DE102013004817A1

DE102013004817A1 - Sinterlegierung und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE102013004817A1
Application number: DE102013004817A
Authority: DE
Inventors: Daisuke Fukae; Hideaki Kawata
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2012-03-26
Filing date: 2013-03-20
Publication date: 2013-09-26
Anticipated expiration: 2033-03-21
Also published as: JP5939384B2; US9340857B2; CN103361571A; DE102013004817B4; CN103361571B; JP2013199695A; US20130251585A1

Abstract

Eine Sinterlegierung mit einer Gesamtzusammensetzung bestehend in Massen-% aus 13,05 bis 29,62% an Cr, 6,09 bis 23,70% an Ni, 0,44 bis 2,96% an Si, 0,2 bis 1,0% an P, 0,6 bis 3,0% an C und den Rest an Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen; einem metallischen Gefüge, in welchem Carbide ausgeschieden und gleichförmig in einer Eisenlegierungsmatrix mit dispergierten Poren dispergiert sind; und einer Dichte von 6,8 bis 7,4 von 6 Mg/m3. Die Carbide enthalten spezifische Carbide mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm und einem Bereichsanteil von 90% oder mehr bezüglich der Gesamtcarbide.

Description

Hintergrund der Erfindung
Technisches Gebiet
Vorliegende Erfindung betrifft eine Sinterlegierung, welche vorzugsweise verwendet werden beispielweise bei Turbinenkomponenten von Turboladern insbesondere Leitschaufelkörpern, welche Warmfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verschleißfestigkeit aufweisen müssen, sowie auf ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Stand der Technik
In herkömmlicher Weise wird in einem Turbolader für eine Verbrennungskraftmaschine ein Turbinenrad drehbar in einem Turbinengehäuse, welches an eine Auspuffanlage der Verbrennungskraftmaschine angeschlossen ist, gelagert und mehrere Leitschaufeln sind schwenkbar derart gelagert, dass die Leitschaufeln den Außenumfang des Turbinenrades umgeben. In das Turbinengehäuse strömendes Abgas fließt vom Außenumfang des Turbinenrades in das Turbinenrad und strömt in axialer Richtung ab, wodurch das Turbinenrad angetrieben wird. Ein Kompressor ist auf der gleichen Welle wie die Turbinenradwelle vorgesehen und befindet sich entgegengesetzt zu der Seite der Leitschaufeln. Bei Drehung des Kompressors wird der Verbrennungskraftmaschine zugeführte Luft komprimiert.
Die Leitschaufeln sind schwenkbar an einem ringförmigen Teil gelagert, welcher mit „Leitschaufelträgerkörper” oder „Leitschaufelbefestigung” bezeichnet wird. Die Welle der jeweiligen Leitschaufel durchdringt den Leitschaufelträgerkörper und ist mit einer Verstelleinrichtung verbunden. Beim Antrieb der Verstelleinrichtung wird die jeweilige Leitschaufel geschwenkt und der Öffnungsgrad für den Fließweg, entlang welchem Abgas in das Turbinenrad strömt, wird eingestellt. Vorliegende Erfindung kann daher bei Turbinenkomponenten welche am Turbinengehäuse vorgesehen sind, beispielsweise bei einem Leitschaufelträgerkörper (Leitschaufelbefestigung) oder einer Leitschaufelplatte welche am Leitschaufelträgerkörper befestigt ist zur Anwendung kommen.
Da die oben beschriebenen Turbinenkomponenten für Turbolader korrosivem Abgas bei hohen Temperaturen ausgesetzt sind, ist es erforderlich, dass der Turbolader warmfest und korrosionsbeständig ausgebildet ist. Demzufolge wird in herkömmlicher Weise, beispielsweise Cr-Gussstahl, ein verschleißfestes Material oder gleichen verwendet. Das verschleißfeste Material kann beispielsweise durch eine Chrom-Oberflächenbehandlung an einem SCH22-Typ-Material spezifiziert nach JIS (Japanese Industrial Standards) gebildet werden um die Korrosionsbeständigkeit zu erhöhen. Eine verschleißfeste Komponente, welche ausgezeichnete Warmfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verschleißfestigkeit aufweist und welche kostengünstig ist, ist verwirklicht durch eine warmfeste und verschleißfeste Sinterkomponente, welche in einer Matrix eines Ferrit-Edelstahls dispergierte Carbide aufweist (z. B. Japanisches Patent Nr. 3784003 ).
Die Sinterkomponente, welche im Japanischen Patent Nr. 3784003 vorgeschlagen wird, erhält man durch Flüssigphase-Sinterung, wobei eine maschinelle Bearbeitung durchzuführen ist, wenn für die Komponente eine hohe Präzision gefordert wird. Bei der maschinellen Bearbeitung besteht jedoch die Gefahr, dass die Komponente verschlechtert wird, da ein hoher Gehalt an harten Carbiden ausgeschieden ist. Demzufolge ist eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitung erforderlich. Die Komponenten eines Turboladers sind typischerweise aus einem warmfesten austenitischen Material hergestellt. Andererseits ist eine Turbinenkomponente für einen Turbolader, welche im Japanischen Patent Nr. 3784003 beschrieben ist, aus einem ferritischen Material hergestellt. In diesem Fall hat die Turbinenkomponente einen unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten gegenüber den umgebenden Komponenten, wobei ein zwischen den aus dem jeweiligen Material bestehenden Kornponenten gebildeter Spalt und die Befestigung der Komponenten unzureichend ist. Demzufolge ist die Gestaltung der Turbokomponenten in der Praxis schwierig und es ist erforderlich, dass die Turbokomponente einen ähnlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten hat wie das umgebende warmfeste austenitische Material.
Zusammenfassung der Erfindung
Aufgabe der Erfindung ist es, eine Sinterlegierung und ein Verfahren seiner Herstellung vorzuschlagen, wobei die Sinterlegierung ausgezeichnete Wärmefestigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Verschleißfestigkeit und Maschinenbearbeitbarkeit sowie einen ähnlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten wie ein warmfestes austenitisches Material aufweist, wodurch eine freie Formgebung möglich ist.
Zur Lösung dieser Aufgabe ist die Sinterlegierung der Erfindung zunächst dahingehend spezifiziert, dass Sie ein metallisches Gefüge aufweist, in welchem feine Carbide ausgeschieden und gleichförmig in einer Eisenlegierungsmatrix dispergiert sind, wobei die Eisenlegierungsmatrix zusammengesetzt ist aus einer Zusammensetzung von austenitischem Edelstahl. Da die Legierung eine Eisenlegierung mit einer Matrix aus einer Zusammensetzung eines austenitischen Edelstahls ist, werden Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei hoher Temperatur sowie ein thermischer Ausdehnungskoeffizient ähnlich zu allgemein gebräuchlichen warmfesten austenitischen Materialien erreicht. Da feine Carbide gleichförmig in einer derartigen Eisenlegierungsmatrix dispergiert sind, ist die Rate des Vorhandenseins der Carbide in der Matrix erhöht. Daher ist eine große Anzahl an Carbiden in Zwischenkontakt mit Gegenkomponenten, wodurch die Verschleißfestigkeit verbessert wird.
Die Carbide werden aus der Eisenlegierungsmatrix ausgeschieden und dispergieren gleichförmig. Die ausgeschiedenen Carbide sind hauptsächlich Chromcarbide. Cr ist in der Eisenlegierungsmatrix erforderlich, um Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit zu erreichen. Wenn Cr in erhöhtem Umfang als Carbid ausgeschieden wird, verringert sich die Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Eisenlegierungsmatrix. Da bei der Erfindung demgegenüber die Chromcarbide fein ausgeschieden sind, ist die Verringerung des Cr-Gehalts in der Eisenlegierungsmatrix, welche die Carbide umgibt, gering. Da kein Bereich vorhanden ist, in welchem der Gehalt an Cr extrem niedrig ist, kann eine Verringerung der Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Eisenlegierungsmatrix verhindert werden.
Die Sinterlegierung der Erfindung ist in zweiter Hinsicht dahingehend spezifiziert, dass sie eine auf einen spezifischen Bereich mit beschränkter Dichte beschränkt ist. In der Sinterlegierung verteilt angeordnete Poren können leicht Stellen für die Initiierung von Rissbildung darstellen. Wenn die Porenanzahl groß ist, erhöht sich der Oberflächenanteil der Sinterlegierung und die Korrosionsbeständigkeit verringert sich. Es wurde daher vorgeschlagen, die Poren zu verringern, um den Einfluss der Poren herabzusetzen wie es im japanischen Patent Nr. 3784003 beschrieben ist. Im Gegensatz dazu, ist vorliegende Erfindung auf einem Chrompassivierungsfilm, der an der Oberfläche der Sinterlegierung gebildet wird, gerichtet und ein geeignete Porenanzahl verbleibt durch Einstellung der Dichte der Sinterlegierung in einem spezifischen Bereich. Dabei wird aktiv ein Chrompassivierungsfilm auf der Oberfläche der Sinterlegierung und an den Innenflächen der Poren gebildet.
Der Chrompassivierungsfilm ist hart und stark an der Oberfläche der Sinterlegierung und den Innenflächen der Poren befestigt. Bei der Sinterlegierung der Erfindung wird ein Chrompassivierungsfilm aktiv auf der Oberfläche der Sinterliegerung und auf den Innenflächen der Poren gebildet. Dadurch wird die Korrosionsbeständigkeit und Verschleißfestigkeit verbessert.
