DE102010055463B4

DE102010055463B4 - Gesinterte Ventilführung und Herstellungsverfahren hierfür

Info

Publication number: DE102010055463B4
Application number: DE102010055463A
Authority: DE
Inventors: Hiroki Fujitsuka; Hideaki Kawata
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2009-12-21
Filing date: 2010-12-21
Publication date: 2013-06-27
Anticipated expiration: 2030-12-22
Also published as: CN102102161B; JP5525986B2; US9212572B2; CN102102161A; JP2011149088A; DE102010055463A1; GB2476395B; KR101194079B1; US20110146448A1; GB201021678D0; KR20110073291A; GB2476395A; DE102010055463C5

Abstract

Gesinterte Ventilführung, aufweisend eine metallische Struktur, die eine gemischte Struktur und eine feste Phase, worin feste Partikel in einer Legierungs-Matrix dispergiert sind, hat, wobei die gemischte Struktur aus Perlit, einer ternären eutektischen Fe-P-C-Phase, einer Ferrit-Phase, einer Kupfer-Phase und Poren besteht, wobei die gemischte Struktur aus, in Gew.-%, 0.075 bis 0.525% an P, 3.0 bis 10.0% an Cu, 1.0 bis 3.0% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und die feste Phase in 2 bis 15 Gew.-% in der gemischten Struktur dispergiert ist.

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft eine gesinterte Ventilführung, die in einem Verbrennungsmotor verwendet werden kann, und betrifft auch ein Herstellungsverfahren für die gesinterte Ventilführung. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung eine Methode, um die Strapazierfähigkeit der gesinterten Ventilführung weiter zu verbessern.
Stand der Technik
Eine in einem Verbrennungsmotor verwendete Ventilführung ist eine rohrförmige Komponente mit einer inneren, umlaufenden Oberfläche zum Führen von Ventilschäften eines Einlassventils und eines Auslassventils. Das Einlassventil kann so betrieben werden, dass Treibgas in eine Verbrennungskammer eines Verbrennungsmotors aufgenommen wird, und das Auslassventil kann so betrieben werden, dass Verbrennungsgas aus der Verbrennungskammer ausgelassen wird. Demnach muss die Ventilführung strapazierfähig sein und auch leichtgängige Gleiteigenschaften erhalten, um keine langanhaltende Abnutzung der Ventilschäfte zu verursachen. Grundsätzlich werden aus Gusseisen hergestellte Ventilführungen verwendet, aber in letzter Zeit sind vielfach aus einer gesinterten Legierung hergestellte Ventilführungen benutzt worden. Der Grund dafür ist, dass gesinterte Legierungen eine spezifische Metallstruktur haben können, welche aus Block-Materialien nicht erhalten werden können, und demnach können die gesinterten Legierungen Strapazierfähigkeit haben. Zudem können Produkte mit der gleichen Form in großen Mengen hergestellt werden, sobald eine Matrix-Anordnung gemacht worden ist, und demnach sind die gesinterten Legierungen für die kommerzielle Produktion geeignet. Zudem kann eine gesinterte Legierung in eine Form gebracht werden, die einem Produkt ähnlich ist, und somit kann die Materialausbeute bei der Bearbeitung hoch sein. Beispielsweise hat eine gesinterte Legierung eine Metallstruktur, in welcher eine Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase präzipitiert ist und freie Graphitpartikel in einer perlitischen Matrix dispergiert sind. In diesem Fall ist die perlitische Matrix durch Hinzufügen von Kupfer und Zinn gestärkt. Gesinterte Ventilführungen, die aus dieser gesinterten Legierung hergestellt sind, sind in der japanischen, geprüften Patent-Veröffentlichung Nr. 55-034858 und der japanischen Patentanmeldung mit der Veröffentlichungsnummer 4-157140 beschrieben. Diese gesinterten Ventilführungen sind in Automobilen montiert worden und sind kommerziell als Automobil-Ventilführungen von inländischen und internationalen Automobilherstellern verwendet worden.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Entsprechend den Trends in Richtung Leistungsverbesserung und Kraftstoffeffizienz von Verbrennungsmotoren für Automobile in den letzten Jahren, sind die Ventilführungen höheren Temperaturen und höheren Drücken während des Betriebs der Verbrennungsmotoren ausgesetzt worden. Zudem wurden die Mengen an Schmiermittel, die auf eine Verbindungsstelle zwischen einer Ventilführung und einem Ventilschaft aufgebracht werden, in Anbetracht neuester Umwelt-Aspekte reduziert. Demnach müssen Ventilführungen unter schwierigeren Gleiteigenschaften standhalten. Unter diesen Umständen benötigen Ventilführungen eine höhere Strapazierfähigkeit und demnach muss die Strapazierfähigkeit gesinterter Ventilführungen weiter verbessert werden. Dementsprechend ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine gesinterte Ventilführung und ein Herstellungsverfahren hierfür bereitzustellen, und die gesinterte Ventilführung hat eine verbesserte Strapazierfähigkeit gegenüber der von gesinterten Ventilführungen, die in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung Nr. 55-034858 und der japanischen Patentanmeldung mit der Veröffentlichungsnummer 4-157140 beschrieben sind.
Die vorliegende Erfindung betrifft eine gesinterte Ventilführung, aufweisend eine metallische Struktur, die eine gemischte Struktur und eine feste Phase, worin feste Partikel in einer Legierungs-Matrix dispergiert sind, hat. Die gemischte Struktur besteht aus Perlit, einer ternären eutektischen Fe-P-C-Phase, einer Ferrit-Phase, einer Kupfer-Phase und Poren, und die gemischte Struktur besteht aus, in Gew.-%, 0.075 bis 0.525% an P, 3.0 bis 10.0% an Cu, 1.0 bis 3.0% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. Die feste Phase ist zu 2 bis 15 Gew.-% in der gemischten Struktur dispergiert.
Die gemischte Struktur umfasst vorzugsweise zusätzlich nicht mehr als 1.1 Gew.-% an Sn, und die Kupfer-Phase ist vorzugsweise teilweise oder vollständig aus einer Kupfer-Zinn-Legierungs-Phase hergestellt.
In der festen Phase sind die festen Partikel vorzugsweise in der Legierungs-Matrix der festen Phase konzentriert. Die festen Partikel sind vorzugsweise wenigstens eine Art ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Molybdän-Siliziden, Chrom-Carbiden, Molybdän-Carbiden, Vanadium-Carbiden und Wolfram-Carbiden. Die Legierungs-Matrix der festen Phase ist vorzugsweise eine Art Eisen-basierte Legierung und Kobalt-basierte Legierung.
Zudem ist die feste Phase weiter bevorzugt hergestellt aus wenigstens einer ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus

(A) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(B) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C, zumindest einem von 0.3 bis 3.0% an Mo und 0.2 bis 2.2% an V und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(C) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 8% an Mo, 0.5 bis 3% an V, 4 bis 8% an W, 2 bis 6% an Cr, 0.6 bis 1.2% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(D) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(E) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo, zumindest einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0.5 bis 10% an Cr, 0.5 bis 10% an Ni und 0.5 bis 5% an Mn und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und
(F) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 1.5 bis 3.5% an Si, 7 bis 11% an Cr, 26 bis 30% an Mo und zum Rest aus Co und unvermeidbaren Verunreinigungen.

Die vorliegende Erfindung stellt ein Herstellungsverfahren für eine gesinterte Ventilführung bereit, und das Herstellungsverfahren umfasst das Bereitstellen eines Eisen-Pulvers, eines Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulvers bestehend aus 15 bis 21 Gew.-% an P und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, eines Kupfers-Pulvers, eines Graphit-Pulvers, und einem eine feste Phase bildenden Pulvers. Das Herstellungsverfahren umfasst auch das Mischen von 0.5 bis 1.5 Gew.-% des Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulvers, 3 bis 10 Gew.-% des Kupfer-Pulvers, 1 bis 3 Gew.-% des Graphit-Pulvers und 2 bis 15 Gew.-% des eine feste Phase bildenden Pulvers mit dem Eisen-Pulver zu einem Roh-Pulver. Das Herstellungsverfahren umfasst weiterhin das Füllen einer rohrförmigen Kavität einer Matrix-Anordnung mit dem Roh-Pulver, Verdichten des Roh-Pulvers zu einem rohrförmigen Grünling und Sintern des Grünlings bei einer Heiztemperatur von 950 bis 1050°C in nicht-oxidierender Atmosphäre.
Außerdem umfasst die Gesamtmischung des Roh-Pulvers vorzugsweise 3 bis 10 Gew.-% an Cu und nicht mehr als 1.1 Gew.-% an Sn. Demnach umfasst das Herstellungsverfahren vorzugsweise zudem das Hinzufügen wenigstens einer Art eines Zinn-Pulvers und eines Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers, welches aus nicht weniger als 8 Gew.-% an Sn und zum Rest aus Cu und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, zu dem Roh-Pulver, wobei die Menge an Kupfer-Pulver angepasst wird. Alternativ umfasst das Herstellungsverfahren vorzugsweise zudem das Hinzufügen des Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers oder sowohl des Zinn-Pulvers als auch des Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers, zu dem Roh-Pulver, anstelle des Hinzufügens des Kupfer-Pulvers.
Weiterhin ist das die feste Phase bildende Pulver vorzugsweise hergestellt aus wenigstens einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus

(A) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(B) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 4 to 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C, zumindest einem von 0.3 bis 3.0% an Mo und 0.2 bis 2.2% an V und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(C) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 8% an Mo, 0.5 bis 3% an V, 4 bis 8% an W, 2 bis 6% an Cr, 0.6 bis 1.2% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(D) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
(E) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo, zumindest einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0.5 bis 10% an Cr, 0.5 bis 10% an Ni und 0.5 bis 5% an Mn und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und
(F) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 1.5 bis 3.5% an Si, 7 bis 11% an Cr, 26 bis 30% an Mo und zum Rest aus Co und unvermeidbaren Verunreinigungen.

