsverfahren für ein verschleißfestes Sinterelement nach Anspruch 4 oder 5, bei dem das grundmassebildende Pulver ferner wenigstens eine Zutat enthält, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus: 0,3 bis 7 Gew.-% Mo; 1 bis 4 Gew.-% Cu; 0,1 bis 5 Gew.-% Al; 0,3 Gew.-% oder weniger N; 5,5 bis 10 Gew.-% Mn; 0,15 bis 5 Gew.-% Si; 0,45 Gew.-% oder weniger Nb; 0,2 Gew.-% oder weniger P; 0,15 Gew.-% oder weniger S; und 0,15 Gew.-% oder weniger Se.
Gesinterter Ventilsitz, der eine Struktur umfasst, die eine harte Phase aufweist, in der Molybdänsilicide in einer Co-Basis-Legierungsphase abgeschieden sind, und die in einer Grundmasse mit einer Menge von 40 bis 70 Gew.-% dispergiert ist, wobei die Grundmasse wenigstens aus einer Struktur besteht, mit Ausnahme von Perlit, Sorbit und Bainit, wobei die harte Phase besteht aus: 20 bis 60 Gew.-% Mo; 3 bis 12 Gew.-% Cr; 1 bis 5 Gew.-% Si; und dem Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen.
Gesinterter Ventilsitz nach Anspruch 7, bei dem der Ventilsitz eine Struktur aufweist, in der Chromsulfide um die harte Phase dispergiert sind.
Gesinterter Ventilsitz nach Anspruch 8, bei dem eine Schmiermittelphase, in der Chromsulfidpartikel in einer Fe-Cr-Typ-Legierungsphase abgeschieden und angesammelt sind, in der Grundmasse in einer Menge von 5 bis 20 Gew.-% dispergiert ist.
Gesinterter Ventilsitz nach einem der Ansprüche 7 bis 9, bei dem die Grundmasse wenigstens eine Zutat aus einer Gruppe enthält, die besteht aus: 0,2 bis 5 Gew.-% Mo; 0,05 bis 4 Gew.-% Cr; 0,1 bis 10 Gew.-% Ni; 0,5 bis 5 Gew.-% Cu; 0,05 bis 0,6 Gew.-% V; 5,5 bis 7,5 Gew.-% Co.
Gesinterter Ventilsitz nach einem der Ansprüche 7 bis 10, bei dem der Ventilsitz Korngrenzen und Poren umfasst und eine Struktur aufweist, in der wenigstens eine Sorte von Partikeln ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus Mangansulfidpartikeln, Calciumfluoridpartikeln, Bornitridpartikeln, Magnesium-Metasilikat-Mineralpartikeln, Wismutpartikeln und Wismut oxidpartikeln in den Korngrenzen und Poren dispergiert ist.
Gesinterter Ventilsitz nach einem der Ansprüche 7 bis 11, bei dem der Ventilsitz Poren umfasst, wobei die Poren mit wenigstens einem Material ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung und Acrylharz gefüllt sind.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz, wobei das Verfahren umfasst: Vorbereiten eines grundmassebildenden Pulvers mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 74 μm, eines hartphasebildenden Pulvers mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm und bestehend aus 20 bis 60 Gew.-% Mo, 3 bis 12 Gew.-% Cr, 1 bis 5 Gew.-% Si und dem Rest Co und unvermeidbaren Verunreinigungen, und eines Graphitpulvers; Mischen von 40 bis 70 Gew.-% des hartphasebildenden Pulvers, 0,8 bis 2,0 Gew.-% des Graphitpulvers und dem Rest an grundmassebildenden Pulver, um ein Rohpulver vorzubereiten; Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünlingspresskörper; und Sintern des Grünlingspresskörpers.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach Anspruch 13, bei dem das grundmassebildende Pulver 90 Gew.-% oder mehr eines feinen Pulvers mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 46 μm enthält, wobei der Rest des grundmassebildenden Pulvers einen Partikeldurchmesser von 74 μm aufweist.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach Anspruch 13 oder 14, bei dem das grundmassebildende Pulver wenigstens ein Pulver ist, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus dem Folgenden (A) bis (E): (A) Stahlpulver bestehend aus 1,5 bis 5 Gew.