Vorliegende Erfindung sieht eine Sinterlegierung vor, enthaltend: Eine Gesamtzusammensetzung bestehend in Masse-% aus 13,05 bis 29,62% Cr, 6,09 bis 23,70% Ni, 0,44 bis 2,96% Si, 0,2 bis 1,0% P, 0,6 bis 3,0% C und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen; ein metallisches Gefüge, in welchem Carbide ausgeschieden sind und gleichförmig in einer Eisenlegierungsmatrix mit verteilt angeordneten Poren dispergiert sind; und eine Dichte von 6,8 bis 7,4 Mg/m³. Die Carbide enthalten spezifische Carbide mit einem maximalen Durchmesser von 1 bis 10 μm, wobei die spezifischen Carbide ein Flächenverhältnis von 90% oder mehr bezüglich aller Carbide aufweisen. Bei vorliegender Erfindung enthält das Fe-Legierungspulver bevorzugt ferner 2,96% oder weniger von wenigstens einem von Mo, V, W, Nb und Ti, wobei Nitride bevorzugt auf der Oberfläche der Sinterlegierung und dem Innenflächen der Poren gebildet sind.
Die Erfindung sieht ferner ein Verfahren zur Herstellung eine Sinterlegierung vor, wobei das Verfahren aufweist: Zubereiten eines Fe-Legierungspulvers, eines Fe-P-Legierungspulvers und eines Grafitpulvers, wobei das Fe-Legierungspulver in Massen-% besteht aus 15 bis 30% Cr, 7 bis 24% Ni, 0,5 bis 3,0% Si und den Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen, das Fe-P-Legierungspulvers aus 10 bis 30 Massen-% P und den Rest Eisen sowie unvermeidbare Verunreinigungen besteht; Mischen des Fe-P-Pulvers derart, dass der Gehalt an P 0,2 bis 1,0 Massen-% beträgt, von 0,6 bis 3,0 Massen-% Grafitpulver mit dem Fe-Legierungspulver zu einem Mischpulver; Verdichten des Mischpulvers zu einem Grünling mit einer Dichte von 6,0 bis 6,8 Mg/m³; und Sintern des Grünlings bei einer Temperatur von 1100 bis 1160°C in nicht-oxidierendem Gas bei Normaldruck.
Die Gründe für die Begrenzung der obigen Gehalte und Funktionen bei vorliegender Erfindung werden im Folgenden beschrieben. Das Symbol „%” bedeutet in der folgenden Beschreibung „Massen-%”.
Zusammensetzung des Mischpulvers und Zusammensetzung der Sinterlegierung
Die Eisenlegierungsmatrix der Sinterlegierung vorliegender Erfindung beinhaltet eine Zusammensetzung von austenitischem Edelstahl. Austenitischer Edelstahl ist eine Eisenlegierung, in welcher Fe Cr und Ni in fester Lösung enthält. Er besitzt eine hohe Korrosionsbeständigkeit und Warmfestigkeit und hat einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten, welcher etwa äquivalent zu dem von typischen warmfesten austenitischen Stählen ist. Um eine derartige Eisenlegierungsmatrix zu erhalten, wird ein Eisenlegierungspulver, in welchem Fe Cr und Ni in fester Form aufweist, als hauptsächliches Rohmaterialpulver verwendet. Derartige Elemente werden durch Legierungsbildung mit Eisen oder Eisenlegierungen vorgesehen, wobei eine gleichförmige Dispersion in der Matrix der Sinterlegierung erfolgt und Korrosionsbeständigkeit und Warmfestigkeit verbessert werden.
Die Eisenlegierungsmatrix der Sinterlegierung vorliegender Erfindung besitzt hervorragende Korrosionsbeständigkeit gegenüber einer oxidierenden Säure durch den Gehalt von 12% oder mehr an Cr. Der Gehalt an Cr ist demgemäß im Eisenlegierungspulver 15% oder mehr, sodass ein ausreichender Gehalt an Cr in der Eisenlegierungsmatrix des Sinterkörpers erhalten wird, obgleich ein Teil von Cr im Eisenlegierungspulver beim Sintern als Carbide ausscheidet. Wenn der Gehalt an Cr größer als 30% ist, wird eine spröde σ-Phase gebildet, wodurch die Verpressbarkeit des Eisenlegierungspulvers erheblich verschlechtert wird. Demgemäß beträgt der Gehalt an Cr im Eisenlegierungspulver als Rohmaterialpulver bei vorliegender Erfindung 15 bis 30%.
In der Eisenlegierungsmatrix wird die Korrosionsbeständigkeit gegenüber einer nichtoxidierenden Säure durch einen Gehalt von 3,5% oder mehr an Ni verbessert und wird ohne Bezug auf den Gehalt an Cr durch einen Gehalt von 10% oder mehr von Ni verbessert. Wenn andererseits der Gehalt an Ni 24% übersteigt, ist keine weitere Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit zu erwarten und Ni ist dann lediglich ein kostenverursachendes Element. Demgemäß liegt die Obergrenze des Gehalts an Ni im Eisenlegierungspulver bei 24%. Der Gehalt an Ni im Eisenlegierungspulver ist demgemäß bei der Erfindung 7 bis 24% und beträgt bevorzugt 10 bis 22%.
Da in der Kristallografie die Atomdichte eines Austenitgefüges höher ist als die eines Ferritgefüges, ist die Korrosionsbeständigkeit im Austenitgefüge im Vergleich zu der im Ferritgefüge erheblich besser. Demgemäß werden die Gehalte an Cr und Ni im Eisenlegierungspulver bevorzugt so eingestellt, dass nach dem Sintern ein austenitisches Gefüge erhalten wird. Beispielsweise sind in einem Metallgefüge-Zustandschaubild für eine Legierung vom Fe-Cr-Ni-Typ nach dem Tempern in der horizontalen Achse der Gehalt von Cr und in der vertikalen Achse der Gehalt an Ni sowie Punkt A (Cr-Gehalt: 15%, Ni-Gehalt: 7,5%), Punkt B (Cr-Gehalt: 18%, Ni-Gehalt: 6,5%), Punkt C (Cr-Gehalt: 24%, Ni-Gehalt: 18%) angegeben. In diesem Fall wird ein austenitisches Gefüge in dem Bereich erhalten, in welchem der Ni-Gehalt größer ist als der an der gestrichelten Linie, welche die Punkte A, B und C verbindet. Demzufolge können die Gehalte an Cr und Ni so eingestellt werden, dass sie in diesem Bereich liegen.
Da das Eisenlegierungspulver einen hohen Gehalt an oxidierbarem Cr aufweist, wird Si als deoxidierendes Mittel einer Metallschmelze bei der Herstellung des Eisenlegierungspulvers zugegegeben. Wenn Si der Eisenlegierungsmatrix in fester Lösung zugegeben ist, werden die Oxidationsbeständigkeit und die Warmfestigkeit verbessert. Wenn der Gehalt an Si geringer als 0,5% ist, sind obige Wirkungen nur unzureichend. Wenn der Gehalt an Si 3,0% übersteigt, ist die Härte des Eisenlegierungspulvers äußerst hoch und die Verpressbarkeit des Pulvers wird erheblich verschlechtert. Demzufolge beträgt der Gehalt an Si im Eisenlegierungspulver 0,5 bis 3,0%.
Die Sinterung des Eisenlegierungspulvers hat keinen glatten Verlauf wegen des hohen Gehalts an Cr im Pulver. Daher wird bei der Erfindung ein Fe-P-Legierungspulver dem Eisenlegierungspulver zugemischt. Dadurch wird beim Sintern eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase erzeugt und dadurch der Sintervorgang unterstützt. Wenn der Gehalt an P im Fe-P-Legierungspulver geringer als 10% ist, wird die Flüssigphase in unzureichendem Umfang erzeugt und die Verdichtung des Sinterkörpers wird nicht erleichtert. Wenn andererseits der Anteil an P im Fe-P-Legierungspulver größer als 30% ist, erhöht sich die Härte des Fe-P-Legierungspulvers und die Verpressbarkeit des Pulvers wird erheblich verschlechtert. Wenn der Anteil an P in der Gesamtzusammensetzung geringer als 0,2% ist, wird die Flüssigphase nur unzureichend erzeugt und der Sintervorgang wird nicht wirkungsvoll unterstützt. Wenn andererseits der Gehalt an P in der Gesamtzusammensetzung größer als 1,0% ist, wird die Sinterung übermäßig gefördert, so dass der zu sinternde Körper in nachteiliger Weise verdichtet wird und die Dichte 7,4 Mg/m³ überschreitet. Dies ist die Obergrenze für die im Folgenden beschriebene Sinterlegierung. Darüber hinaus entweicht die Fe-P-Legierung fertig in eine Flüssigphase, wobei der Teil, mit welchem das Fe-P-Legierungspulver vorhanden war, als Poren (Kirkendall-Einschlüsse) zurückbleibt. Da demzufolge eine große Anzahl an groben Poren in der Eisenlegierungsmatrix gebildet werden, wird die Korrosionsbeständigkeit verringert. Der Gehalt P im Fe-P-Legierungspulver beträgt daher 10 bis 30% und der Rest ist Fe. Der Anteil an Fe-P-Legierungspulver im Mischpulver ist so eingestellt, dass der Gehalt an P in der Gesamtzusammensetzung des Mischpulvers 0,2 bis 1,0% beträgt.