In der gesinterten Ventilführung gemäß der vorliegenden Erfindung sind die ternäre eutektische Fe-P-C-Phase (nachstehend „Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase” genannt) und auch die feste Phase in der Eisen-basierten Matrix dispergiert, wobei die Strapazierfähigkeit verbessert wird. Demnach wird die gesinterte Ventilführung gemäß der vorliegenden Erfindung vorzugsweise für Ventilführungen verwendet, die bei in letzter Zeit schwieriger gewordenen Gleiteigenschaften verwendet werden. Außerdem kann die gesinterte Ventilführung gemäß dem Herstellungsverfahren für die gesinterte Ventilführung gemäß der vorliegenden Erfindung auf konventionell übliche, einfache Art hergestellt werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
1 ist eine schematische Ansicht, die eine metallische Struktur einer gesinterten Ventilführung gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
BEVORZUGTE AUSGESTALTUNG DER ERFINDUNG
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben sich bemüht, eine gesinterte Ventilführung, die auf der gesinterten Ventilführung basiert welche in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung Nr. 55-034858 beschrieben ist, zu verbessern, und sie haben Folgendes herausgefunden. Nämlich, dass die Strapazierfähigkeit in großem Maße verbessert wird, indem eine Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase und auch eine feste Phase in eine Matrix dispergiert werden. Zudem haben sie eine feste Phase gefunden, worin feste Partikel konzentriert und in einer Legierungs-Matrix dispergiert sind, welche aus einer Art Eisen-basierten Legierung und einer Kobalt-Legierung hergestellt ist. Die festen Partikel sind wenigstens eine Art ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Molybdän-Siliziden, Chrom-Carbiden, Molybdän-Carbiden, Vanadium-Carbiden und Wolfram-Carbiden. Diese feste Phase reduziert die Stärke nicht in großem Maße und wird vorzugsweise für eine großartige Verbesserung der Strapazierfähigkeit verwendet. Die vorliegende Erfindung wurde auf Basis dieser Erkenntnisse erhalten, und eine metallische Struktur und Gründe für Mengenbeschränkungen in den Mischungen der vorliegenden Erfindung werden hiernach mit Funktionen der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Die gesinterte Ventilführung der vorliegenden Erfindung hat eine metallische Struktur, worin Poren dispergiert sind. Durch Imprägnieren der Poren mit Schmiermittel behält die gesinterte Ventilführung das Schmiermittel und kann sanft einen Ventilschaft entlang gleiten. Weiterhin wird zusätzliches Schmiermittel von einem Ventilsystem bereitgestellt und erreicht eine innere umlaufende Oberfläche, an welcher die gesinterte Ventilführung in einem Ventil gleitet, durch die Poren, wenn etwas von dem Schmiermittel verbraucht wird. Die Menge solcher Poren mit solchen Funktionen beträgt geeigneterweise 10 bis 20 Volumen-%. Wenn die Menge der Poren weniger als 10 Volumen-% beträgt, könnte die gesinterte Ventilführung das Schmiermittel nicht ausreichend behalten, und das zusätzliche Schmiermittel könnte nicht ausreichend bereitgestellt werden, wenn das Schmiermittel verbraucht wird. Andererseits wird die Menge an Matrix relativ reduziert, wenn die Menge an Poren größer ist als 20 Volumen-%, wobei die Stärke der gesinterten Legierung in großem Maße reduziert wird. Zudem könnten sich Fälle ergeben, in welchen das Schmiermittel an einer Auslass-Seite der gesinterten Ventilführung ausläuft und weißen Rauch erzeugt.
Die gesinterte Ventilführung gemäß der vorliegenden Erfindung hat eine Matrix, die aus einer gemischten Struktur einer Perlit-Phase, einer Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase, einer Ferrit-Phase und einer Kupfer-Phase hergestellt ist, und die gesinterte Ventilführung weist eine metallische Struktur auf, worin eine feste Phase in der Matrix dispergiert ist.
In der Matrix der gesinterten Ventilführung beträgt die Menge der Perlit-Struktur in der Querschnittsfläche nicht weniger als 50% der Matrix, so dass die Stärke der Matrix erhöht wird. Durch Sintern eines Roh-Pulvers, welches eine Mischung eines Eisen-Pulver und eines Graphit-Pulver ist, wird der Kohlenstoff in das Eisen-Pulver dispergiert, wobei die Matrix der gesinterten Ventilführung gebildet wird. Das Eisen-Pulver und das Graphit-Pulver werden als Roh-Pulver verwendet, weil ein metallisches Pulver, in welchem Kohlenstoff in Metall fest-gelöst ist, hart ist und geringe Komprimierbarkeit besitzt. Wenn die Menge an Graphit-Pulver nicht ausreichend ist, wird die Menge an Kohlenstoff, die mit der Matrix kombiniert wird, unzureichend, und eine große Menge an Ferrit-Phase (α-Eisen) wird gebildet, wobei die Stärke der Matrix reduziert wird.
Die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase ist in der Perlit-Matrix dispergiert. Durch Mischen des Graphit-Pulvers und eines Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulvers mit dem Eisen-Pulver und durch Sintern davon, fällt eine Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindung in Form von Plättchen in einer Kristallkorngrenze der Perlit-Phase aus und bildet eine harte Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase. Infolgedessen wird die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert. Durch Bilden der Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase wird eine Ferrit-Phase um die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase gebildet. In diesem Fall wird die Stärke der Matrix nicht in großem Maße reduziert und die Menge an Ferrit ist akzeptabel, solange nicht weniger als 50% der Matrix aus Perlit bestehen, bezogen auf das Flächenverhältnis wie vorangehend beschrieben, auch wenn Ferrit als Rückstand gebildet wird. Die Menge an Graphit-Pulver wird im Folgenden beschrieben.
Um die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase zu bilden, benötigt die gesinterte Legierung P. Wenn die Menge an P in der gesinterten Legierung in der Gesamtmischung geringer ist als 0.075 Gew.-%, wird die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase nicht ausreichend gebildet, wobei der Effekt zur Verbesserung der Strapazierfähigkeit nicht ausreichend erhalten wird. Andererseits, wenn die Menge an P größer ist als 0.525 Gew.-%, wird zu viel der Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase gebildet, wobei die Matrix der gesinterten Legierung spröde wird. Demnach wird die Stärke der gesinterten Legierung reduziert und der Grad an Verschleißeigenschaften im Hinblick auf ein Füge-Material wird merklich erhöht. Dementsprechend sollte die Menge an P in der Gesamtmischung 0.075 bis 0.525 Gew.-% sein.
P wird zu dem Roh-Pulver in Form eines Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulvers hinzugefügt, welches einfach handzuhaben ist. Eine Eisen-Phosphor-Legierung umfassend etwa 10 bis 13 Gew.-% an P, bildet bei Temperaturen zwischen 950 und 1050°C eine flüssige Phase davon. Obwohl eine große Menge der flüssigen Phase die Formstabilität der gesinterten Legierung reduziert und nicht bevorzugt ist, beschleunigt eine angemessene Menge an flüssiger Phase das Halswachstum und verbessert damit die Stärke der gesinterten Legierung. Dementsprechend wird ein Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver umfassend nicht weniger als 15 Gew.-% an P verwendet, um in geeigneter Weise die Bildung der flüssigen Phase zu kontrollieren.
P in dem Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver umfassend nicht weniger als 15 Gew.-% an P wird durch Sintern in dem Eisen-Pulver dispergiert. Deshalb liegt die Menge an P in dem Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver teilweise in dem oben erwähnten Bereich, wobei eine flüssige Phase gebildet wird. Die flüssige Phase befeuchtet und bedeckt die Oberfläche der Partikel des Eisen-Pulvers, und dann wird P rasch von dieser flüssigen Phase in das Eisen-Pulver dispergiert. Im Ergebnis wird die Menge an P, die in der flüssigen Phase enthalten ist, unterhalb des oben genannten Bereichs liegen, und die flüssige Phase wandelt sich zu einer festen Phase um. Daher wird das Halswachstum zwischen den Partikeln des Eisen-Pulvers beschleunigt, wobei die Stärke verbessert wird. Zudem wird die flüssige Phase zu einem Teil aus dem Eisen-Pulver gebildet und wandelt sich für kurze Zeit in die feste Phase um, wobei große Abnahmen in der Formstabilität verhindert werden.
Wenn die Menge an P in dem Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver weniger als 15 Gew.-% beträgt, wird die Mischung der Eisen-Phosphor-Legierung wegen der Dispergierung von P beim Sintern im oberen Bereich der Bildung der flüssigen Phase liegen. infolgedessen wird eine große Menge der flüssigen Phase gebildet, wobei die Formstabilität reduziert wird. Andererseits, wenn die Menge an P in dem Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver größer ist als 21 Gew.-%, wird das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver gehärtet, wobei die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert wird. Demnach werden die Dichten des Grünlings und der gesinterten Legierung reduziert, und die Stärke der gesinterten Ventilführung wird unzureichend sein. Dementsprechend wird ein Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver umfassend 15 bis 21 Gew.-% an P verwendet, und die Menge an Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver in der Gesamtmenge des Roh-Pulvers wird auf etwa 0.5 bis 2.5 Gew.-% eingestellt.
In der Matrix der gesinterten Legierung, die eine gemischte Struktur hat, in welcher die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase in der Perlit-Matrix dispergiert ist, ist auch eine Kupfer-Phase dispergiert. Die Kupfer-Phase wird durch Kupfer gebildet, das beim Sintern des Roh-Pulvers, in welches ein Kupfer-Pulver gemischt ist, in der metallischen Struktur verbleibt. Die Kupfer-Phase ist weich und verbessert die Anpassungsmöglichkeit an ein Ventil, welches ein gleitendes Füge-Material ist, und auch die thermische Leitfähigkeit. Dementsprechend werden die Strapazierfähigkeit und die maschinelle Bearbeitbarkeit der gesinterten Legierung verbessert. Diese Effekte der Kupfer-Phase werden wirksam unter Bedingungen erhalten, in denen die Kupfer-Phase in nicht weniger als 0.5% eines Beobachtungsbereichs einer sektionalen Struktur in der Matrix dispergiert ist. Dementsprechend wird die Menge an Kupfer-Phase vorzugsweise so eingestellt, dass diese nicht weniger als 0.5% eines Beobachtungsbereichs einer sektionalen Struktur beträgt.
Das Kupfer-Pulver bildet nicht nur die Kupfer-Phase sondern beschleunigt auch das Sintern. Zudem wird ein wenig des Kupfer-Pulvers dispergiert und in der Matrix fest-gelöst, wobei die Stärke der Matrix verbessert wird. Wenn die Menge an Cu in der Gesamtmischung weniger als 3 Gew.-% beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht ausreichend erhalten. Andererseits, wenn die Menge an Cu größer ist als 10 Gew.-%, werden die oben genannten Effekte für diese Menge nicht in großem Maße verbessert. Demnach wird die Menge an Cu in der Gesamtmischung so eingestellt, dass sie 3 bis 10 Gew.-% beträgt. Cu wird zu dem Roh-Pulver in Form eines Kupfer-Pulvers hinzugefügt. Demnach wird die Menge an Kupfer-Pulver in dem Roh-Pulver auf 3 bis 10 Gew.-% eingestellt.
Die Stärke der gesinterten Legierung in der gesinterten Ventilführung wird durch Hinzufügen von nicht mehr als 1.1 Gew.-% an Sn in der Gesamtmischung weiter verbessert. Da der Schmelzpunkt von Sn 232°C beträgt und niedrig ist, schmilzt Sn und formt eine flüssige Phase wenn die Temperatur auf die oben genannte Sinter-Temperatur ansteigt. Demnach fördert Sn das Sintern und verbessert dabei die Stärke der gesinterten Legierung. Zudem wird ein wenig von Sn mit Cu legiert und stärkt die Kupfer-Phase, wobei Sn die Stärke der gesinterten Legierung verbessert. In diesem Fall wird ein Teil oder die gesamte Menge der in der gesinterten Legierung dispergierten Kupfer-Phase zu einer Kupfer-Zinn-Legierungs-Phase umgewandelt. Wenn die Menge an Sn größer als 1.1 Gew.-% ist, verursacht Sn Versprödung der gesinterten Legierung. Demnach ist es notwendig, dass die Menge an Sn nicht größer ist als 1.1 Gew.-%.
Sn mit den oben genannten Effekten kann in Form eines Zinn-Pulvers zu dem Roh-Pulver hinzugefügt werden, aber wenn Sn in der Form eines Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers hinzugefügt wird, wird leicht eine einheitliche Struktur erhalten. Im Fall der Verwendung eines Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers steigt die Temperatur der Bildung der flüssigen Phase mit der Abnahme der Menge an Sn. Demnach ist es notwendig, dass das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver eine solche Zusammensetzung hat, dass die Temperatur der Bildung der flüssigen Phase nicht über 900°C liegt, um die oben genannten Effekte zu erzielen. Dementsprechend wird die Menge an Sn in dem Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver so eingestellt, dass sie nicht weniger als 8 Gew.-% beträgt.
Wenn die Menge an Sn in dem Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver groß ist, wird die Temperatur der Bildung der flüssigen Phase reduziert, und die Menge an Sn, die in der Matrix der gesinterten Legierung dispergiert ist, wird erhöht. Demnach wird die Menge an Sn in dem Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver auf nicht mehr als 11 Gew.-% eingestellt, um die Kupfer-Phase durch Sn zu stärken. Infolgedessen wird die Temperatur der Bildung der flüssigen Phase nicht weniger als 800°C betragen, wobei die Bildung der flüssigen Phase verzögert werden wird, während die Temperatur bis zur Sinter-Temperatur ansteigt. Dementsprechend wird die Menge an Sn, die in der Matrix der gesinterten Legierung dispergiert ist, reduziert, während die Menge an Sn, die in der Kupfer-Zinn-Legierungs-Phase fest-gelöst ist, erhöht wird. Das Zinn-Pulver und das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver können zu dem Roh-Pulver entweder alleine oder in Kombination zugegeben werden. Wenn das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver verwendet wird, ist es notwendig, die Menge des zu dem Roh-Pulver zugegebenen Kupfer-Pulvers so anzupassen, dass die Menge an Cu in dem Roh-Pulver 3 bis 10 Gew.-% beträgt. Alternativ kann die gesamte Menge des Kupfer-Pulvers durch das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver ersetzt werden.
In der Matrix der gesinterten Legierung, die eine gemischte Struktur besitzt, in welcher die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase und zumindest eine der Kupfer-Phase und der Kupfer-Zinn-Legierungs-Phase in der Perlit-Matrix dispergiert sind, ist auch eine feste Phase dispergiert. Die feste Phase weist eine komplexe Struktur auf, in welcher feste Partikel von zumindest einem von metallischen Carbiden und einer intermetallischen Verbindung konzentriert sind und in einer weichen Legierungs-Matrix präzipitiert sind. Die festen Partikel des metallischen Carbids und der intermetallischen Verbindung verbessern die Strapazierfähigkeit der festen Phase. Zudem reduziert die feste Phase den Grad der Strapazier-Eigenschaften im Hinblick auf ein Füge-Material, da die feste Phase durch Umgeben der festen Partikel von zumindest einem des metallischen Carbids und der intermetallischen Verbindung mit der weichen Legierungs-Matrix gebildet wird. Durch Dispergieren der festen Phase mit solch komplexer Struktur in die Matrix der gesinterten Legierung wird die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert, ohne den Grad der Strapazier-Eigenschaften im Hinblick auf ein Füge-Material zu erhöhen. Das metallische Carbid und die intermetallische Verbindung werden aus der Legierungs-Matrix der festen Phase ausgeschieden und darin dispergiert. Demnach sind das metallische Carbid und die intermetallische Verbindung fest in der Legierungs-Matrix der festen Phase fixiert und blättern nicht leicht ab. Diese Eigenschaft verbessert ebenfalls die Strapazierfähigkeit.
Um die oben genannten Effekte zu erzielen, ist es notwendig, dass die Legierungs-Matrix der festen Phase relativ weich ist und die feste Phase der Matrix der gesinterten Legierung fest fixiert ist, nachdem sie dispergiert worden ist. D. h., eine Eisen-basierte Legierung oder eine Kobalt-basierte Legierung ist für die Legierungs-Matrix der festen Phase geeignet. Andererseits ist es notwendig, dass die festen Partikel eine hohe Härte aufweisen und fest in der Legierungs-Matrix der festen Phase fixiert sind. Demnach sind Molybdän-Silizide, Chrom-Carbide, Molybdän-Carbide, Vanadium-Carbide und Wolfram-Carbide für die festen Partikel geeignet, und zumindest eine Art dieser festen Partikel ist vorzugsweise in der Legierungs-Matrix der festen Phase konzentriert und präzipitiert.
Durch Mischen eines eine feste Phase bildenden Pulvers mit dem Roh-Pulver, welches eine Mischung aus Graphit-Pulver und dem Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Legierungs-Pulver ist, und durch deren Sintern wird die feste Phase, aufweisend die komplexe Struktur, in die Matrix dispergiert. Demnach hängt die Menge an der in die Matrix der gesinterten Legierung dispergierten festen Phase von der Menge des die festen Phase bildenden Pulvers, welches zu dem Roh-Pulver hinzugefügt worden ist, ab. Wenn die Menge der festen, in der Matrix der gesinterten Legierung dispergierten Phase weniger als 2 Gew.-% beträgt, ist die Menge an fester Phase unzureichend, und der Effekt für die Verbesserung der Strapazierfähigkeit wird nicht ausreichend erzielt. Andererseits, wenn die Menge der in die Matrix dispergierten festen Phase größer ist als 15 Gew.-%, ist die Menge des die feste Phase bildenden Pulvers in dem Roh-Pulver groß, wobei die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert wird. Zudem wir die Menge an in der Matrix der gesinterten Legierung dispergierter fester Phase zu hoch, wobei der Grad der Strapazier-Eigenschaften im Hinblick auf einen Ventilschaft erhöht wird, und die gesinterte Legierung kann eine Abnutzung des Ventilschafts verursachen. Dementsprechend ist die obere Grenze der Menge des die feste Phase bildenden Pulvers auf 15 Gew.-% einzustellen.
Insbesondere ist die feste Phase vorzugsweise hergestellt aus wenigstens einer ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus

Feste Phase (A)
Die feste Phase (A) enthält aus Chrom-Carbiden hergestellte, feste Partikel und hat eine aus einer Eisen-Chrom-Legierung hergestellte Legierungs-Matrix. Als die feste Phase bildendes Pulver wird ein feste Phase bildendes Pulver verwendet, das, in Gew.-%, aus 4 bis 25% an Cr, 0,25 bis 2,4% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Demnach wird eine feste Phase gebildet, in welcher Chrom-Carbide in einer Eisen-Chrom-Legierungs-Matrix dispergiert sind.
Cr, enthalten in dem feste Phase bildenden Pulver, bildet Chrom-Carbide, wobei die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert wird. Zudem ist Cr in der Legierungs-Matrix der festen Phase fest-gelöst und stärkt die Legierungs-Matrix, wobei die Strapazierfähigkeit und die Stärke der festen Phase verbessert werden. Zudem ist ein wenig des Cr von dem feste Phase bildenden Pulver in der Matrix dispergiert, wobei die Fixierbarkeit der festen Phase bezüglich der Matrix der gesinterten Legierung erhöht wird. Zudem ist ein wenig des Cr in der Matrix der gesinterten Legierung fest-gelöst und stärkt die Matrix, wobei die Strapazierfähigkeit und die Stärke der gesinterten Legierung verbessert werden.
Wenn die in dem feste Phase bildenden Pulver enthaltene Menge an Cr weniger als 4 Gew.-% beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht ausreichend erzielt. Andererseits, wenn die Menge an Cr größer ist als 25 Gew.-%, wird zu viel der Chrom-Carbide präzipitiert, wobei die Abnutzung eines Füge-Materials wie z. B. eines Ventilschafts beschleunigt wird. Zudem ist die Menge an in dem feste Phase bildenden Pulver fest-gelösten Cr zu groß, wobei das feste Phase bildende Pulver verhärtet wird und die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert wird.
Dementsprechend ist die in dem feste Phase bildenden Pulver enthaltene Menge an Cr so einzustellen, dass sie 4 bis 25 Gew.-% beträgt.
Anstatt die gesamte Menge an Cr zu dem feste Phase bildenden Pulver durch Fest-lösen hinzuzufügen, können die Chrom-Carbide vorübergehend in dem feste Phase bildenden Pulver durch Hinzufügen von C zu dem feste Phase bildenden Pulver präzipitiert werden. In diesem Fall wird die in der Matrix des feste Phase bildenden Pulvers fest-gelöste Menge an Cr reduziert, und dabei wird die Härte der Matrix reduziert. Als Folge dessen wird die Härte des feste Phase bildenden Pulvers reduziert, sogar wenn feste Chrom-Carbide in einem Teil des feste Phase bildenden Pulvers präzipitiert sind. Demnach wird C zu dem feste Phase bildenden Pulver in 0,25 bis 2,4 Gew.-% hinzugegeben. Wenn die in dem feste Phase bildenden Pulver enthaltene Menge an C geringer als 0,25 Gew.-% ist, wird der Effekt zum Reduzieren der Härte des feste Phase bildenden Pulvers nicht ausreichend erzielt. Andererseits, wenn mehr als 2,4 Gew.-% an C in dem feste Phase bildenden Pulver enthalten sind, wird die in dem feste Phase bildenden Pulver präzipitierte Menge an Chrom-Carbiden zu groß, wobei die Härte des feste Phase bildenden Pulvers erhöht wird.
Wenn das feste Phase bildende Pulver, welches die obige Zusammensetzung hat, verwendet wird, wird die Menge an Cr in der Gesamtmischung 0,08 bis 3,75 Gew.-% betragen, da die Menge an feste Phase bildendem Pulver 2 bis 15 Gew.-% beträgt. In diesem Fall entspricht die Menge an C, hinzugefügt durch das feste Phase bildende Pulver, in der Gesamtmischung 0,005 bis 0,36 Gew.-%. Diese Menge wird zu der Menge an C hinzugefügt, welche zu dem Roh-Pulver in Form eines Graphit-Pulvers hinzugefügt worden ist. Das Graphit-Pulver wird weiter unten beschrieben.
Feste Phase (B)
Die feste Phase (B) hat die Zusammensetzung der festen Phase (A) und enthält zudem wenigstens 0,3 bis 3,0 Gew.-% an Mo und 0,2 bis 2,2% an V. In der festen Phase (B) sind, zusätzlich zu den Chrom-Carbiden, Molybdän-Carbide, Vanadium-Carbide und komplexe Carbide davon dispergiert, wobei die Strapazierfähigkeit weiter verbessert wird. In diesem Fall enthält die Gesamtmischung zudem wenigstens eines von 0,006 bis 0,45 Gew.-% an Mo und 0,004 bis 0,33 Gew.-% an V. Diese feste Phase (B) wird gebildet, indem wenigstens eines von 0,3 bis 3,0 Gew.-% an Mo und 0,2 bis 2,2% an V zu dem feste Phase bildenden Pulver der festen Phase (A) zugegeben wird.
Jedes von dem zu dem feste Phase bildenden Pulver hinzugefügten Mo und V verbindet sich mit C in dem feste Phase bildenden Pulver und verbindet sich auch mit dem C, welches in Form des Graphit-Pulvers zugefügt worden ist. Demnach bildet und präzipitiert jedes von Mo und V Molybdän-Carbide, Vanadium-Carbide, komplexe Carbide von Chrom und Molybdän bzw. komplexe Carbide von Chrom und Vanadium in der Eisen-Chrom-Legierungs-Matrix der festen Phase. Für den Fall dass beide, Mo und V, hinzugefügt werden, werden auch komplexe Carbide von Molybdän und Vanadium und komplexe Carbide von Chrom, Molybdän und Vanadium gebildet und in der Eisen-Chrom-Legierungs-Matrix der festen Phase präzipitiert. Dementsprechend verbessern Mo und V zusätzlich zu den Chrom-Carbiden die Strapazierfähigkeit. Da die Vanadium-Carbide fein sind, verhindern die Vanadium-Carbide eine Vergröberung der Chrom-Carbide, wobei die Abnutzung eines Ventilschafts weiter reduziert sein wird.
Jedes von Mo und V, welches nicht Carbide bildet, ist in der festen Phase fest-gelöst, wobei die Hochtemperatur-Härte und Hochtemperatur-Stärke der festen Phase verbessert wird. Die oben genannten Effekte werden nicht ausreichend erzielt, wenn in dem feste Phase bildenden Pulver die Menge an Mo weniger als 0,3 Gew.-% und die Menge an V weniger als 0,2 Gew.-% beträgt. Andererseits, wenn die Menge an Mo größer ist als 3,0 Gew.-% und die Menge an V größer ist als 2,2 Gew.-%, wird zu viel der Carbide präzipitiert, wobei die Abnutzung eines Ventilschafts beschleunigt sein wird.
Feste Phase (C)
Die feste Phase (C) enthält feste Partikel, die aus Molybdän-Carbiden, Vanadium-Carbiden, Wolfram-Carbiden, Chrom-Carbiden und komplexen Carbiden davon hergestellt sind, und hat eine Legierungs-Matrix, die aus einer Eisen-basierten Legierung hergestellt ist. Als feste Phase bildendes Pulver wird ein feste Phase bildendes Pulver verwendet, welches, in Gew.-%, aus 4 bis 8% an Mo, 0,5 bis 3% an V, 4 bis 8% an W, 2 bis 6% an Cr, 0,6 bis 1,2% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Demnach wird eine feste Phase gebildet, in welcher die oben genannten Carbide in einer Eisen-basierten Legierungs-Matrix dispergiert sind.
Jedes von Mo, V, W und Cr, das zu dem feste Phase bildenden Pulver hinzugefügt ist, verbindet sich mit C in dem feste Phase bildenden Pulver und verbindet sich auch mit dem C, welches in Form des Graphit-Pulvers hinzugefügt worden ist. Demnach präzipitiert jedes von Mo, V, W und Cr Molybdän-Carbide, Vanadium-Carbide, Wolfram-Carbide, Chrom-Carbide bzw. komplexe Carbide davon in die Eisen-basierte Legierungs-Matrix der festen Phase. Dementsprechend verbessern Mo, V, W und Cr die Strapazierfähigkeit. Elemente, die nicht Carbide bilden, werden in der festen Phase fest-gelöst, wodurch die Hochtemperatur-Härte und Hochtemperatur-Stärke der festen Phase verbessert werden. Andererseits, wenn die Mengen dieser Elemente zu groß sind, wird zu viel der Carbide präzipitiert, wobei die Abnutzung eines Ventilschafts beschleunigt werden wird. Demnach ist die Zusammensetzung des feste Phase bildenden Pulvers so einzustellen, dass dieses, in Gew.-%, 4 bis 8% an Mo, 0,5 bis 3% an V, 4 bis 8% an W, 2 bis 6% an Cr und 0,6 bis 1,2% an C enthält.
Wenn das feste Phase bildende Pulver mit der oben genannten Zusammensetzung verwendet wird, enthält die Gesamtmischung 0,08 bis 1,2 Gew.-% an Mo, 0,01 bis 0,45 Gew.-% an V, 0,08 bis 1,2 Gew.-% an W und 0,04 bis 0,9 Gew.-% an Cr, da die Menge an feste Phase bildendem Pulver 2 bis 15 Gew.-% beträgt. In diesem Fall entspricht die Menge an C, hinzugefügt durch das feste Phase bildende Pulver, 0,012 bis 0,18 Gew.-% in der Gesamtmischung. Diese Menge wird zu der Menge an C hinzugefügt, welche zu dem Roh-Pulver in Form eines Graphit-Pulvers hinzugefügt worden ist. Das Graphit-Pulver wird weiter unten beschrieben.
Feste Phase (D)
Die feste Phase (D) enthält feste Partikel, die aus Molybdän-Siliziden hergestellt sind, und hat eine Legierungs-Matrix, die aus einer Eisen-basierten Legierung hergestellt ist. Als feste Phase bildendes Pulver wird ein feste Phase bildendes Pulver verwendet, das aus, in Gew.-%, 0,5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Demnach wird eine feste Phase gebildet, in welcher Molybdän-Silizide in einer Eisen-basierten Legierungs-Matrix dispergiert sind.
Das in dem feste Phase bildenden Pulver enthaltene Mo reagiert mit dem Si, welches ebenfalls in dem feste Phase bildenden Pulver enthalten ist. Als Ergebnis davon bildet Mo Molybdän-Silizide, die eine überragende Strapazierfähigkeit und schmierende Eigenschaften haben, und verbessert dadurch die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung. Wenn die Menge an Mo geringer ist als 10 Gew.-%, werden nicht ausreichend Molybdän-Silizide erhalten, wodurch der Effekt zur Verbesserung der Strapazierfähigkeit nicht ausreichend erzielt wird. Andererseits, wenn die Menge an Mo größer ist als 50 Gew.-%, wird das feste Phase bildende Pulver gehärtet, wobei die Komprimierbarkeit beim Verdichten reduziert wird. In diesem Fall wird eine brüchige feste Phase gebildet. Demnach kann ein Teil der gesinterten Legierung beim Zusammenpressen abgeschlagen werden und konnte als abrasives Pulver fungieren, wobei die Strapazierfähigkeit reduziert wird. Dementsprechend ist die Menge an Mo auf 10 bis 50 Gew.-% einzustellen.
Das in dem feste Phase bildenden Pulver enthaltene Si reagiert mit Mo wie oben beschrieben. Als Folge davon bildet Si Molybdän-Silizide, die überragende Strapazierfähigkeit und schmierende Eigenschaften haben, und dabei wird die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert. Wenn die Menge an Si geringer ist als 0,5 Gew.-%, werden die Molybdän-Silizide nicht ausreichend erhalten, wobei der Effekt zur Verbesserung der Strapazierfähigkeit nicht ausreichend erzielt wird. Andererseits, wenn die Menge an Si größer ist als 10 Gew.-%, wird das feste Phase bildende Pulver gehärtet, wodurch die Komprimierbarkeit beim Verdichten reduziert wird. In diesem Fall bildet Si eine Oxidschicht auf den Oberflächen der feste Phase bildenden Pulver-Partikel und verhindert, dass das feste Phase bildende Pulver in dem Pulver des Basis-Legierungs-Stahls dispergiert wird, wobei die Fixierbarkeit der festen Phase reduziert wird. Wenn die Fixierbarkeit gering ist, kann die feste Phase in Gebrauch beim Zusammenpressen abblättern und als abrasives Pulver fungieren, wobei die Strapazierfähigkeit reduziert wird. Demnach ist die Menge an Si auf 0,5 bis 10 Gew.-% einzustellen.
Aus diesen Gründen ist die Menge an Mo auf 10 bis 50 Gew.-% und die Menge an Si auf 0,5 bis 10 Gew.-% in dem feste Phase bildenden. Pulver einzustellen. Wenn das feste Phase bildende Pulver mit der oben genannten Zusammensetzung verwendet wird, umfasst die gesamte Mischung 0,2 bis 7,5 Gew.-% an Mo und 0,01 bis 1,5 Gew.-% an Si, da die Menge an feste Phase bildendem Pulver 2 bis 15 Gew.-% beträgt.
Feste Phase (E)
Die feste Phase (E) hat die Zusammensetzung der festen Phase (D) und umfasst zudem wenigstens eines ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus, in Gew.-%, 0,5 bis 10% an Cr, 0,5 bis 10% an Ni und 0,5 bis 5% an Mn, wobei die Strapazierfähigkeit weiter verbessert wird. In diesem Fall umfasst die Gesamtmischung zudem wenigstens eines ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus, in Gew.-%, 0,01 bis 1,0% an Cr, 0,01 bis 1,0% an Ni und 0,01 bis 0,5% an Mn.
Mn, Ni und Cr stärken die Eisen-basierte Legierungs-Matrix der festen Phase. Durch Stärken der Matrix werden Fluss und Verlust der Molybdän-Silizide verhindert, und dabei wird eine überragende Strapazierfähigkeit erzielt, sogar unter schwierigen Bedingungen. Zudem erhöhen Mn, Ni und Cr die Fixierbarkeit der festen Phase bezüglich des Basis-Legierungs-Stahls, wobei ein Verlust der festen Phase verhindert wird und die Strapazierfähigkeit verbessert wird.