-% Mo und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (B) Stahlpulver bestehend aus 2 bis 4 Gew.-% Cr, 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,2 bis 0,4 Gew.-% V, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (C) Stahlpulver bestehend aus 5,5 bis 7,5 Gew.-% Co, 0,5 bis 3 Gew.-% Mo, 0,1 bis 3 Gew.-% Ni, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (D) Stahlpulver bestehend aus 0,4 bis Gew.-% Mo, 0,6 bis 5 Gew.-% Ni, 0,5 bis 5 Gew.-% Cu, 0,05 bis 2 Gew.-% Cr, 0,05 bis 06 Gew.-% V, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (E) Teildiffusionsverbindung-Legierungspulver bestehend aus 1 bis 10 Gew.-% Ni, 1 bis 3 Gew.-% Cu, 0,4 bis 1,0 Gew.-% Mo, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach einem der Ansprüche 13 bis 15, bei dem zum Rohpulver wenigstens ein Sulfidpulver zugegeben wird, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus den folgenden (F) bis (I), so dass die Menge an S im Rohpulver 0,04 bis 5 Gew.-% beträgt: (F) Molybdän-Disulfid-Pulver, (G) Wolfram-Disulfid-Pulver, (H) Eisensulfidpulver, (I) Kupfersulfidpulver.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach Anspruch 16, bei dem wenigstens Chrom enthaltendes Stahlpulver mit einem maximalen Partikeldurchmesser von 150 μm, auswählt aus einer Gruppe bestehend aus den Folgenden (J) bis (N), als schmiermittelphasebildendes Pulver zum Rohpulver in einer Menge von 5 bis 20 Gew.-% zugegeben wird. (J) Chrom enthaltendes Stahlpulver bestehend aus 4 bis 25 Gew.-% Cr, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (K) Chrom enthaltendes Stahlpulver bestehend aus 4 bis 25 Gew.-% Cr, 3,5 bis 22 Gew.-% Ni und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (L) Chrom enthaltendes Stahlpulver bestehend aus 4 bis 25 Gew.-% Cr, 3,5 bis 22 Gew.-% Ni, 0,3 bis 7 Gew.-% Mo, 1 bis 4 Gew.-% Cu, 0,1 bis 5 Gew.-% Al, 0,3 Gew.-% oder weniger N, 5,5 bis 10 Gew.-% Mn, 0,15 bis 5 Gew.-% Si, 0,45 Gew.-% oder weniger Nb, 0,2 Gew.-% oder weniger P, 0,15 Gew.-% oder weniger S, und 0,15 Gew.-% oder weniger Se, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (M) Chrom enthaltendes Stahlpulver bestehend aus 7,5 bis 25 Gew.-% Cr, 0,3 bis 3,0 Gew.-% Mo, 0,25 bis 2,4 Gew.-% C, 0,2 bis 2,2 Gew.-% V, 1,0 bis 5,0 Gew.-% W, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (N) Chrom enthaltendes Stahlpulver bestehend aus 4 bis 6 Gew.-% Cr, 4 bis 8 Gew.-% Mo, 0,5 bis 3 Gew.-% V, 4 bis 8 Gew.-% W, 0,6 bis 1,2 Gew.-% C, und dem Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach einem der Ansprüche 15 bis 17, bei dem das Rohpulver ferner 5 Gew.-% oder weniger eines Nickelpulvers enthält.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach einem der Ansprüche 15 bis 18, bei dem das Rohpulver ferner 5 Gew.-% oder weniger eines Kupferpulvers enthält.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach einem der Ansprüche 13 bis 19, bei dem das Rohpulver ferner 2 Gew.-% oder weniger von wenigstens einem Pulver enthält, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus Mangansulfidpulver, Calciumfluoridpulver, Bornitridpulver, Magnesium-Metasilikat-Mineralpulver, Wismutpulver und Wismutoxidpulver.
Fertigungsverfahren für einen gesinterten Ventilsitz nach einem der Ansprüche 13 bis 20, bei dem Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung oder ein Acrylharz in die Poren des gesinterten Presskörpers infiltriert oder imprägniert ist.