Ein derartiges Eisenlegierungspulver wird mit einem Graphitpulver gemischt und gesintert. Dabei diffundiert C in die Eisenlegierungsmatrix und wird an Cr, welches in der Eisenlegierungsmatrix vorhanden ist, gebunden. Chromcarbide scheiden sich dabei aus und dispergieren. Das in Form von Graphitpulver zugegebene C erzeugt eine eutektische Flüssigphase von Fe-P-C zusammen mit dem Fe-P-Legierungspulver, wodurch die Sinterung unterstützt wird. Wenn der Gehalt an Graphitpulver geringer als 0,6% ist, ist der Gehalt an ausgeschiedenen Carbiden unzureichend und die Erhöhung der Verschleißfestigkeit ist nur unzureichend. Da die Sinterung nur unzureichend unterstützt wird, wird die Dichte des Sinterkörpers nicht erhöht und die Festigkeit des Sinterkörpers wird verringert, wodurch die Verschleißfestigkeit ebenfalls verringert wird. Wenn andererseits der Gehalt an Graphitpulver größer ist als 3,0%, ergibt sich ein überhöhter Gehalt an ausgeschiedenen Carbiden, wodurch Abrieb einer Gegenkomponenten verursacht werden kann und der Gehalt an Cr in der Eisenlegierungsmatrix verringert wird. Dadurch wird die Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit verringert. Weiterhin wird ein hoher Gehalt an eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase erzeugt, wodurch Sinterung in überhöhtem Maß verursacht wird und der Pressling nachteilig verdichtet wird, so dass die Dichte 7,4 Mg/m³ überschritten werden kann, welches die Obergrenze der nachstehend beschriebenen Sinterlegierung ist. Demzufolge beträgt der Gehalt an Graphitpulver 0,6 bis 3,0%.
Beim erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren enthält das Fe-Legierungspulver vorzugsweise ferner 2,96% oder weniger von wenigstens einem der Mo, V, W, Nb und Ti. Mo, V, W, Nb und Ti sind carbidbildende Elemente und haben im Vergleich zu Cr eine höhere Carbidbildungskapazität. Im Vergleich zu Cr bilden sie daher bevorzugt Carbide. Eine Verringerung des Gehalts an Cr in der Eisenlegierungsmatrix wird daher durch den Gehalt der obengenannten Elemente reduziert. Dadurch kann die Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Matrix verbessert werden. Darüber hinaus verbinden sich die obengenannten Elemente mit C und bilden Legierungscarbide, wodurch die Verschleißfestigkeit verbessert wird.
Wenn eines oder mehrere der Elemente Mo, V, W, Nb und Ti zugegeben werden und der Gesamtgehalt dieser. Elemente in fester Lösung im Eisenlegierungspulver 3,0% übersteigt, wird das Pulver gehärtet und die Verpressbarkeit verringert. Darüber hinaus sind diese optional zuzugebenden Elemente teuer und eine überhöhte Zugabe verursacht höhere Produktionskosten. Wenn daher eines oder mehrere der Elemente Mo, V, W, Nb und Ti im Eisenlegierungspulver enthalten sind, beträgt der Gesamtgehalt an diesen Elementen 3% oder weniger.
Die Sinterlegierung vorliegender Erfindung wird hergestellt aus einem Mischpulver, welches durch Mischen des Fe-P-Legierungspulvers und des Graphitpulvers mit dem Eisenlegierungspulver erhalten wird. Die Zusammensetzung der Pulver und die Zugabe der Pulvergehalte ist aus den obengenannten Gründen beschränkt. Die Sinterlegierung enthält die Gesamtzusammensetzung bestehend in Masse-% aus 13,05 bis 29,62% an Cr, 6,09 bis 23,70% an Ni, 0,44 bis 2,96% an Si, 0,2 bis 1,0% an P, 0,6 bis 3,0% an C und den Rest an Fe sowie nicht vermeidbare Verunreinigungen. Wenn eines oder mehrere der Elemente Mo, V, W, Nb und Ti in der Gesamtzusammensetzung vorhanden ist bzw. sind, beträgt der Gesamtgehalt an diesen Elementen 2,96% oder weniger.
Dichte des Presslings und Dichte der Sinterlegierung
Bei der Sinterlegierung der Erfindung beträgt die Dichte der Sinterlegierung 6,8 bis 7,4 Mg/m³. Die Sinterlegierung wird erzeugt durch Sinterung eines Grünlings, welcher durch Verdichten eines Mischpulvers erhalten, wird, so dass Zwischenräume zwischen den Partikeln des Grünlings als Poren verbleiben. Wenn die Anzahl der Poren groß ist, wird die Festigkeit und Verschleißfestigkeit im umgekehrten Verhältnis zur Anzahl der Poren verringert. Um daher die Festigkeit und Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung zu verbessern, können die Dichte der Sinterlegierung im Allgemeinen erhöht und die Porenanzahl verringert werden.
Wenn jedoch die Sinterlegierung vorliegender Erfindung bei Komponenten für Turbolader verwendet wird, bildet sich ein Chrompassivierungsfilm auf der Oberfläche der Sinterlegierung und an den Innenflächen der Poren durch Sauerstoff im Abgas bei hoher Temperatur.
Dadurch wird die Verschleißfestigkeit durch den Chrompassivierungsfilm verbessert. Demzufolge sind bei vorliegender Erfindung eine spezielle Anzahl an Poren erforderlich.
Ein Chrompassivierungsfilm ist hart und haftet fest an der Oberfläche der Sinterlegierung. Demzufolge wird durch den Überzug aus Chrompassivierungsfilm auf der Oberfläche der Sinterlegierung das metallische Anhaften der Eisenlegierungsmatrix an einer Gegenkornponente verhindert. Außerdem ist eine geeignete Anzahl an Poren in der Sinterlegierung dispergiert und die Innenflächen der Poren sind mit dem Chrompassivierungsfilm überzogen. Demzufolge wirken die Poren als Hindernisse, welche ein plastisches Fließen der Eisenlegierungsmatrix verhindern. Dadurch wird die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung verbessert. Demgemäß beträgt die Obergrenze der Dichte der Sinterlegierung 7,4 Mg/m³. Wenn die Dichte der Sinterlegierung 7,4 Mg/m³ überschreitet, verringert sich die Anzahl der Poren. Daraus resultiert, dass die Hindernisse zur Vermeidung von plastischem Fluss der Eisenlegierungsmatrix verringert werden und die Verschleißfestigkeit abnimmt. Wenn andererseits die Dichte der Sinterlegierung übermäßig niedrig ist, verringert sich die Festigkeit der Sinterlegierung und die Verschleißfestigkeit nimmt ab. Sinngemäß beträgt die untere Grenze der Sinterlegierung 6,8 Mg/m³.
Um eine Dichte von 6,8 bis 7,4 Mg/m³ für die Sinterlegeirung nach dem Sintern eines aus dem oben beschriebenen Mischpulver gebildeten Grünlings bei einer nachstehend beschriebenen Sintertemperatur (1100 bis 1160°C) zu erhalten, ist es erforderlich, die Dichte des Grünlings auf 6,0 bis 6,8 Mg/m³ einzustellen. Wenn die Dichte des Grünlings geringer als 6.0 Mg/m³ ist, ergibt sich eine Dichte des Sinterkörpers geringer als 6,8 Mg/m³. Wenn die Dichte des Grünlings höher als 6.8 Mg/m³ ist, beträgt die Dichte des Sinterkörpers mehr als 7,4 Mg/m³.
Sintertemperatur
Die Sintertemperatur beträgt bei vorliegender Erfindung 1100 bis 1160°C. Wenn die Sintertemperatur geringer als 1100°C ist, ergibt sich keine fortschreitende Sinterung und die Festigkeit sowie die Verschleißfestigkeit des Sinterkörpers werden reduziert. Da außerdem eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase nur in unzureichendem Umfang erzeugt wird, ist es schwierig, eine Dichte von 6,8 Mg/m³ oder mehr bei der Sinterlegierung zu erzielen. Wenn andererseits die Sintertemperatur höher als 1160°C ist, ergeben sich spröde Carbidpartikel und es ist schwierig, die erforderlichen Gehalte an Carbiden mit erforderlichen Größen zu erreichen. Außerdem erfolgt eine Sinterung in erhöhtem Umfang so dass die Dichte der Sinterlegierung 7,4 Mg/m³ überschreiten kann.
Sinteratmosphäre
Bei der Herstellung einer Sinterlegierung, welche einen hohen Gehalt an Chrom aufweist, wird ein Passivierungsfilm, welcher auf einer Oberfläche eines chromhaltigen Legierungspulvers als Rohmaterialpulver gebildet ist, beseitigt für eine aktive Durchführung der Sinterung. Die Sinterung wird daher in einem Vakuum oder in einer Atmosphäre mit verringertem Druck durchgeführt. Andererseits benötigt die Sinterung bei der Erfindung kein aufwendiges Vakuum oder eine Atmosphäre mit verringerten Druck, da die Dichte von 6,8 bis 7,4 Mg/m³ in der Sinterlegierung ausreichend ist und ein Fe-P-Legierungspulver zugemischt wird und eine Flüssigphase bei der Sinterung erzeugt wird, wodurch die Sinterung unterstützt wird. Demzufolge kann bei der Erfindung die Sinterung in einer nicht oxidierenden Gasatmosphäre bei Normaldruck durchgeführt werden. Diese Bedingen sind allgemein gebräuchlich für Sinterkomponenten, so dass die Sinterung bei niedrigen Kosten durchgeführt werden kann.
Die Sinterung wird bei vorliegender Erfindung vorzugsweise in Stickstoffgas oder einem Mischgas aus Stickstoff und Wasserstoff, welches 10% oder mehr Stickstoff enthält, durchgeführt. Dabei werden Nitride an der Oberfläche der Sinterlegierung und den Innenflächen der Poren gebildet. Ein Mischgas aus Stickstoff und Wasserstoff kann beispielsweise gebildet werden durch ein Mischgas aus Stickstoffgas und Wasserstoffgas, einem Amoniakzersetzungsgas, einem Mischgas, in welchem ein Amoniakzersetzungsgas und Stickstoffgas gemischt sind, oder einem Mischgas, in welchem ein Amoniakzersetzungsgas und Wasserstoffgas gemischt sind. Wenn die Sinterung in einer Gasatmosphäre, welche 10% oder mehr Stickstoff enthält, durchgeführt wird, werden harte Nitride (hauptsächlich Chromnitride) an der Oberfläche der Sinterlegierung und den Innenflächen der Poren gebildet. Dadurch wird die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung verbessert. Es sei darauf hingewiesen, dass der Gehalt an N, welcher von der Atmosphäre in der Sinterlegierung enthalten ist, äußerst-gering ist. Es ist der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in der Sinterlegierung.