Diese Effekte werden nicht ausreichend erzielt, wenn die Menge an Mn geringer ist als 0,5 Gew.-%, die Menge an Cr geringer ist als 0,5 Gew.-% und die Menge an Ni geringer ist als 0,5%. Andererseits, wenn die Menge an Mn und Cr größer ist als 5 Gew.-% bzw. 10 Gew.-%, formt jedes von Mn und Cr eine Oxidschicht auf den Oberflächen der feste Phase bildenden Pulver-Partikel und verhindert, dass das feste Phase bildende Pulver in das Pulver des Basis-Legierungs-Stahls dispergiert wird. Infolgedessen wird die Fixierbarkeit der festen Phase reduziert. Wenn die Fixierbarkeit gering ist, kann die feste Phase in Gebrauch beim Zusammenpressen abblättern und könnte als abrasives Pulver fungieren, wobei die Strapazierfähigkeit reduziert wird. Wenn die Menge an Ni größer ist als 10 Gew.-%, wird zu viel einer weichen Austenit-Phase in der Eisen-basierten Legierungs-Matrix durch in der Eisen-basierten Legierungs-Matrix dispergiertes Ni gebildet. Demnach werden die Stärke und die Strapazierfähigkeit der festen Phase reduziert.
Feste Phase (F)
Die feste Phase (F) umfasst feste Partikel, die aus Molybdän-Siliziden hergestellt sind, und hat eine Legierungs-Matrix, die aus einer Kobalt-basierten Legierung hergestellt ist. Als die feste Phase bildendes Pulver wird ein feste Phase bildendes Pulver eingesetzt, welches, in Gew.-%, aus 1,5 bis 3,5% an Si, 7 bis 11% an Cr, 26 bis 30% an Mo und zum Rest aus Co und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Demnach wird eine feste Phase gebildet, in welcher Molybdän-Silizide in einer Kobalt-basierten Legierungs-Matrix dispergiert sind.
Co ist in der Matrix der gesinterten Legierung dispergiert und verbindet die feste Phase fest mit der Matrix der gesinterten Legierung. Zudem stärkt das in der Matrix der gesinterten Legierung dispergierte Co die Matrix und verbessert die Temperaturbeständigkeit der Matrix und die Temperaturbeständigkeit der Matrix der festen Phase. Zudem verbindet sich ein wenig des Co mit Mo und Si und bildet komplexe Molybdän-Kobalt-Silizide, wobei die Strapazierfähigkeit verbessert wird.
Mo verbindet sich hauptsächlich mit Si und bildet feste Molybdän-Silizide, und ein wenig des Mo reagiert mit Co und bildet komplexe Molybdän-Kobalt-Silizide, wobei die Strapazierfähigkeit verbessert wird. Wenn die Menge an Mo in dem feste Phase bildenden Pulver geringer ist als 26 Gew.-%, werden die Silizide nicht ausreichend präzipitiert. Andererseits, wenn die Menge an Mo größer ist als 30 Gew.-%, wird eine große Menge an Siliziden gebildet, wobei die Abnutzung eines Füge-Teils beschleunigt werden wird.
Si verbindet sich mit Mo und Co und bildet feste Molybdän-Silizide und komplexe Molybdän-Kobalt-Silizide, wodurch die Strapazierfähigkeit verbessert wird. Wenn die Menge an Si in dem feste Phase bildenden Pulver geringer ist als 1,5 Gew.-%, werden die Silizide nicht ausreichend präzipitiert. Andererseits, wenn die Menge an Si größer ist als 3,5 Gew.-%, wird das feste Phase bildende Pulver gehärtet, wobei die Komprimierbarkeit reduziert wird. In diesem Fall wird eine große Menge an Siliziden gebildet, wodurch die Abnutzung eines Füge-Teils beschleunigt werden wird.
Cr wird in die Matrix der gesinterten Legierung dispergiert, wodurch die Matrix durch Mischkristallverfestigung gestärkt wird, und die Abschreckbarkeit der Matrix wird verbessert. Zudem verbindet Cr die feste Phase fest mit der Matrix der gesinterten Legierung. Weiterhin verbindet sich Cr mit Co und bildet eine diffusive Phase um die feste Phase, wobei der Grad an Einwirkung beim Anliegen an ein Füge-Teil reduziert wird. Wenn die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver geringer ist als 7 Gew.-%, werden die oben genannten Effekte nicht ausreichend erzielt. Andererseits, wenn die Menge an Cr größer ist als 11 Gew.-%, wird das feste Phase bildende Pulver gehärtet, wobei die Komprimierbarkeit reduziert wird.
Wenn das feste Phase bildende Pulver mit der obigen Zusammensetzung verwendet wird, umfasst die Gesamtmischung 1,17 bis 9,82 Gew.-% an Co, 0,52 bis 4,5 Gew.-% an Mo, 0,03 bis 0,525 Gew.-% an Si und 0,14 bis 1,65 Gew.-% an Cr, da die Menge des feste Phase bildenden Pulvers 2 bis 15 Gew.-% beträgt.
Eine Art der festen Phasen (A) bis (F) kann in die Matrix der gesinterten Legierung dispergiert werden, oder mehrere als eine Art der festen Phasen (A) bis (F) können darin zugleich dispergiert werden. Für den Fall, dass mehrere als eine Art der festen Phasen verwendet werden, ist die Obergrenze der Menge des feste Phase bildenden Pulvers wie oben beschrieben auf 15% einzustellen, da die oben beschriebenen Nachteile verursacht werden, wenn die Gesamtmenge der festen Phase zu groß ist.
In der metallischen Struktur der gesinterten Ventilführung ist eine freie Graphit-Phase vorzugsweise in den Poren dispergiert. Es wird dafür gesorgt, dass etwas von dem Graphit-Pulver, welches zu dem Roh-Pulver hinzugefügt worden ist, beim Sintern nicht in die Matrix und die feste Phase dispergiert wird und in der Form von Graphit verbleibt. Infolgedessen wird etwas von dem Graphit-Pulver in die Poren als freies Graphit dispergiert. Das freie Graphit fungiert als ein festes Schmiermittel und verbessert die Bearbeitbarkeit und die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung.
Wie oben beschrieben, wird das Graphit-Pulver zu dem Roh-Pulver hinzugefügt und in die Matrix der gesinterten Legierung dispergiert und bildet eine Perlit-Matrix und eine Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase sowie eine freie Graphit-Phase. Wenn die Menge an Graphit-Pulver in dem Roh-Pulver weniger als 1 Gew.-% beträgt, wird die oben genannte metallische Struktur nicht leicht erhalten. Andererseits, wenn die Menge an Graphit-Pulver größer ist als 3 Gew.-%, wird zu viel der Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase gebildet und fester Zementit (Fe₃C) wird in die Matrix der gesinterten Legierung präzipitiert, wobei die Bearbeitbarkeit der gesinterten Legierung reduziert wird.
Zudem reduziert eine übermäßige Menge an Graphit-Pulver die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers und verursacht eine Segregation und geringes Fließvermögen des Roh-Pulvers. Zudem wird der Anteil an Matrix der gesinterten Legierung reduziert, und dabei wird die Stärke der gesinterten Legierung reduziert. Dementsprechend ist die Menge an Graphit-Pulver in dem Roh-Pulver auf 1 bis 3 Gew.-% einzustellen.
Um die oben genannte metallische Struktur zu erhalten, wird das Sintern bei einer Heiztemperatur von 950 bis 1050°C in nicht-oxidierender Atmosphäre durchgeführt. Wenn die Heiztemperatur beim Sintern niedriger als 950°C ist, wird die Reaktion beim Sintern nicht ausreichend fortgesetzt, und die Stärke der gesinterten Legierung wird außergewöhnlich gering sein. Andererseits, wenn die Heiztemperatur beim Sintern höher als 1050°C ist, wird die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase mit einem netzartigen Erscheinungsbild gebildet, wobei die Strapazierfähigkeit und die Bearbeitbarkeit reduziert werden. Zudem könnte das freie Graphit nicht gebildet werden.
Beim dem Verfahren zur Herstellung der gesinterten Ventilführung gemäß der vorliegenden Erfindung, kann eine übliche Technik eines Pulver-metallurgischen Verfahrens verwendet werden. Das heißt, das Roh-Pulver kann in eine rohrförmige Kavität einer Matrix-Anordnung gefüllt werden, das Roh-Pulver kann zu einem rohrförmigen Grünling verdichtet werden, und der Grünling kann gesintert werden.
Ein Querschnitt einer metallischen Struktur einer gesinterten Ventilführung, die durch das oben genannte Herstellungsverfahren erhalten worden ist, ist schematisch in 1 gezeigt. Die metallische Struktur ist aus einer Matrix, Poren und einer in die Poren dispergierten Graphit-Phase hergestellt, und die Matrix enthält eine Perlit-Phase, eine Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase, eine feste Phase und eine Kupfer-Zinn-Legierungs-Phase. Die feste Phase ist in einem Zustand dispergiert, in welchem feste Partikel in einer Eisen-basierten Legierung oder einer Kobalt-basierten Legierung konzentriert sind. Eine kleine Menge einer Ferrit-Phase ist um die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase herum gebildet.
In der gesinterten Ventilführung wird die Bearbeitbarkeit der gesinterten Legierung verbessert, indem ein Pulver eines die Bearbeitbarkeit verbessernden Materials zu dem Roh-Pulver hinzugefügt wird und indem das die Bearbeitbarkeit verbessernde Material in die gesinterte Legierung dispergiert wird. Als die Bearbeitbarkeit verbesserndes Material wird zumindest eines der Art ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mangan-Sulfide, Kalzium-Fluoride, Molybdän-Disulfide und Magnesium-Metasilicat-Mineralien beschrieben. Wenn die Menge an die Bearbeitbarkeit verbesserndem Material, welches in der gesinterten Legierung dispergiert ist, zu groß ist, könnte das Sintern unterbunden werden, wobei die Stärke der gesinterten Legierung reduziert wird. Demnach ist es erforderlich, die Menge an Pulver des die Bearbeitbarkeit verbessernden Materials, welches zu dem Roh-Pulver hinzugefügt wird, nicht größer als 2,0 Gew.-% einzustellen, so dass die Menge an dem die Bearbeitbarkeit verbessernden Material, welches in der gesinterten Legierung dispergiert ist, nicht größer ist als 2,0 Gew.-%.
BEISPIELE
Die vorliegende Erfindung wird im Folgenden mit Bezug auf praktische Beispiele weiter im Detail beschrieben.
Erstes Beispiel
Die Auswirkungen der Menge an dem feste Phase bildenden Pulver auf die Eigenschaften einer gesinterten Ventilführung wurden untersucht. Bereitgestellt wurden verdüstes Eisen-Pulver als ein Eisen-Pulver, ein Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver bestehend aus 20 Gew.-% an P und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und ein feste Phase bildendes Pulver bestehend aus 12 Gew.-% an Cr, 1,5 Gew.-% an C, und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. Zudem wurden ein elektrolytisches Kupfer-Pulver als ein Kupfer-Pulver, ein Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver bestehend aus 10 Gew.-% an Sn und zum Rest aus Cu und unvermeidbaren Verunreinigungen, und ein Graphit-Pulver bereitgestellt. Diese Pulver wurden gemäß den Mischverhältnissen in Tabelle 1 gemischt, wobei Roh-Pulver erhalten wurden. Die Roh-Pulver wurden bei einem Verdichtungsdruck von 6,0 t/cm² verdichtet und zu rohrförmigen Grünlingen geformt. Einige der Grünlinge hatten einen Außendurchmesser von 11 mm, einen Innendurchmesser von 6 mm, und eine Länge von 40 mm (für einen Abnutzungstest und einen Bearbeitbarkeitstest). Die anderen Grünlinge hatten einen Außendurchmesser von 18 mm, einen Innendurchmesser von 10 mm und eine Länge von 10 mm (für einen Druckfestigkeitstest). Die Grünlinge wurden bei 1000°C für 60 Minuten in nicht-oxidierender Atmosphäre gesintert, wobei gesinterte Legierungs-Proben der Proben-Nr. 01 bis 08 erhalten wurden. Die Probe der Proben-Nr. 08 wurde als herkömmliches Beispiel hergestellt und war eine Probe einer gesinterten Legierung wie in der japanischen, geprüften Patentveröffentlichung Nr. 55-034858 beschrieben. Die Gesamtmischungen der Proben sind in Tabelle 2 gezeigt.
In diesen Proben wurden das Abnutzungsergebnis einer Ventilführung und das Abnutzungsergebnis eines Ventilschafts mittels des Abnutzungstests gemessen, und die Druckfestigkeit wurde mittels des Druckfestigkeitstests gemessen.
Der Abnutzungstest wurde wie folgt unter Verwendung eines Abnutzungstest-Apparats durchgeführt. Die gesinterte Legierungs-Probe in Rohrform wurde an dem Abnutzungstest-Apparat festgemacht, und ein Ventilschaft eines Ventils wurde in die gesinterte Legierungs-Probe eingebracht. Das Ventil wurde an einem Bereich des unteren Endes eines Kolbens, welcher hin- und herbewegt werden wird, befestigt. Dann wurde das Ventil bei einer Hubgeschwindigkeit von 3000 Mal pro Minute und einer Hublänge von 8 mm bei 500°C in Abgas-Atmosphäre hin- und herbewegt, und zur selben Zeit wurden 5 MPa Querbelastung an dem Kolben angelegt. Nachdem das Ventil 30 Stunden hin- und herbewegt worden ist, wurde das Abnutzungsergebnis (in μm) der inneren, umlaufenden Oberfläche des gesinterten Formteils gemessen.
Der Druckfestigkeitstest wurde gemäß dem Verfahren durchgeführt, welches in Z2507, angegeben durch den japanischen Industriestandard, beschrieben ist. Eine gesinterte Legierungs-Probe mit einer Rohrform hatte einen äußeren Durchmesser von D (mm), eine Wandstärke von e (mm), und eine Länge von L (mm). Die gesinterte Legierungs-Probe wurde durch Erhöhen der Druckbelastung radial gepresst, und eine maximale Belastung F (N) wurde gemessen, als die gesinterte Legierungs-Probe brach. Dann wurde eine Druckfestigkeit (N/mm²) mittels folgender erster Formel berechnet.
Erste Formel

K = F × (D – e)/(L × e²)

Diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Es sollte angemerkt werden, dass in den Tabellen das Abnutzungsergebnis der Ventilführung durch das Symbol „VG”, und das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts durch das Symbol „VS” angegeben wird.
Tabelle 1
Tabelle 2
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 01 bis 07 in Tabelle 1 und 2 werden die Auswirkungen der Menge an dem feste Phase bildenden Pulver gezeigt.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 01, in welcher das feste Phase bildende Pulver nicht hinzugefügt worden ist und die feste Phase nicht dispergiert worden ist, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung groß und größer als das der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08). Der Grund dafür ist, dass die Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) Sn enthielt und eine durch Sn gestärkte Matrix hatte, während die gesinterte Legierungs-Probe der Proben-Nr. 01 kein Sn enthielt und dadurch eine Matrix mit geringerer Stärke und geringerer Strapazierfähigkeit hatte. Andererseits wurde in der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 02, in welcher das feste Phase bildende Pulver zu 1 Gew.-% hinzugefügt worden ist und die feste Phase zu 1 Gew.-% dispergiert worden ist, das Abnutzungsergebnis der Ventilführung reduziert. Obwohl die gesinterte Legierungs-Probe der Proben-Nr. 02 nicht Sn enthielt, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung in etwa ähnlich zu dem der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08).
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 03, in welcher die Menge an dem feste Phase bildenden Pulver 2 Gew.-% betrug, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung um etwa 15% reduziert, und die Strapazierfähigkeit war verbessert. In den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 04 bis 06), in denen das feste Phase bildende Pulver nicht mehr als 15 Gew.-% ausmachte, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung mit einem Anstieg in der Menge an feste Phase bildendem Pulver reduziert.
Mit zunehmender Menge an feste Phase bildendem Pulver war das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts leicht erhöht, aber das Abnutzungsergebnis der Ventilführung im großen Maße reduziert, wobei das Gesamt-Abnutzungsergebnis reduziert war. Infolgedessen war das Gesamt-Abnutzungsergebnis um bis zu 44% gegenüber der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) reduziert. Jedoch war in der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 07, in welcher die Menge an feste Phase bildendem Pulver mehr als 15 Gew.-% betrug, die Menge an fester Phase, die in der gesinterten Legierung dispergiert war, zu groß. Demnach wurden die Abnutzungseigenschaften betreffend das Ventil erhöht, und das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts wurde erhöht. Zudem wirkten die Abnutzungs-Partikel des Ventilschafts als ein abrasives Pulver, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung ebenfalls erhöht wurde. Dementsprechend war das Gesamt-Abnutzungsergebnis bemerkenswert erhöht.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 01, in welcher das feste Phase bildende Pulver nicht hinzugefügt worden ist und die feste Phase nicht dispergiert war, war die Druckfestigkeit am höchsten. Diese Druckfestigkeit war geringfügig niedriger als die der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08). Dies war deshalb der Fall, weil die gesinterte Legierungs-Probe der Proben-Nr. 01 kein Sn enthielt und dadurch die Matrix nicht wie oben beschrieben gestärkt worden ist. in den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 02 bis 07), in welchen das feste Phase bildende Pulver hinzugefügt worden ist, war die Druckfestigkeit geringer als die der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 01, in welche das feste Phase bildende Pulver nicht hinzugefügt worden ist und die feste Phase nicht dispergiert war. In diesem Fall waren sämtliche Druckfestigkeiten mit ansteigender Menge an fester Phase bildendem Pulver reduziert. Dies war der Fall, weil die feste Phase mit geringer Stärke erhöht war, und die Komprimierbarkeit mit Zunahme des feste Phase bildenden Pulvers in dem Roh-Pulver reduziert war. In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 06, in welcher die Menge an feste Phase bildendem Pulver 15 Gew.-% betrug, war die Druckfestigkeit nicht geringer als 80% derer von der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08). Dieser Grad an Druckfestigkeit war bei der praktischen Verwendung kein Problem. Andererseits war die Druckfestigkeit der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 07, in welcher die Menge an feste Phase bildendem Pulver mehr als 15 Gew.-% betrug, auf etwa 75% derer der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) reduziert.
Wie oben beschrieben wurde die Strapazierfähigkeit der Ventilführung durch Hinzufügen des feste Phase bildenden Pulvers zu dem Roh-Pulver und durch Dispergieren der festen Phase in der gesinterten Legierung verbessert. Durch Hinzufügen von 2 bis 15 Gew.-% des feste Phase bildenden Pulvers wurde die Strapazierfähigkeit derart verbessert, dass sie größer war als die der herkömmlichen gesinterten Legierung. Obwohl die Druckfestigkeit durch Hinzufügen von 2 bis 15 Gew.-% an feste Phase bildendem Pulver zu dem Roh-Pulver reduziert worden ist, war der Grad an Druckfestigkeits-Reduktion bei der praktischen Verwendung kein Problem.
Zweites Beispiel
Die Auswirkungen der Mengen an Cr und C in dem feste Phase bildenden Pulver auf die Eigenschaften einer gesinterten Ventilführung wurden untersucht. Das Eisen-Pulver, das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver, das Kupfer-Pulver, das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver und das Graphit-Pulver, welche alle in dem ersten Beispiel verwendet worden sind, wurden bereitgestellt. Zudem wurden feste Phase bildende Pulver enthaltend unterschiedliche Mengen an Cr und C bereitgestellt. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 3 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt und Roh-Pulver wurden erhalten. Aus den Roh-Pulvern wurden gesinterte Legierungs-Proben auf die gleiche Weise wie die im ersten Beispiel gebildet, wobei gesinterte Legierungs-Proben der Proben-Nr. 09 bis 22 erhalten wurden. Der Abnutzungstest und der Druckfestigkeitstest wurden mit diesen gesinterten Legierungs-Proben unter den gleichen Bedingungen wie im ersten Beispiel durchgeführt, und das Abnutzungsergebnis und die Druckfestigkeit wurden gemessen. Die Gesamtmischungen und die Testergebnisse dieser Proben sind in Tabelle 4 gezeigt. Es ist anzumerken, dass die Ventile der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05 und die Ventile der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung der Proben-Nr. 08 im ersten Beispiel auch in Tabellen 3 und 4 gezeigt sind.
Tabelle 3
Tabelle 4
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 09 bis 15 in Tabellen 3 und 4 sind die Auswirkungen der Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver gezeigt.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 09, in welcher die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver 2 Gew.-% betrug und die Menge an Cr in der Gesamtmischung 0,2 Gew.-% betrug, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung annähernd gleich zu dem der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08). Andererseits waren in der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 10, in welcher die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver 4 Gew.-% betrug, und die Menge an Cr in der Gesamtmischung 0,4 Gew.-% betrug, die Chrom-Carbide ausreichend in der festen Phase präzipitiert, wobei die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert wurde. Infolgedessen war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung im Vergleich zu dem der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) um 20% reduziert. In den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 10, 11, 05, 12 und 13), in denen die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver nicht mehr als 20 Gew.-% betrug (die Menge an Cr in der Gesamtmischung war nicht größer als 2 Gew.-%), war die Menge an Chrom-Carbiden, die in der festen Phase dispergiert war, mit zunehmender Menge an Cr erhöht, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung reduziert war.
Da die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver erhöht war, da die Menge an in der festen Phase präzipitierten festen Chrom-Carbiden erhöht war, wurde das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts leicht erhöht.
Jedoch war das Gesamt-Abnutzungsergebnis um bis zu etwa 45% dessen der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) reduziert, da das Abnutzungsergebnis der Ventilführung in großem Maße reduziert war. Wenn die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver weiter erhöht worden ist, entsprechend der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 14, in welcher die Menge an Cr 25 Gew.-% betrug (die Menge an Cr in der Gesamtmischung betrug 2,5 Gew.-%), wurde das Gesamt-Abnutzungsergebnis leicht erhöht. Dies lag daran, dass die Menge an in der festen Phase präzipitierten Chrom-Carbiden erhöht war und dadurch das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts leicht erhöht war, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung reduziert war. In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 15, in welcher die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver größer war als 25 Gew.-% (die Menge an Cr in der Gesamtmischung war größer als 2,5 Gew.-%), war die Menge an in der festen Phase präzipitierten Chrom-Carbiden zu groß. Demnach wurde das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts erhöht, und das Abnutzungsergebnis der Ventilführung wurde ebenfalls erhöht, da die Abnutzungs-Partikel des Ventilschafts als ein abrasives Pulver wirkten. Dementsprechend war das Gesamt-Abnutzungsergebnis bemerkenswert erhöht.
Mit erhöhter Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver wurde die Menge an von dem feste Phase bildenden Pulver in die Matrix der gesinterten Legierung dispergiertem Cr erhöht, wobei die Matrix gestärkt wurde.
Demzufolge wurde die Druckfestigkeit erhöht, während die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver nicht größer als 12 Gew.-% war (die Menge an Cr in der Gesamtmischung war nicht größer als 1,2 Gew.-%) (Proben-Nr. 09 bis 11 und 05). Andererseits, wenn die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver größer als 12 Gew.-% war (die Menge an Cr in der Gesamtmischung war größer als 1,2 Gew.-%) (Proben-Nr. 12 bis 15), wurde die Druckfestigkeit reduziert. In diesem Fall war die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver zu groß, wobei die Festigkeit des feste Phase bildenden Pulvers erhöht war. Demnach wurde die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert, und die Dichte des Grünlings wurde erniedrigt. Infolgedessen war die Dichte der gesinterten Legierung reduziert, und die Stärke der gesinterten Legierung war reduziert. In der Probe der Proben-Nr. 15, in welcher die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver mehr als 25 Gew.-% betrug (die Menge an Cr in der Gesamtmischung war größer als 2,5 Gew.-%), war die Druckfestigkeit nicht weniger als 80% derer von der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08).
Wie oben beschrieben wurde die Strapazierfähigkeit verbessert, wenn die Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver im Bereich von 4 bis 25 Gew.-% lag und die Menge an Cr in der Gesamtmischung im Bereich von 0,4 bis 2,5 Gew.-% lag, und der Grad an Druckfestigkeit war bei der praktischen Anwendung kein Problem.
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 16 bis 22 in den Tabellen 3 und 4 sind die Auswirkungen von C in dem feste Phase bildenden Pulver gezeigt.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 16, in welcher die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver 0,1 Gew.-% betrug, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung groß. Dies lag daran, dass die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver gering war, und dementsprechend die Menge an in dem feste Phase bildenden Pulver präzipitierten Chrom-Carbiden gering war. Andererseits war die Menge an in der festen Phase präzipitierten Chrom-Carbiden in der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 17, in welcher die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver 0,25 Gew.-% betrug, erhöht. Demzufolge war die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert, und das Abnutzungsergebnis der Ventilführung war im Vergleich zu dem der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) um etwa 25% reduziert. In den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 18, 19, 05 und 20), in welchen die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver nicht größer als 2 Gew.-% war, war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung reduziert. Dies lag daran, dass die Menge an in der festen Phase dispergierten Chrom-Carbiden mit Zunahme der Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver erhöht war.