Größe der Carbide
In der Sinterlegierung vorliegender Erfindung werden Carbide aufbereitet. Wenn grobkörnige Carbide in der Matrix dispergiert sind, liegt eine grobe Dispergierung vor und der Abstand zwischen benachbarten Carbiden ist groß, so dass der Bereichsanteil, in welchem Carbide nicht vorhanden sind, groß ist. Wenn daher das Sintermetall in gleitender Berührung mit einer Gegenkomponente steht und der Teil, in welchem keine Carbide vorhanden sind, die Gegenkomponente berührt, entsteht ein plastischer Fluss an der Eisenlegierungsmatrix, wodurch fortschreitender Verschleiß auftritt.
Wenn andererseits die Carbide feinkörnig sind, ergibt sich eine dichte Dispersion und die Abstände zwischen benachbarten Carbiden sind gering, so dass der Bereichsanteil, in welchem keine Carbide vorhanden sind, gering ist. Wenn demgemäß die Sinterlegierung mit einer Gegenkomponente in gleitender Berührung steht, berühren die dichten Carbide die Gegenkomponente und der Kontakt der Eisenlegierungsmatrix ist verringert, wodurch plastischer Fluss der Eisenlegierungsmatrix verhindert wird und ein fortschreitender Verschleiß unterbunden wird.
Wenn die Carbide übermäßig feinkörnig sind, werden die Carbide trotz der hohen Frequenz des Vorhandenseins der Carbide vollständig in die Eisenlegierungsmatrix eingebettet beim gleitenden Kontakt mit dem Gegenmaterial. Wenn die Eisenlegierungsmatrix das Gegenmaterial berührt, ergibt sich dann ebenfalls ein plastischer Fluss der Eisenlegierungsmatrix, woraus Verschleiß resultiert.
Aus diesem Grund enthalten die Carbide spezifische Carbide mit einem maximalen Durchmesser von 1 bis 10 μm und der Bereichsanteil der spezifischen Carbide beträgt 90% oder mehr bezüglich dem Bereichsanteil aller Carbide. Wenn der Bereichsanteil der spezifischen Carbide, welche maximale Durchmesser von mehr als 10 μm aufweisen, 10% bezogen auf den Bereichsanteil aller Carbide übersteigt, ist die vorhandene Frequenz der Carbide in der Eisenlegierungsmatrix gering und es tritt fortschreitender Verschleiß in dem Teil auf, in welchem Carbide nicht vorhanden sind. Wenn der Bereichsanteil der Carbide mit maximalen Durchmessern von weniger als 1 μm 10% gegenüber dem Bereichsanteil aller Carbide übersteigt, fließen die im Übermaß feinen Carbide zusammen mit der Eisenlegierungsmatrix plastisch, so dass ein fortschreitender Verschleiß auftritt.
Gemäß der Erfindung besitzt die Sinterlegierung eine ausgezeichnete Warmfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Verschleißfestigkeit und maschinelle Bearbeitbarkeit. Außerdem besitzt die Sinterlegierung einen ähnlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten wie ein warmfestes austenitisches Material, so dass eine einfache Formgebung erreicht werden kann.
Bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung
(1) Erstes Ausführungsbeispiel
Vorliegende Erfindung wird im Einzelnen anhand eines Ausführungsbeispiels erläutert. Zunächst werden ein Fe-Legierungspulver, bestehend in Masse-% aus 15 bis 30% an Cr, 7 bis 24% an Ni, 0,5 bis 3,0% an Si und den Rest Fe sowie nicht vermeidbare Verunreinigungen, ein Fe-P-Legierungspulver, bestehend aus 10 bis 30 Masse-% an P und den Rest Fe sowie nicht vermeidbare Verunreinigungen und ein Graphitpulver zubereitet. Das Fe-Legierungspulver wird mit dem Fe-P-Legierungspulver gemischt, so dass der Gehalt an P 0,2 bis 1,0% bezogen auf die Gesamtzusammensetzung des Mischpulvers beträgt und wird gemischt mit 0,6 bis 3,0% Graphitpulver, so dass das Mischpulver erhalten wird. Das Mischpulver wird in eine vorbestimmte Form verdichtet, so dass die Dichte des Grünlings 6,0 bis 6,8 Mg/m³ beträgt.
Anschließend wird der Grünling bei einer Temperatur von 1100 bis 1160°C in nichtoxidierender Gasatmosphäre bei Normaldruck gesintert. Bei diesem Vorgang entsteht eine Sinterlegierung mit einer Gesamtzusammensetzung, bestehend in Masse-% aus 13,05 bis 29,62% an Cr, 6,09 bis 23,70% an Ni, 0,44 bis 2,96% an Si, 0,2 bis 1,0% an P, 0,6 bis 3,0% an C und den Rest Fe sowie nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Die erhaltene Sinterlegierung besitzt ein Gefüge, in welchem Carbide ausgeschieden und gleichförmig dispergiert in einer Eisenlegierungsmatrix mit einer Zusammensetzung eines austenitischen Edelstahls vorliegen. Die Carbide enthalten spezifische Carbide mit maximalen Durchmessern von 1 bis 10 μm und der Bereichsanteil der spezifischen Carbide beträgt 90% oder mehr bezogen auf den Bereichsanteil aller Carbide, wobei die Dichte 6,8 bis 7,4 Mg/m³ beträgt. Ein Chrompassivierungsfilm kann aktiv an der Oberfläche der Sinterlegierung und an den Innenflächen der Poren gebildet sein. Da die Sinterlegierung eine Zusammensetzhung von austenitischen Edelstahl aufweist, besitzt die Legierung hervorragende Eigenschaften bezüglich Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei hoher Temperatur. Da außerdem die Oberfläche und die Innenflächen der Poren mit dem Chrompassivierungsfilm, welcher stark an der Legierung gebunden ist, beschichtet sind, werden Korrosionsbeständigkeit und Warmfestigkeit zusätzlich verbessert. Da darüber hinaus die ausgeschiedenen und dispergierten Carbide feinkörnig sind, ergibt sich eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit. Da die feinkörnigen Carbide mit hoher Frequenz in der Einsenlegierung dispergiert sind, kommt eine große Anzahl an Carbiden mit einer Gegenkomponente in Berührung. Demzufolge ist die Berührung der Eisenlegierungsmatrix mit der Gegenkomponente verringert, so dass die Verschleißfestigkeit verbessert wird. Außerdem ist eine ausreichende Anzahl an Poren in der Eisenlegierungsmatrix dispergiert und die Innenflächen der Poren sind mit einem Chrompassivierungsfilm überzogen. Dadurch wird ein plastischer Fluss der Eisenlegierungsmatrix verhindert.
(2) Zweites Ausführungsbeispiel
3% oder weniger von wenigstens einem der Elemente Mo, V, W, Nb und Ti werden dem Eisenlegierungspulver des ersten Ausführungsbeispiels zugegeben und ein Mischpulver wird in der gleichen Weise zubereitet wie beim ersten Ausführungsbeispiel. Davon wird eine Sinterlegierung in ähnlicher Weise hergestellt, wie oben erläutert. In diesem Fall entsteht eine Sinterlegierung, in welcher 2,96% oder weniger von wenigstens einem der Elemente Mo, V, W, Nb und Ti zusätzlich in der Zusammensetzung der Sinterlegierung des ersten Ausführungsbeispiels enthalten sind. Mo, V, W, Nb und Ti sind carbidbildende Elemente, deren Carbidbildungskapazität verglichen mit Cr bedeutend größer ist. Demzufolge bilden sie, verglichen mit Cr bevorzugt Carbide. Auf diese Weise wird eine Reduzierung des Gehalts an Cr in der Eisenlegierungsmatrix verhindert, wobei die Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Matrix zusätzlich verbessert wird. Da diese optionalen Elemente an C binden und Carbide bilden, kann die Warmfestigkeit zusätzlich verbessert werden.
Beispiele
Erstes Beispiel
Legierungspulver mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen wurden als Eisenlegierungspulver zubereitet und mit 3% eines Fe-P-Legierungspulvers, in welchem der P-Gehalt 20% war, und mit 1,5% Graphitpulver ergänzt, wobei durch Mischen ein Mischpulver erhalten wurde. Das Mischpulver wurde verdichtet und ein säulenförmiger Grünling mit einer Dichte von 6,4 Mg/m³, einem Außendurchmesser von 10 mm und einer Höhe von 10 mm sowie ein scheibenförmiger Grünling mit einer Dichte von 6,4 Mg/m³, einem Außendurchmesser von 24 mm und einer Höhe von 8 mm wurden hergestellt. Diese Grünlinge wurden bei einer Temperatur von 1130°C in einem nicht-oxidierenden Gas 60 Minuten gesintert, wobei Sinterlegierungen der Probennummern 01 bis 21 gebildet wurden. Alle Zusammensetzungen dieser Sinterlegierungsproben sind in Tabelle 1 angegeben.
Die Dichte der Sinterkörper der scheibenförmigen Sinterlegierungen der Proben wurden mit einem Sinterdichtemessverfahren auf der Basis von JIS (Japanese Industrial Standard) 22505 gemessen.