Mit erhöhter Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver, da die Menge an in der festen Phase präzipitierten festen Chrom-Carbiden erhöht war, war das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts leicht erhöht.
Jedoch war das Gesamt-Abnutzungsergebnis auf etwa 50% dessen der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) reduziert, da das Abnutzungsergebnis der Ventilführung in großem Maße reduziert war. Wenn die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver weiter erhöht wurde, entsprechend der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 21, in welcher die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver 2,4 Gew.-% betrug, wurde das feste Phase bildende Pulver gehärtet. Demzufolge wurde die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert, und die Dichte des Grünlings war reduziert. Infolgedessen war die Dichte des gesinterten Formteils reduziert, und die Stärke der gesinterten Legierung war reduziert, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung erhöht war. Zudem war die Menge an in der festen Phase präzipitierten Chrom-Carbiden erhöht, wobei das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts leicht erhöht war.
Dementsprechend war das Gesamt-Abnutzungsergebnis leicht erhöht. In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 22, in welcher die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver mehr als 2,4 Gew.-% betrug, war die Menge an in der festen Phase präzipitierten Chrom-Carbiden zu groß. Demzufolge war das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts erhöht, und das Abnutzungsergebnis der Ventilführung war ebenfalls erhöht, da die Abnutzungs-Partikel des Ventilschafts als ein abrasives Pulver wirkten. Dementsprechend war das Gesamt-Abnutzungsergebnis bemerkenswert erhöht.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 16, in welcher die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver 0,1 Gew.-% betrug, kann der Grund für den Anstieg des Abnutzungsergebnisses der Ventilführung wie folgt näher beschrieben werden. Das heißt, wenn die Menge an C 0,1 Gew.-% betrug, war die Menge an C im Vergleich zu der Menge an Cr in dem feste Phase bildenden Pulver gering. Demnach war die Menge an Cr, die in der Matrix des feste Phase bildenden Pulvers fest-gelöst war, erhöht, wobei das feste Phase bildende Pulver gehärtet wurde. Dementsprechend wurde die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert.
Wenn die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver erhöht war, wurde die Menge an in dem feste Phase bildenden Pulver präzipitierten Chrom-Carbiden erhöht, und die Menge an Cr, welche in der Matrix des feste Phase bildenden Pulvers fest-gelöst war, war reduziert. Demnach wurde die Festigkeit der Matrix des feste Phase bildenden Pulvers reduziert. In den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 17 bis 19), in welchen die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver nicht größer als 1 Gew.-% war, war die Wirkung zum Reduzieren der Härte des Pulvers aufgrund der Reduktion in der Menge an Cr, die in der Matrix des Pulvers fest-gelöst war, groß. Dementsprechend wurde die Festigkeit des feste Phase bildenden Pulvers reduziert, und die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers wurde verbessert. Dementsprechend war die Dichte des Grünlings erhöht, wobei die Druckfestigkeit erhöht war.
Andererseits war in den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 05 und 20 bis 22), in welchen die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver größer als 1 Gew.-% war, die Wirkung zur Erhöhung der Festigkeit des Pulvers durch die Chrom-Carbide größer als die Wirkung zum Reduzieren der Festigkeit des Pulvers durch die Reduktion in der Menge an Cr, welche in der Matrix fest-gelöst war. Dies war der Fall, weil die Menge an in dem Pulver präzipitierten festen Chrom-Carbiden mit Zunahme der Menge an C in dem feste Phase bildendem Pulver erhöht wurde. Demzufolge war die Festigkeit des feste Phase bildenden Pulvers erhöht, wobei die Komprimierbarkeit des Roh-Pulvers reduziert war. Dementsprechend wurde die Druckfestigkeit mit zunehmender Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver reduziert. In diesem Fall, wenn die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver nicht größer als 2,4 Gew.-% war, war die Druckfestigkeit nicht weniger als 80% derer der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) und erreichte ein geeignetes Niveau.
Wie oben beschrieben wurde die Strapazierfähigkeit verbessert, wenn die Menge an C in dem feste Phase bildenden Pulver im Bereich von 0,25 bis 2,4 Gew.-% lag, und der Grad an Druckfestigkeit war bei der praktischen Verwendung kein Problem.
Drittes Beispiel
Die Auswirkungen der Mengen an Mo und V in dem feste Phase bildenden Pulver auf die Eigenschaften der gesinterten Ventilführung wurden untersucht. Das Eisen-Pulver, das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver, das Kupfer-Pulver, das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver und das Graphit-Pulver, welche alle in dem ersten Beispiel verwendet worden sind, wurden bereitgestellt. Zudem wurden feste Phase bildende Pulver, welche die in Tabelle 5 gezeigten Zusammensetzungen aufweisen, bereitgestellt. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 5 gezeigten Mischverhältnissen gemischt und Roh-Pulver wurden erhalten. Die Roh-Pulver wurden in derselben Weise wie die im ersten Beispiel zu gesinterten Legierungs-Proben geformt, wobei die gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 23 bis 30 erhalten wurden. Der Abnutzungstest und der Druckfestigkeitstest wurden mit diesen gesinterten Legierungs-Proben unter den gleichen Bedingungen wie denen in dem ersten Beispiel durchgeführt, und die Abnutzungsergebnisse und die Druckfestigkeiten wurden gemessen. Die Gesamtmischungen und die Testergebnisse dieser Proben sind in Tabelle 6 gezeigt. Es ist anzumerken, dass die Werte der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05 und die Werte der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung der Proben-Nr. 08 im ersten Beispiel auch in Tabelle 6 gezeigt sind.
Tabelle 5
Tabelle 6
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 23 bis 26 in Tabellen 5 und 6 sind die Auswirkungen des Hinzufügens von Mo zu dem feste Phase bildenden Pulver gezeigt.
Im Vergleich zu der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05, welche kein Mo in dem feste Phase bildenden Pulver enthielt, waren in den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 23 bis 25, in welchen die Menge an Mo in dem feste Phase bildenden Pulver 0,3 bis 3 Gew.-% betrug, nicht nur die Chrom-Carbide, sondern auch die Molybdän-Carbide in der festen Phase präzipitiert. Dementsprechend wurden die Strapazierfähigkeiten der gesinterten Legierungen verbessert, wobei die Abnutzungsergebnisse der Ventilführungen reduziert waren, und die Gesamt-Abnutzungsergebnisse waren ebenfalls reduziert. Andererseits, wenn die Menge an Mo in dem feste Phase bildenden Pulver größer als 3 Gew.-% war, war die Menge an Carbiden in der festen Phase zu groß. Demzufolge war das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts erhöht, und das Abnutzungsergebnis der Ventilführung war auch erhöht, da die Abnutzungs-Partikel des Ventilschafts als ein abrasives Pulver wirkten. Infolgedessen war das Gesamt-Abnutzungsergebnis bemerkenswert erhöht.
Im Vergleich zu der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05, welche kein Mo in dem feste Phase bildenden Pulver enthielt, wurde die Druckfestigkeit durch Hinzufügen von Mo in das feste Phase bildende Pulver reduziert und wurde mit zunehmender Menge an Mo reduziert. In diesem Fall, wenn die Menge an Mo in dem oben genannten Bereich lag, war die Druckfestigkeit nicht weniger als 80% derer der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) und erreichte ein geeignetes Niveau.
Wie oben beschrieben wurde die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung weiter verbessert 0,3 bis 3 Gew.-% an Mo zu dem feste Phase bildenden Pulver hinzugefügt worden sind, und der Grad an Druckfestigkeit war bei der praktischen Verwendung kein Problem.
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 27 bis 30 in den Tabellen 5 und 6, sind die Auswirkungen des Hinzufügens von V zu dem feste Phase bildenden Pulver gezeigt.
Im Vergleich zu der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05, welche kein V in dem feste Phase bildenden Pulver enthielt, waren in den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 27 bis 29, in welchen die Menge an V in dem feste Phase bildenden Pulver 0,2 bis 2,2 Gew.-% betrug, nicht nur die Chrom-Carbide, sondern auch die Vanadium-Carbide in der festen Phase präzipitiert. Demzufolge wurden die Strapazierfähigkeiten der gesinterten Legierungen verbessert, wobei die Abnutzungsergebnisse der Ventilführungen reduziert worden sind, und die Gesamt-Abnutzungsergebnisse waren ebenfalls reduziert. Andererseits, wenn die Menge an V in dem feste Phase bildenden Pulver mehr als 2,2 Gew.-% betrug, war die Menge an Carbiden in der festen Phase zu groß. Dementsprechend war das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts erhöht, und das Abnutzungsergebnis der Ventilführung war ebenfalls erhöht, da die Abnutzungs-Partikel des Ventilschafts als ein abrasives Pulver wirkten. Infolgedessen war das Gesamt-Abnutzungsergebnis bemerkenswert erhöht.
Im Vergleich zu der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05, welche kein V in dem feste Phase bildenden Pulver enthielt, wurde die Druckfestigkeit durch Hinzufügen von V in das feste Phase bildende Pulver reduziert und wurde mit zunehmender Menge an V reduziert. In diesem Fall, wenn die Menge an V in dem oben genannten Bereich lag, war die Druckfestigkeit nicht weniger als 80% derer der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) und erreichte ein geeignetes Niveau.
Wie oben beschrieben, wurde die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung weiter verbessert, indem 0,2 bis 2,2 Gew.-% an V zu dem feste Phase bildenden Pulver hinzugefügt worden sind, und der Grad an Druckfestigkeit war bei der praktischen Verwendung kein Problem.
Viertes Beispiel
Die Auswirkung der Menge an Graphit-Pulver auf die Eigenschaften einer gesinterten Ventilführung wurde untersucht. Das Eisen-Pulver, das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver, das feste Phase bildende Pulver, das Kupfer-Pulver, das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver und das Graphit-Pulver, welche alle in dem ersten Beispiel verwendet worden sind, wurden bereitgestellt. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 7 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, und es wurden Roh-Pulver erhalten. Die Roh-Pulver wurden in der gleichen Weise wie die im ersten Beispiel zu gesinterten Legierungs-Proben geformt, wobei gesinterte Legierungs-Proben der Proben-Nr. 31 bis 36 erhalten wurden. Der Abnutzungstest und der Druckfestigkeitstest wurden mit den gesinterten Legierungs-Proben unter den gleichen Bedingungen wie denen im ersten Beispiel durchgeführt, und die Abnutzungsergebnisse und die Druckfestigkeiten wurden gemessen. Die Gesamtmischungen und die Testergebnisse dieser Proben sind in Tabelle 8 gezeigt. Es ist anzumerken, dass die Werte der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05 und die Werte der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung der Proben-Nr. 08 im ersten Beispiel auch in Tabelle 8 gezeigt sind.
Tabelle 7
Tabelle 8
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 31 bis 36 in Tabellen 7 und 8, sind die Auswirkungen der Menge an Graphit-Pulver gezeigt.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 31, in welcher die Menge an Graphit-Pulver 0,5 Gew.-% betrug, war die Menge an Graphit-Pulver nicht ausreichend, wobei die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase nicht ausreichend in der Matrix gebildet worden ist, und freies Graphit verblieb nicht ausreichend in den Poren. Demzufolge war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung groß und war größer als das der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08). Andererseits war die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase in der Matrix bei der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 32, in welcher die Menge an Graphit-Pulver 1 Gew.-% betrug, ausreichend gebildet, und freies Graphit verblieb ausreichend in den Poren. Demzufolge war die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung verbessert, und das Abnutzungsergebnis der Ventilführung war geringer als das der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08).
Mit zunehmender Menge an Graphit-Pulver wurden die Menge an Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase, welche in der Matrix gebildet wurde, und die Menge an in den Poren verbliebenem freien Graphit erhöht. Demzufolge war das Abnutzungsergebnis der Ventilführung in den gesinterten Legierungs-Proben (Proben-Nr. 33, 05 und 34), in welchen die Menge an Graphit-Pulver nicht größer als 2,5 Gew.-% war, reduziert. Mit zunehmender Menge an Graphit-Pulver wurde das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts leicht erhöht, aber das Abnutzungsergebnis der Ventilführung wurde im großen Maße reduziert, wobei das Gesamt-Abnutzungsergebnis reduziert war. Infolgedessen wurde das Gesamt-Abnutzungsergebnis auf etwa bis zur Hälfte dessen der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) reduziert.
Wenn die Menge an Graphit-Pulver weiter erhöht wurde, entsprechend der gesinterten Legierungs-Probe (Proben-Nr. 35), in welcher die Menge an dem Graphit-Pulver 3 Gew.-% betrug, wurden die Menge an Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase und die Menge an Chrom-Carbiden, welche in der festen Phase präzipitiert waren, erhöht. Demnach wurde die Stärke der Matrix der gesinterten Legierung erniedrigt, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung erhöht wurde. Zudem wurden die Abnutzungseigenschaften betreffend den Ventilschaft erhöht, wobei das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts erhöht war. In der gesinterten Legierungs-Probe (Proben-Nr. 36), in welcher die Menge an Graphit-Pulver größer als 3 Gew.-% war, waren die Menge an Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase und die Menge an Chrom-Carbiden, welche in der festen Phase präzipitiert waren, zu groß. Demzufolge wurde die Stärke der Matrix der gesinterten Legierung bemerkenswert reduziert, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung erhöht war. Zudem wurden die Abnutzungseigenschaften betreffend den Ventilschaft erhöht, wobei das Abnutzungsergebnis des Ventilschafts weiter erhöht wurde.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 31, in welcher die Menge an Graphit-Pulver 0,5 Gew.-% betrug, war die Druckfestigkeit hoch. Die Druckfestigkeit wurde mit zunehmender Menge an dem Graphit-Pulver erniedrigt. In diesem Fall betrug die Druckfestigkeit der gesinterten Legierungs-Probe (Proben-Nr. 35), in welcher die Menge an Graphit-Pulver 3 Gew.-% betrug, etwa 80% dessen der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) und erreichte ein geeignetes Niveau. Andererseits war die Druckfestigkeit in der gesinterten Legierungs-Probe (Proben-Nr. 36), in welcher die Menge an Graphit-Pulver größer als 3 Gew.-% war, bemerkenswert reduziert.
Wie oben beschrieben, wurde die Strapazierfähigkeit der Ventilführung verbessert, wenn die Menge an Graphit-Pulver im Bereich von 1 bis 3 Gew.-% war, und der Grad der Druckfestigkeit war bei der praktischen Verwendung kein Problem.
Fünftes Beispiel
Die Auswirkungen der Menge des Kupfer-Pulvers auf die Eigenschaften einer gesinterten Ventilführung wurden untersucht. Das Eisen-Pulver, das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver, das feste Phase bildende Pulver, das Kupfer-Pulver, das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver und das Graphit-Pulver, welche alle in dem ersten Beispiel verwendet worden sind, wurden bereitgestellt. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 9 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, und es wurden Roh-Pulver erhalten. Die Roh-Pulver wurden in der gleichen Weise wie die im ersten Beispiel zu gesinterten Legierungs-Proben geformt, wobei gesinterte Legierungs-Proben der Proben-Nr. 37 bis 42 erhalten wurden. Der Abnutzungstest und der Druckfestigkeitstest wurden unter den gleichen Bedingungen wie die im ersten Beispiel mit diesen gesinterten Legierungs-Proben durchgeführt, und die Abnutzungsergebnisse und die Druckfestigkeiten wurden gemessen. Die Gesamtmischungen und die Testergebnisse dieser Proben sind in Tabelle 10 gezeigt. Es ist anzumerken, dass die Werte der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05 und die Werte der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung der Proben-Nr. 08 im ersten Beispiel auch in Tabelle 10 gezeigt sind.
Tabelle 9
Tabelle 10
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 37 bis 42 in Tabellen 9 und 10 sind die Auswirkungen der Menge an dem Kupfer-Pulver gezeigt.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 37, welche kein Kupfer-Pulver enthielt, waren die Eisen-Phosphor-Kohlenstoff-Verbindungs-Phase, die feste Phase und das freie Graphit ausreichend in der Matrix der gesinterten Legierung dispergiert. Demzufolge betrug das Abnutzungsergebnis der Ventilführung etwa 78% dessen der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08), und die Strapazierfähigkeit war überragend. Zudem wurde die weiche Kupfer-Phase dispergiert, wenn Cu zu der gesinterten Legierung durch Hinzufügen von Kupfer-Pulver hinzugefügt worden ist, und die Matrix der gesinterten Legierung wurde gestärkt, wobei das Abnutzungsergebnis der Ventilführung weiter reduziert wurde. Das Abnutzungsergebnis der Ventilführung wurde mit zunehmender Menge an Cu reduziert und war auf etwa 50% dessen der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) reduziert. In diesem Fall wurde die Wirkung zur Erniedrigung des Abnutzungsergebnisses nicht weiter verbessert, wenn die Menge an Kupfer-Pulver größer als 10 Gew.-% war und die Menge an Cu in der Gesamtmischung größer als 10 Gew.-% war.
In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 37, welche kein Kupfer-Pulver enthielt, war die Stärke der Matrix der gesinterten Legierung gering, wobei die Druckfestigkeit gering war. Wenn Cu zu der gesinterten Legierung durch Hinzufügen des Kupfer-Pulvers hinzugefügt worden war, war die Matrix der gesinterten Legierung gestärkt, wobei die Druckfestigkeit verbessert war. Zudem wurde die Druckfestigkeit verbessert, da durch Erhöhen der Menge an Kupfer-Pulver die Menge an Cu in der Gesamtmischung erhöht wurde. In der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 38, in welcher die Menge an Kupfer-Pulver 1,5 Gew.-% betrug und die Menge an Cu in der Gesamtmischung 1,5 Gew.-%, wurde die Matrix der gesinterten Legierung gestärkt. In diesem Fall war die Druckfestigkeit erhöht, erreichte aber kein geeignetes Niveau. Andererseits erreichte die Druckfestigkeit den geeigneten Grad in der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 39, in welcher die Menge an dem Kupfer-Pulver 3 Gew.-% betrug und die Menge an Cu in der Gesamtmischung 3 Gew.-%. Wenn die Menge an Kupfer-Pulver größer als 10 Gew.-% war und die Menge an Cu in der Gesamtmischung größer als 10 Gew.-%, wurde die Druckfestigkeit nicht viel mehr verbessert.
Wie oben beschrieben, im Hinblick auf die Stärke der gesinterten Legierung, war die Menge an Cu in der Gesamtmischung auf nicht weniger als 3 Gew.-% einzustellen. Zudem war die Obergrenze der Menge an Cu auf 10 Gew.-% einzustellen, da die Auswirkungen zur Verbesserung der Strapazierfähigkeit und der Stärke für die Erhöhung der Menge an Cu nicht effizient erhöht wurden.
Sechstes Beispiel
Die Auswirkungen der Menge an Zinn auf die Eigenschaften einer gesinterten Ventilführung wurden untersucht. Das Eisen-Pulver, das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver, das feste Phase bildende Pulver, das Kupfer-Pulver, das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver und das Graphit-Pulver, welche alle in dem ersten Beispiel verwendet worden sind, wurden bereitgestellt. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 11 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, und es wurden Roh-Pulver erhalten. Die Roh-Pulver wurden in der gleichen Weise wie die im ersten Beispiel zu gesinterten Legierungs-Proben geformt, wobei gesinterte Legierungs-Proben der Proben-Nr. 43 bis 46 erhalten wurden. Der Abnutzungstest und der Druckfestigkeitstest wurden unter den gleichen Bedingungen wie die im ersten Beispiel mit diesen gesinterten Legierungs-Proben durchgeführt, und die Abnutzungsergebnisse und die Druckfestigkeiten wurden gemessen. Die Gesamtmischungen und die Testergebnisse dieser Proben sind in Tabelle 12 gezeigt. Es ist anzumerken, dass die Werte der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05 und die Werte der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung der Proben-Nr. 08 im ersten Beispiel auch in Tabelle 12 gezeigt sind.
Tabelle 11
Tabelle 12
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 05 und 43 bis 46 in Tabellen 11 und 12 sind die Auswirkungen des Hinzufügens von Sn auf die gesinterte Legierung gezeigt.
Im Vergleich zu der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 05, welche kein Sn enthielt, wurden die Abnutzungsergebnisse der Ventilführungen nicht reduziert, sogar wenn Sn zu den gesinterten Legierungen hinzugefügt worden war, und die Strapazierfähigkeiten waren überragend. Andererseits wurden die Druckfestigkeiten durch Hinzufügen von Sn in die gesinterten Legierungen verbessert. In diesem Fall wurde mit zunehmender Menge an Sn in der gesinterten Legierung eine größere Menge an der flüssigen Phase beim Sintern generiert und das Sintern wurde beschleunigt, wobei die Druckfestigkeit erhöht wurde. Insbesondere wenn die Menge an Sn im Bereich von 0,6 bis 0,7 Gew.-% lag, wurde die Druckfestigkeit so verbessert, dass diese etwa gleich derer der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung (Proben-Nr. 08) war. Wie oben beschrieben, wurde durch Hinzufügen von Sn in die gesinterte Legierung die Stärke der gesinterten Legierung verbessert, während die Strapazierfähigkeit der gesinterten Legierung erhalten blieb.
Siebtes Beispiel
Die Auswirkungen des Hinzufügens unterschiedlicher feste Phase bildender Pulver auf die Eigenschaften einer gesinterten Ventilführung wurden untersucht. Das Eisen-Pulver, das Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulver, das Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulver und das Graphit-Pulver, welche alle in dem ersten Beispiel verwendet worden sind, wurden bereitgestellt. Zudem wurden feste Phase bildende Pulver der in Tabelle 13 gezeigten Zusammensetzungen bereitgestellt. Diese Pulver wurden in den in Tabelle 13 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt, und es wurden Roh-Pulver erhalten. Die Roh-Pulver wurden auf die gleiche Weise wie die im ersten Beispiel zu gesinterten Legierungs-Proben geformt, wobei gesinterte Legierungs-Proben der Proben-Nr. 47 bis 50 erhalten wurden. Die Gesamtmischungen der Proben der Proben-Nr. 47 bis 50 sind in Tabelle 14 gezeigt. Der Abnutzungstest und der Druckfestigkeitstest wurden unter den gleichen Bedingungen wie die im ersten Beispiel mit den gesinterten Legierungs-Proben durchgeführt, und die Abnutzungsergebnisse und die Druckfestigkeiten wurden gemessen. Die Testergebnisse dieser Proben sind in Tabelle 15 gezeigt. Es ist anzumerken, dass die Werte der Probe der herkömmlichen gesinterten Legierung der Proben-Nr. 08 im ersten Beispiel und die Werte der gesinterten Legierungs-Probe der Proben-Nr. 46 im sechsten Beispiel auch in Tabellen 13 bis 15 gezeigt sind.
Tabelle 13
Tabelle 14
Tabelle 15
Gemäß den gesinterten Legierungs-Proben der Proben-Nr. 46 bis 50 in Tabellen 13 bis 15 sind die Auswirkungen des Austausches der Art der festen Phase gezeigt.
Entsprechend dieser Ergebnisse blieben die Abnutzungsergebnisse der Ventilführungen und der Ventilschäfte gering, sogar wenn die Art der festen Phase von der festen Phase (A) zu der festen Phase (C), (D), (E) und (F) getauscht wurde und die Strapazierfähigkeiten waren verbessert.