Die säulenförmigen Sinterlegierungen der Proben wurden geschnitten, die Querschnittsflächen wurden blank geschliffen und mit Königswasser (Salpetersäure/Salzsäure = 1/3) geätzt. Das metallische Gefüge wurde mit einem Mikroskop bei 200-facher Vergrößerung untersucht. Die Querschnittsfläche wurde unter Verwendung eines Bildanalysegeräts (MITANI Corporation, WinRoof) analysiert und die Durchmesser der Carbide wurden in einem Bild gemessen, wobei ein Bereichsanteil der Carbide mit maximalen Durchmessern von 1 bis 10 μm bezüglich des Bereichsanteils der Gesamtheit der Carbide erhalten wurde.
Die säulenförmigen Sinterlegierungsproben wurden bei 900°C in Luft 100 Stunden erwärmt und das durch die Erwärmung (oxidierter Gehalt in Tabelle I) erhöhte Gewicht der jeweiligen Probe wurde gemessen.
Die scheibenförmigen Proben wurden einem Rollreibung-Abriebtest mit einer Walze unterzogen. Die Walze bestand aus Edelstahl identisch zu JIS SUS316L, an welcher eine Verchromungsbehandlung vorgenommen wurde und wies einen Durchmesser von 15 mm und eine Länge von 22 mm auf. Der Test wurde in der Weise durchgeführt, dass die Probe und die Walze miteinander in Berührung gebracht wurden und bei einer Temperatur von 700°C 15 Minuten lang reziproke Gleitbewegungen durchgeführt wurden. Die Abriebsmenge an der Scheibe wurde nach dem Test gemessen.
Die Messergebnisse sind in Tabelle I angegeben. In der folgenden Erläuterung wurden die Verschleißfestigkeit von 10 μm oder geringer und das erhöhte Gewicht von 15 g/m² beim Erwärmen waren Grundlage der Bewertung. Tabelle 1
Wirkungen des Gehalts an Cr
Die Wirkungen des Gehalts an Cr in der Sinterlegierung werden auf der Basis der Sinterlegierungen der Proben Nr. 01 bis 08 der Tabelle 1 ausgewertet.
Die Dichte des gesinterten Presslings hat eine Tendenz zu leichter Abnahme in Abhängigkeit von steigendem Gehalt an Cr. Der Grund für diese Tendenz kann das Ausmaß an Chrompassivierungsfilm auf der Oberfläche des Eisenlegierungspulvers sein, welches bei steigendem Gehalt an Cr ansteigt, wobei eine Verdichtung des Sinterkörpers beim Sintern schwierig war. Demzufolge war bei der Probe Nr. 08, in welcher der Cr-Gehalt 30% im Eisenlegierungspulver übersteigt, die Dichte des Sinterkörpers bedeutend geringer als 6,8 Mg/m³.
Da Cr ein Ferrit stabilisierendes Element ist, wurde der C-Gehalt in fester Lösung in der Sinterlegierungsmatrix verringert, der Gehalt an ausgeschiedenen Chromcarbiden wurde erhöht und Chromcarbide wuchsen gemäß der Steigerung des Cr-Gehalts. Deshalb zeigte der Bereichsanteil an Carbiden mit dem maximalen Durchmesser von 1 bis 10 μm eine fallende Tendenz. In der Probe Nr. 08, in welcher der Cr-Gehalt 30% übersteigt, war der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm geringer als 90%.
Der C-Gehalt in fester Lösung in der Sinterlegierungsmatrix verringerte sich und der Gehalt an ausgeschiedenen Chromcarbiden erhöhte sich, da der Gehalt an Cr, welcher ein Ferrit stabilisierendes Element ist, erhöht wurde. Demgemäß wurde die Verschleißfestigkeit verbessert und der Abriebsanteil wurde auf 25% des Cr-Gehalts im Eisenlegierungspulver (Proben Nr. 01 bis 06) verringert. Wenn der Cr-Gehalt im Eisenlegierungspulver größer als 25% (Proben Nr. 07 und 08) war, waren die ausgeschiedenen Chromcarbide grobkörnig und die Festigkeit des Sinterkörpers wurde aufgrund der Verringerung der Dichte verringert, wobei die Abriebsmenge des Sinterkörpers eine steigende Tendenz aufwies. Wenn daher der Cr-Gehalt im Eisenlegierungspulver mehr als 30% war, ergab sich eine extreme Steigerung an Abriebsmenge.
In der Sinterlegierung der Probe Nr. 01, bei welcher der Cr-Gehalt im Eisenlegierungspulver geringer als 15% war, war der Gehalt an Cr in der Eisenlegierungsmatrix gering und der oxidierte Anteil war extrem hoch. Andererseits wurde in der Sinterlegierung der Probe Nr. 02, in welcher der Cr-Gehalt im Eisenlegierungspulver 15% war, die Korrosionsbeständigkeit verbessert, da ein ausreichender Gehalt an Cr in der Eisenlegierungsmatrix enthalten war, wobei der oxidierte Anteil auf 14 g/m² verringert war. Ferner wurde die Korrosionsbeständigkeit aufgrund der Steigerung des Cr-Gehalts zusätzlich verbessert, wobei der oxidierte Anteil eine fallende Tendenz aufwies. In der Probe Nr. 08, in welcher der Cr-Gehalt mehr als 30% war, betrug der oxidierte Anteil mehr als 15 g/m² obgleich der Cr-Gehalt erhöht war. Der Grund für dieses Resultat besteht darin, dass trotz der Verhinderung der Bildung einer Oxid- schicht an der äußeren Oberfläche, Oxidation in den inneren Teil des Sinterkörpers durch die Poren fortschritt, da die Sinterung nur unzureichend verlief. Da ferner die Probe Nr. 08 einen hohen Gehalt an Cr, welches ein Ferrit stabilisierendes Element ist, aufwies, war der Sinterkörper magnetisch und enthielt kaum ein austenitisches Gefüge, weshalb sie für vorliegende Erfindung nicht geeignet war.
Damit wurde bestätigt, dass der Cr-Gehalt im Eisenlegierungspulver 15 bis 30%, die Dichte des Sinterkörpers 6,8 Mg/m³ oder mehr und der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm, 90% oder mehr sein sollen.
Wirkungen des Gehalts an Ni
Die Wirkungen des Gehalts an Ni in der Sinterlegierung wurden beurteilt auf der Basis der Sinterlegierungen der Proben Nr. 04, 09 bis 15 in Tabelle 1.
Die Dichte des Sinterkörpers zeigt eine allmählich ansteigende Tendenz in Abhängigkeit vom Anstieg des Ni-Gehalts. Der Grund für diese Tendenz ist, dass der Gehalt an Ni, welches ein höheres spezifisches Gewicht als Fe aufweist, erhöht wurde und das Dichteverhältnis etwa konstant (94%) war. Das bedeutet, dass die wirkliche Dichte der Probe sich erhöht, wenn der Ni-Gehalt gesteigert wird. Wenn der Grünling mit einer konstanten Presslingdichte von 6,4 Mg/m³ gebildet wird, verringert sich das Dichteverhältnis, da der Ni-Gehalt erhöht wird. Da jedoch eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase bei der Sinterung erzeugt wird, ist das Dichteverhältnis des Sinterkörpers konstant innerhalb des Bereichs des Ni-Gehalts.
Da Ni die Austenitizierung der Eisenlegierungsmatrix fördert, wird der Gehalt an in der Eisenlegierungsmatrix ausgeschiedenen Carbiden verringert, wenn der Ni-Gehalt erhöht wird. Es sei darauf hingewiesen, dass trotz Steigerung des Gehalts an Carbiden der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm in jeder Probe konstant war. Aufgrund der Verringerung des Gehalts an Carbiden zeigte die Abriebsmenge eine leicht fallende Tendenz. Da eine ausreichende Menge an Carbiden innerhalb des Bereichs des Ni-Gehalts im Eisenlegierungspulver bis zu 24% in der Eisenlegierungsmatrix ausgeschieden war, hatte die Abriebsmenge keine Bedeutung.
In der Probe Nr. 09, welche kein Ni enthielt, betrug der oxidierte Anteil 16 g/m². In der Probe Nr. 10, in welcher der Ni-Gehalt 7% betrug, verringerte sich hingegen der oxidierte Anteil auf 10 g/m², da die Korrosionsbeständigkeit der Eisenlegierungsmatrix verbessert wurde. Es zeigte sich eine Tendenz zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit der Eisenlegierungsmatrix und zur Reduzierung des oxidierten Anteils bei Erhöhung des Ni-Gehalts.
Es hat sich daher ergeben, dass die Korrosionsbeständigkeit verbessert wurde, wenn der Ni-Gehalt im Eisenlegierungspulver 7% oder mehr betrug. Ferner hat sich bestätigt, dass die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsbeständigkeit verbessert wurden, wenn der Ni-Gehalt im Eisenlegierungspulver bis zu 24% betrug. Wenn der Ni-Gehalt darüber hinaus erhöht wird, kann sich der oxidierte Anteil erhöhen, da der Anteil an Carbiden verringert wird und ferner steigen die Materialkosten, da Ni teuer ist. Demgemäß beträgt der Ni-Gehalt 24% oder weniger.
Wirkungen des Gehalts an Si
Die Wirkungen des Gehalts an Si in der Sinterlegierung werden beurteilt aufgrund der Sinterlegierungen der Proben Nr. 04, 16 bis 21 in Tabelle 1.