Claims

Gesinterte Ventilführung, aufweisend eine metallische Struktur, die eine gemischte Struktur und eine feste Phase, worin feste Partikel in einer Legierungs-Matrix dispergiert sind, hat, wobei die gemischte Struktur aus Perlit, einer ternären eutektischen Fe-P-C-Phase, einer Ferrit-Phase, einer Kupfer-Phase und Poren besteht, wobei die gemischte Struktur aus, in Gew.-%, 0.075 bis 0.525% an P, 3.0 bis 10.0% an Cu, 1.0 bis 3.0% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und die feste Phase in 2 bis 15 Gew.-% in der gemischten Struktur dispergiert ist.
Die gesinterte Ventilführung nach Anspruch 1, wobei die festen Partikel in der Legierungs-Matrix der festen Phase konzentriert sind.
Die gesinterte Ventilführung nach Anspruch 1 oder 2, wobei die gemischte Struktur zusätzlich nicht mehr als 1.1 Gew.-% an Sn enthält und die Kupfer-Phase teilweise oder vollständig aus einer Kupfer-Zinn-Legierungs-Phase hergestellt ist.
Die gesinterte Ventilführung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Legierungs-Matrix der festen Phase eine Art Eisen-basierte Legierung und Cobalt-basierte Legierung ist, und die festen Partikel wenigstens eine Art ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Molybdän-Siliziden, Chrom-Carbiden, Molybdän-Carbiden, Vanadium-Carbiden und Wolfram-Carbiden sind.
Die gesinterte Ventilführung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die feste Phase hergestellt ist aus wenigstens einer ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus (A) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (B) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C, zumindest einem von 0.3 bis 3.0% an Mo und 0.2 bis 2.2% an V und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (C) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 8% an Mo, 0.5 bis 3% an V, 4 bis 8% an W, 2 bis 6% an Cr, 0.6 bis 1.2% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (D) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (E) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo, zumindest einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0.5 bis 10% an Cr, 0.5 bis 10% an Ni und 0.5 bis 5% an Mn und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und (F) einer festen Phase bestehend aus, in Gew.-%, 1.5 bis 3.5% an Si, 7 bis 11% an Cr, 26 bis 30% an Mo und zum Rest aus Co und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Die gesinterte Ventilführung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei wenigstens eine Art ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mangan-Sulfiden, Kalzium-Fluoriden, Molybdän-Disulfiden und Magnesium-Metasilikat-Mineralien zu nicht mehr als 2 Gew.-% in der metallischen Struktur dispergiert ist.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Ventilführung, umfassend Bereitstellen eines Eisen-Pulvers, eines Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulvers bestehend aus 15 bis 21 Gew.-% an P und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, eines Kupfer-Pulvers, eines Graphit-Pulvers und einem eine feste Phase bildenden Pulvers; Mischen von 0.5 bis 2.5 Gew.-% des Eisen-Phosphor-Legierungs-Pulvers, 3 bis 10 Gew.-% des Kupfer-Pulvers, 1 bis 3 Gew.-% des Graphit-Pulvers und 2 bis 15 Gew.-% des eine feste Phase bildenden Pulvers mit dem Eisen-Pulver zu einem Roh-Pulver; Füllen einer rohrförmigen Kavität einer Matrix-Anordnung mit Roh-Pulver; Verdichten des Roh-Pulvers zu einem rohrförmigen Grünling; und Sintern des Grünlings bei einer Heiztemperatur von 950 bis 1050°C in nichtoxidierender Atmosphäre.
Verfahren zur Herstellung der gesinterten Ventilführung nach Anspruch 7, wobei das Herstellungsverfahren zudem umfasst: Hinzufügen wenigstens einer Art eines Zinn-Pulvers und eines Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers, welches aus nicht weniger als 8 Gew.-% an Sn und zum Rest aus Cu und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, zu dem Roh-Pulver und Anpassen der Menge von Kupfer-Pulver; oder Hinzufügen des Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers oder sowohl des Zinn-Pulvers als auch des Kupfer-Zinn-Legierungs-Pulvers zu dem Roh-Pulver, anstelle des Hinzufügens des Kupfer-Pulvers, so dass die Gesamtmischung des Roh-Pulvers 3 bis 10 Gew.-% an Cu und nicht mehr als 1.1 Gew.-% an Sn enthält.
Verfahren zur Herstellung der gesinterten Ventilführung nach Anspruch 7 oder 8, wobei das die feste Phase bildende Pulver hergestellt ist aus wenigstens einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus (A) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (B) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 4 to 25% an Cr, 0.25 bis 2.4% an C, zumindest einem von 0.3 bis 3.0% an Mo und 0.2 bis 2.2% an V und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (C) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 4 bis 8% an Mo, 0.5 bis 3% an V, 4 bis 8% an W, 2 bis 6% an Cr, 0.6 bis 1.2% an C und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (D) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, (E) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 0.5 bis 10% an Si, 10 bis 50% an Mo, zumindest einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0.5 bis 10% an Cr, 0.5 bis 10% an Ni und 0.5 bis 5% an Mn und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und (F) einem eine feste Phase bildenden Pulver bestehend aus, in Gew.-%, 1.5 bis 3.5% an Si, 7 bis 11% an Cr, 26 bis 30% an Mo und zum Rest aus Co und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Verfahren zur Herstellung der gesinterten Ventilführung nach einem der Ansprüche 7 bis 9, wobei das Roh-Pulver zusätzlich wenigstens eine Art ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mangan-Sulfiden, Kalzium-Fluoriden, Molybdän-Disulfiden und Magnesium-Metasilikat-Mineralien zu nicht mehr als 2 Gew.-% enthält.