Die Dichte des Sinterkörpers zeigt eine allmählich abfallende Tendenz bei Erhöhung des Si-Gehalts. Der Grund für diese Tendenz ist die Erhöhung des Gehalts an Si, welches ein geringeres spezifisches Gewicht als Fe aufweist und das Dichteverhältnis in etwa konstant (94%) war. Das bedeutet, dass die wirkliche Dichte der Probe bei Steigerung des Si-Gehalts sich verringerte. Wenn ein Grünling mit einer Presslingsdichte von 6,4 Mg/m³ gebildet wird, erhöht sich das Dichteverhältnis, da der Si-Gehalt verringert wurde. Da jedoch eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase beim Sintern erzeugt wurde, war das Dichteverhältnis des Sinterkörpers konstant innerhalb des Bereichs des Si-Gehalts. Da jedoch Si hart wird und eine Versprödung der Eisenlegierungsmatrix verursacht, wird das Eisenlegierungspulver härter und versprödet bei steigendem Gehalt an Si. Demgemäß gestaltet sich die Verdichtung bei hohem Druck schwierig, wenn der Si-Gehalt groß ist. Bei der Probe Nr. 21, bei welcher der Si-Gehalt im Eisenlegierungspulver mehr als 3% betrug, gestaltete sich die Verpressung schwierig und es konnte kein Grünling erhalten werden.
Si beeinflusst die Bildung von Carbiden nicht. Demzufolge war der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm in den Proben Nr. 04 und 16 bis 20 konstant unabhängig vom Si-Gehalt. Da außerdem Si Oxide bildet und die Verschleißfestigkeit der Eisenlegierungsmatrix erhöht, zeigt die Abriebsmenge eine leicht fallende Tendenz. Wenn jedoch der Si-Gehalt erhöht wurde, verhinderten die Si-Oxide an der Oberfläche des Eisenlegierungspulvers den Fortgang der Sinterung und verringerten die Festigkeit des Sinterkörpers. Wenn daher der Si-Gehalt im Eisenlegierungspulver größer als 1,4% war, zeigte die Abriebsmenge eine leicht anwachsende Tendenz.
Bei der Probe Nr. 16, bei welcher der Si-Gehalt 0,2% im Eisenlegierungspulver war, betrug der oxidierte Anteil 16 g/m². In der Probe Nr. 17, in welcher der Si-Gehalt 0,5% im Eisenlegierungspulver betrug, wurde hingegen die Korrosionsbeständigkeit der Eisenlegierungsmatrix verbessert und der oxidierte Anteil wurde auf 10 g/m² verringert. Die Korrosionsbeständigkeit der Eisenlegierungsmatrix wurde ferner verbessert, wenn der Si-Gehalt erhöht wurde. Der oxidierte Anteil zeigte eine abnehmende Tendenz.
Demzufolge wurde bestätigt, dass die Korrosionsbeständigkeit verbessert wurde, wenn der Si-Gehalt im Eisenlegierungspulver 0,5% oder mehr betrug. Ferner wurde bestätigt, dass ein Grünling verdichtet werden konnte, wenn der Si-Gehalt bis zu 3% betrug. Es konnte jedoch kein Grünling verdichtet werden, wenn der Si-Gehalt größer als 3% war. Deshalb soll der Si-Gehalt 0,5 bis 3% betragen.
Zweites Beispiel
Ein Eisenlegierungspulver (Fe-20%Cr-8%Ni-0,8%Si), welches für die Sinterlegierung der Probe Nr. 04 im ersten Ausführungsbeispiel verwendet wurde, ergänzt mit einem Fe-P-Legierungspulver, in welchem die Zusammensetzung und Gehalt in Tabelle 2 dargestellt sind und 1,5% Graphitpulver durchmischen, wurde ein Mischpulver erhalten. Das Mischpulver wurde verdichtet und der Grünling wurde bei den gleichen Bedingungen wie im ersten Ausführungsbeispiel gesintert, wobei Sinterlegierungen mit den Proben Nr. 22 bis 33 gebildet wurden. Alle Zusammensetzungen der Sinterlegierungsproben sind in der Tabelle 2 angegeben. An den Sinterlegierungsproben wurden die gleichen Tests wie beim ersten Beispiel durchgeführt. Die Testergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben. Die Ergebnisse der Probe Nr. 4 im ersten Beispiel sind in der Tabelle 2 ebenfalls angegeben. Tabelle 2
Wirkungen des Gehalts an P
Die Wirkungen des Gehalts an Fe-P-Legierungspulver werden bewertet auf der Basis der Sinterlegierungsproben Nr. 04 und 22 bis 27 in Tabelle 2.
In der Sinterlegierungsprobe Nr. 22, in welcher der Gehalt an Fe-P-Legierungspulver gering ist, und der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung geringer als 0,2% ist, war die Bildung von eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase gering und der Sintervorgang wurde nicht unterstützt, wobei die Dichte des Sinterkörpers extrem niedrig war. In der Sinterlegierungsprobe Nr. 23 hingegen, in welcher der Gehalt an Fe-P-Legierungspulver erhöht wurde und der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 0,2% war, ergab sich eine ausreichende Bildung an eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase, wobei die Dichte des Sinterkörpers auf 6,90 Mg/m³ erhöht wurde. Bei weiterer Erhöhung des Gehalts an Fe-P-Legierungspulver und Erhöhung des P-Gehalts in der Gesamtzusammensetzung (Proben Nr. 04 und 24 bis 27) ergab sich eine erhöhte Bildung an eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase gemäß der Erhöhung des P-Gehalts, wobei die Dichte des Sinterkörpers eine ansteigende Tendenz aufwies. Deshalb war in der Probe Nr. 27, in welcher der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 1% betrug, die Dichte des Sinterkörpers mehr als 7,4 Mg/m³.
Bei erhöhter Bildung an eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase und unterstützter Sinterung wurde das Wachstum an Chromcarbiden unterstützt und grobkörnige Chromcarbide wurden gebildet. Deshalb wurde der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μμ verringert bei erhöhtem Gehalt an Fe-P-Legierungspulver und erhöhtem P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung. Hieraus resultiert, dass in der Sinterlegierungsprobe Nr. 27, in welcher der P-Gehalt mehr als 1% betrug, der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm auf weniger als 90% verringert wurde.
Die Dichte des Sinterkörpers wurde gemäß dem erhöhten P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung verringert. Deshalb zeigte die Verschleißmenge in den Sinterkörpern der Proben Nr. 04 und 22 bis 24, in denen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung bis zu 0,6% betrug, eine abfallende Tendenz gemäß der Erhöhung des P-Gehalts. Bei den Sinterkörpern der Proben Nr. 25 bis 27, bei denen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 0,6% betrug, waren hingegen die nachteiligen Wirkungen der Verringerung der Probenanzahl und der Bildung von grobkörnigen Carbiden signifikanter als die Wirkung der Verbesserung der Festigkeit der Sinterlegierung. Wenn die Porenanzahl verringert wird, verringert sich die Menge an Passivierungsfilm, welcher auf der Innenfläche der Poren gebildet wird und die Anzahl an Blockierern zur Verhinderung von plastischem Fluss der Eisenlegierungsmatrix wird verringert. Wenn grobkörnige Carbide gebildet werden, sind die Abstände zwischen benachbarten Carbiden groß und die Wirkung zur Verhinderung von plastischem Fluss der Eisenlegierungsmatrix wird verringert. Deshalb zeigt die Abriebsmenge eine ansteigende Tendenz gemäß der Erhöhung des P-Gehalts. In der Sinterlegierung der Probe Nr. 27, in welcher der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung größer als 1% war, ergab sich als Resultat eine große Abriebsmenge, welche mehr als 10 μm betrug.
Bei den Sinterlegierungen der Proben Nr. 04 und 22 bis 25, in welchen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung bis zu 0,8% betrug, ergab sich eine erhöhte Dichte des Sinterkörpers gemäß der Erhöhung des P-Gehalts, wobei die Oberfläche der Sinterlegierung verringert wurde und der oxidierte Anteil eine fallende Tendenz aufwies. Bei den Sinterlegierungen der Proben 26 und 27, in welchen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 0,8% betrug, wurde hingegen eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase gebildet und lief aus. Hieraus resultierte eine Erhöhung der Probenanzahl (Kirkendall-Einschlüsse) und der oxidierte Anteil zeigte eine ansteigende Tendenz. Deshalb stieg in der Sinterlegierungsprobe 27, in welcher der Gehalt an Fe-P-Legierungspulver überhöht war, der oxidierte Anteil extrem an.
Hieraus ergibt sich, dass bei einem P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung von 0,2 bis 1,0% die Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit verbessert werden konnten.
Die Wirkungen des P-Gehalts im Fe-P-Legierungspulver werden auf der Basis der Sinterlegierungen der Proben Nr. 04, 28 bis 33 in Tabelle 2 bewertet.
In der Sinterlegierungsprobe 28, in welcher der P-Anteil im Fe-P-Legierungspulver gering war und der P-Anteil in der Gesamtzusammensetzung geringer als 0,2% war, ergab sich eine geringe Menge an gebildeter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase und die Sinterung wurde nicht gefördert, wobei die Dichte des Sinterkörpers extrem niedrig lag. In der Sinterlegierungsprobe Nr. 29, in welcher der P-Gehalt im Fe-P-Legierungspulver erhöht war und der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 0,2% betrug, war demgegenüber die Menge an gebildeter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase ausreichend, wobei sich die Dichte auf 6,85 Mg/m³ erhöhte. Wenn der P-Gehalt im Fe-P-Legierungspulver weiterhin erhöht wurde und der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung ebenfalls erhöht wurde (Proben Nr. 04, 30 bis 33) wurde eine erhöhte Menge an eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase gebildet gemäß dem erhöhten P-Gehalt, wobei die Dichte des Sinterkörpers eine ansteigende Tendenz zeigte. Bei der Probe Nr. 33, in welcher der P-Gehalt mehr als 1% betrug, war die Dichte des Sinterkörpers höher als 7,4 Mg/m.
Wenn die Menge an gebildeter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase erhöht wurde und die Sinterung unterstützt wurde, ergab sich eine Förderung des Chromcarbidwachstums und die Chromcarbide wurden grobkörnig. Wenn demzufolge der Gehalt an Fe-P-Legierungspulver erhöht wurde und der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung ebenfalls erhöht wurde, zeigte der Bereichsanteil der Carbide mit einem maximalen Durchmesser von 1 bis 10 eine abfallende Tendenz. Deshalb verringerte sich in der Sinterlegierungsprobe Nr. 33, in welcher der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung höher als 1% war, der Bereichsanteil der Carbide mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm auf weniger als 90%.
Die Dichte des Sinterkörpers erhöht sich entsprechend des erhöhten P-Gehalts in der Gesamtzusammensetzung, wobei die Festigkeit der Sinterlegierung erhöht wird. Daher hatte in den Sinterlegierungen der Proben Nr. 04 und 28 bis 30, in denen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung bis zu 0,6% betrug, die Abriebsmenge eine abfallende Tendenz gemäß dem Anstieg de P-Gehalts. Im Gegensatz dazu waren in den Sinterlegierungen der Proben Nr. 31 bis 33, bei denen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 0,6% betrug, die nachteiligen Wirkungen der verringerten Porenanzahl unter Bildung von grobkörnigen Carbiden signifikanter als die Wirkung der Verbesserung der Festigkeit der Sinterlegierung, wie oben erläutert, und die Abriebsmenge zeigte eine ansteigende Tendenz gemäß dem Anstieg des P-Gehalts. Hieraus resultiert, dass in der Sinterlegierungsprobe Nr. 33, in welcher der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 1% betrug, die Abriebsmenge groß war und größer als 10 μm betrug.
In Sinterlegierungsproben, 04 und 28 bis 31, in welchen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung bis zu 0,65% betrug, erhöhte sich die Dichte des Sinterkörpers gemäß dem Anstieg des P-Gehalts, wobei die Oberfläche verringert wurde und der oxidierte Anteil eine abfallende Tendenz zeigte. In den Sinterlegierungsproben Nr. 32 und 33, in denen der P-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung größer als 0,75% war, wurde im Gegensatz dazu eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase gebildet, welche auslief. Demgemäß erhöhte sich die Porenanzahl (Kirkendall-Einschlüsse) und der oxidierte Anteil zeigte eine fallende Tendenz. Daher war in der Sinterlegierungsprobe 33, in welcher der Gehalt an Fe-P-Legierungspulver überhöht war, der oxidierte Anteil extrem verringert.
Hieraus ergibt sich, dass bei einem P-Gehalt von 10 bis 30% im Fe-P-Legierungspulver die Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit verbessert wurden.
Drittes Beispiel
Einem Eisenlegierungspulver (Fe-20%Cr-8%Ni-0,8%Si) welches für die Sinterlegierung Nr. 04 im ersten Beispiel verwendet wurde, wurden 3% von Fe-P-Legierungspulver mit einem P-Gehalt an 20% und ein Graphitpulver, in welcher der Gehalt in Tabelle 3 gezeigt ist, zugefügt und durch Mischen wurde ein Mischpulver erhalten. Das Mischpulver wurde verdichtet und die Grünlinge wurden bei den gleichen Bedingungen wie im ersten Beispiel gesintert, wobei Sinterlegierungsproben Nr. 34 bis 40 gebildet wurden. Die Gesamtzusammensetzungen der Sinterlegierungsproben sind in der Tabelle 3 widergegeben. An den Sinterlegierungsproben wurden die gleichen Tests durchgeführt wie beim ersten Beispiel. Die Testergebnisse sind in der Tabelle angegeben. Die Ergebnisse der Probe Nr. 4 des ersten Beispiels sind in der Tabelle 3 ebenfalls angegeben.
Tabelle 3
Wirkungen des Gehalts an C
Die Wirkungen des Gehalts an C in der Gesamtzusammensetzung werden auf der Grundlage der Sinterlegierungen der Proben Nr. 04 und 34 bis 40 in Tabelle 3 bewertet.
Bei der Sinterlegierung mit der Proben Nr. 34, in welcher der C-Gehalt geringer als 0,6% war, war die Menge an erzeugter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase gering und der Sintervorgang wurde nicht unterstützt, wobei die Dichte des Sinterkörpers gering war und weniger als 6,8 Mg/m³ betrug.
Im Gegensatz dazu war bei der Sinterlegierung mit der Proben Nr. 35, in welcher der C-Gehalt 0,6% betrug, die Menge an erzeugter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase ausreichend und der Sintervorgang wurde unterstützt, wobei die Dichte des Sinterkörpers auf 6,80 Mg/m³ erhöht wurde. Bei den Sinterlegierungen mit den Proben Nr. 04 und 36 bis 39, in denen die C-Gehalte 1,0 bis 3,0% waren, wurde die Menge an erzeugter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase aufgrund des erhöhten C-Gehaltes erhöht, wobei die Dichte des Sinterkörpers eine ansteigende Tendenz zeigte.
Es zeigt sich, dass bei der Sinterlegierung mit der Proben Nr. 40, in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 3% betrug, da die Gehalte an Fe-P-Legierungspulver gleich waren, die Menge an erzeugter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase nicht größer war als die der Proben Nr. 39. Deshalb war die Dichte der Sinterlegierung mit der Proben Nr. 40 die gleiche wie die der Proben Nr. 39.
Wenn der Gehalt an erzeugter eutektischer Fe-P-C-Flüssigphase sich erhöhte, wurde der Sintervorgang unterstützt. Das Wachstum der Chromcarbide wurde gefördert und die Chromcarbide wurden grobkörnig. Wenn daher der Gehalt an Grafitpulver erhöht wurde und der Gehalt an C in der Gesamtzusammensetzung erhöht wurde hat der Bereichsanteil der Carbide mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm eine fallende Tendenz. In der Sinter-legierung der Proben Nr. 40 in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 3% betrug verringerte sich daher der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser 1 bis 10 μm auf weniger als 90%.
Da in der Sinterlegierung der Proben Nr. 34, in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung geringer als 0,6% war, die Dichte des Sinterkörpers niedrig war, war die Festigkeit des Sinterkörpers gering, wobei die Abriebmenge groß war. Im Gegensatz dazu war bei der Sinterlegierung der Proben Nr. 35m in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 0,6% war, die Dichte des Sinterkörpers auf 6,8 Mg/m³ verbessert und hatte eine ausreichende Festigkeit, wobei die Abriebmenge erheblich verringert wurde. Da bei den Sinterlegierungen der Proben Nr. 04, 36 und 37, in denen die C-Gehalte in der Gesamtzusammensetzung 1,0 bis 2,0% betrugen die Dichte des Sinterkörpers durch den gestiegenen C-Gehalt erhöht wurde, wurde die Festigkeit des Sinterkörpers verbessert, wobei die Abriebmenge eine fallende Tendenz zeigte.
Bei den Sinterlegierungen der Proben Nr. 38 bis 40 in denen die C-Gehalte in der Gesamtzusammensetzung mehr als 2% betrugen, verringerte sich jedoch der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm aufgrund des erhöhten C-Gehaltes, wobei die Abriebmenge eine ansteigende Tendenz zeigte. Folglich war bei der Sinterlegierung der Proben Nr. 40, in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 3% betrug, die Abriebmenge mehr als 10 μm.
Da bei der Sinterlegierung mit der Proben Nr. 34 in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung weniger als 0,6% betrug, die Dichte des Sinterkörpers gering war, war der oxidierte Anteil groß. Im Gegensatz dazu wurde bei der Sinterlegierung mit der Proben Nr. 35, in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung 0,6% betrug, die Dichte des Sinterkörpers auf 6,8 Mg/m³ verbessert, wobei der oxidierte Anteil erheblich verringert wurde. Da bei den Sinterlegierungen der Proben Nr. 04 und 36 in denen die C-Gehalte in der Gesamtzusammensetzung 1,0 bis 1,5% betrugen die Dichte des Sinterkörpers aufgrund des erhöhten C-Gehaltes erhöht wurde, zeigte der oxidierte Anteil eine abnehmende Tendenz. Bei den Sinterlegierungen der Proben Nr. 37 bis 40, in denen die C-Gehalte in der Gesamtzusammensetzung mehr als 1,5% betrugen, erhöhte sich die Menge an in der Eisenlegierungsmatrix ausgeschiedenen Chromcarbiden aufgrund des erhöhten C-Gehaltes. Demzufolge wurde der Gehalt an Cr in der Eisenlegierungsmatrix verringert und die Korrosionsbeständigkeit ebenfalls verringert, wobei der oxidierte Anteil eine steigende Tendenz zeigte. Deshalb erhöhte sich in der Sinterlegierung der Proben Nr. 40, in welcher der C-Gehalt in der Gesamtzusammensetzung mehr als 3% betrug, der oxidierte Anteil erheblich auf mehr als 15g/m².
Hieraus ergibt sich demnach, dass dann, wenn der Gehalt an C in der Gesamtzusammensetzung (der Gehalt an Grafitpulver) 0,6 bis 3% betrug, die Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit verbessert wurden.
Viertes Beispiel
Es wurde ein Mischpulver verwendet wie für die Sinterlegierungsprobe Nr. 04 im ersten Beispiel und Sinterlegierungen der Proben Nr. 41 bis 52 wurden bei Bedingungen der Presslingsdichten und Sintertemperaturen, welche in Tabelle 4 angegeben sind hergestellt. Die anderen Herstellungsbedingungen waren die gleichen wie die beim ersten Beispiel. Die Sinterlegierungsproben wurden den gleichen Tests unterworfen wie beim ersten Beispiel.
Die Testergebnisse sind in Tabelle 4 angegeben. Die Ergebnisse der Proben Nr. 04 im ersten Beispiel sind in Tabelle 4 ebenfalls angegeben. Tabelle 4
Wirkungen der Dichte
Die Wirkungen der Dichte des Grünlings und der Dichte des Sinterkörpers werden bewertet auf der Basis der Sinterlegierungen mit den Proben Nr. 04 und 41 bis 46 in Tabelle 4.
Wie die Proben Nr. 04 und 41 bis 46 in Tabelle 4 zeigen, erhöht sich die Dichte des Sinterkörpers, wenn die Dichte des Grünlings sich erhöht. Bei der Sinterlegierung der Probe 41, in welcher die Dichte des Grünlings geringer als 6,0 Mg/m³ war, betrug die Dichte des Sinterkörpers weniger als 6,8 Mg/m³. Bei der Sinterlegierung der Probe 42, in welcher die Dichte des Grünlings 6,0 Mg/m³ war, betrug die Dichte des Sinterkörpers 6,8 Mg/m³ ^. Bei der Sinterlegierung der Probe 45, in welcher die Dichte des Grünlings 6,8 Mg/m³ betrug, war die Dichte des Sinterkörpers 7,4 Mg/m³. Bei der Sinterlegierung der Probe 46, in welcher die Dichte des Grünlings mit mehr als 6,8 Mg/m³ betrug, war die Dichte des Sinterkörpers 7,5 Mg/m³.
Der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm war unabhängig von der Dichte des Sinterkörpers gleichbleibend.
Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 41, in welcher die Dichte des Sinterkörpers geringer als 6,8 Mg/m³ war, ergab sich eine große Abriebmenge, da die Festigkeit des Sinterkörpers gering war. Im Gegensatz dazu war bei der Sinterlegerung der Probe Nr. 42, in welcher die Dichte des Sinterkörpers 6,8 Mg/m³ betrug, die Abriebmenge verringert, da die Festigkeit des Sinterkörpers ausreichend war. Bei den Sinterlegierungen von Probe Nr. 41 bis Probe Nr. 04, bei denen die Dichte des Sinterkörpers 7,2 Mg/m³ betrug, zeigte die Abriebmenge eine abnehmende Tendenz entsprechend der Erhöhung der Festigkeit des Sinterkörpers. Wenn jedoch die Dichte des Sinterkörpers mehr als 7,2 Mg/m³ betrug, verringerte sich der Anteil an Chrompassivierungsfilm entsprechend der verringerten Anzahl der Poren, wobei die Abriebmenge eine steigende Tendenz zeigte. Folglich war die Abriebmenge bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 46, in welcher die Dichte des Sinterkörpers größer als 7,4 Mg/m³ war, größer als 10 μm.
Der oxidierte Anteil zeigte keine ansteigende Tendenz entsprechend der Erhöhung der Dichte des Sinterkörpers. Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 41, in welcher die Dichte des Sinterkörpers geringer als 6,8 Mg/m³ war, war die Porenanzahl hoch, wobei der oxidierte Anteil ebenfalls hoch war. Im Gegensatz dazu verringerte sich bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 42 in welcher die Dichte des Sinterkörpers 6,8 Mg/m³ betrug, der oxidierte Anteil auf 14 g/m².
Demnach ergibt sich hieraus, dass dann wenn die Dichte des Sinterkörpers 6,8 bis 7,4 Mg/m³ betrug, die Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit gut waren. Außerdem bestätigte sich, dass dann, wenn die Grünlingsdichte 6,0 bis 6,8 Mg/m³ betrug, die Dichte des Sinterkörpers 6,8 bis 7,4 Mg/m³ war.
Wirkungen der Sintertemperatur
Die Wirkungen der Sintertemperatur werden auf der Basis der Sinterlegierungen der Proben Nr. 04 und 47 bis 52 in Tabelle 4 bewertet.
Wie die Proben Nr. 04 und 47 bis 52 in Tabelle 4 zeigen, erhöhte sich die Dichte des Sinterkörpers, wenn die Sintertemperatur hoch war und die Sinterung gefördert wurde. Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 47, für welche die Sintertemperatur geringer als 1100°C war, wurde eine eutektische Fe-P-C-Flüssigphase beim Sintern nur unzureichend erzeugt, wobei die Dichte der Sinterlegierung geringer war als 6,8 Mg/m³. Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 48, für welche die Sintertemperatur bei 1000°C lag, betrug die Dichte der Sinterlegierung 6,8 Mg/m³. Im Gegensatz dazu betrug bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 51, für welche die Sintertemperatur 1160°C war, die Dichte der Sinterlegierung 7,4 Mg/m³ und bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 52, für welche die Sintertemperatur größer als 1160°C war, wurde die Sinterung im Übermaß gefördert und die Dichte des Sinterlegierung war höher als 7,4 Mg/m³.
Bei hoher Sintertemperatur wuchsen in der Eisenlegierungsmatrix ausgeschiedene Chromcarbide rasch. Demzufolge zeigte der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm eine abnehmende Tendenz bei ansteigender Temperatur. Demzufolge war bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 52, in welcher die Sintertemperatur höher als 1100°C war, der Bereichsanteil der Carbide mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm geringer als 90%.
Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 47, bei welcher die Sintertemperatur geringer als 1000°C war, betrug die Dichte des Sinterkörpers weniger als 6,8 Mg/m³. Da die Festigkeit des Sinterkörpers niedrig war, ergab sich eine Abriebsmenge von größer als 10 μm. Im Gegensatz dazu war bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 48, für welche die Sintertemperatur 1100°C betrug, die Festigkeit des Sinterkörpers ausreichend und die Abriebsmenge wurde verringert. Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 04, in welcher die Sintertemperatur 1130°C betrug, zeigte die Abriebmenge eine abnehmende Tendenz aufgrund der erhöhten Festigkeit des Sinterkörpers.
Der oxidierte Anteil zeigte eine abnehmende Tendenz bei sich erhöhender Sintertemperatur. Bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 47, für welche die Sintertemperatur geringer als 1100°C war, ergab sich eine hohe Porenanzahl aufgrund der niedrigen Sintertemperatur, wobei der oxidierte Anteil hoch war. Im Gegensatz dazu verringerte sich bei der Sinterlegierung der Probe Nr. 48, für welche die Sintertemperatur 1100°C betrug, die Porenanzahl, wobei der oxidierte Anteil auf 12 g/m² verringert wurde.
Hieraus ergibt sich, dass dann, wenn die Sintertemperatur 1100 bis 1160°C betrug, die Dichte des Sinterkörpers 6,8 bis 7,4 Mg/m³ war und die Verschweißfestigkeit der Sinterlegierung war gut.
Fünftes Beispiel
Ein Legierungspulver mit der in Tabelle 5 gezeigten Zusammensetzung wurde als Eisenlegierungspulver zubereitet. Das Legierungspulver wurde mit 3% eines Fe-P-Legierungspulvers, in welchem der P-Gehalt 20% war, und 1,5% eines Graphitpulvers gemischt. Durch das Mischen wurde ein Mischpulver erhalten. Anschließend wurden Sinterlegierungen der Probennummern 53 bis 59 bei den gleichen Bedingungen wie im ersten Beispiel hergestellt. Die Gesamtzusammensetzungen der Sinterlegierungen der Proben sind in Tabelle 5 angegeben. An den Sinterlegierungen der Proben wurden die gleichen Tests durchgeführt wie im ersten Beispiel. Die Testergebnisse sind in Tabelle 5 angegeben. In der Tabelle 5 sind auch die Ergebnisse für die Probe 04 des ersten Beispiels angegeben. Tabelle 5
Wirkungen optionaler Elemente
Die Wirkungen optionaler Elemente werden auf der Basis der Sinterlegierungen der Proben Nr. 04 und 53 bis 59 in Tabelle 5 bewertet. Beim Beispiel wurde Mo als optionales Element verwendet. Bei den Sinterlegierungen der Proben Nr. 53 bis 59, in denen Mo enthalten war, wurde die Dichte des Sinterkörpers im Vergleich zu der Sinterlegierung, in welcher Mo nicht enthalten war, erhöht, wobei die Dichte des Sinterkörpers eine steigende Tendenz bei steigendem Gehalt an Mo aufwies. Der Grund für diese Tendenz ist, dass der Gehalt an Mo, welches ein höheres spezifisches Gewicht als Fe aufweist, erhöht wurde und das Dichteverhältnis etwa konstant (94%) blieb.
Der Bereichsanteil an Carbiden mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 mm der Sinterlegierungen Nr. 53 bis 59, welche Mo enthielten, war etwa der gleiche wie der der Sinterlegierung der Probe Nr. 04, welche Mo nicht enthielt.
Da Mo als Carbide ausgeschieden wurde und die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung verbessert wurde, hatte die Abriebsmenge eine abnehmende Tendenz bei steigendem Mo-Gehalt. Bei einem Mo-Gehalt größer als 3% jedoch, wurden keine weiteren Wirkungen hinsichtlich abnehmender Abriesbmenge erhalten.
Im Vergleich zu Cr besitzt Mo eine bedeutend bessere Carbidbildungskapazität und bildet deshalb bevorzugt Carbide während Cr, welches die Korrosionsbeständigkeit verbessert, daran gehindert war, als Carbid aus der Eisenlegierungsmatrix auszuscheiden. Demzufolge hatte der oxidierte Anteil eine leicht abnehmende Tendenz bei steigendem Mo-Gehalt. Bei einem Mo-Gehalt größer als 3% jedoch wurden keine weiteren Effekte hinsichtlich abnehmender Abriebsmenge erhalten.
Daraus ergibt sich, dass, wenn Mo als Legierungselement im Eisenlegierungspulver enthalten war, die Abriebsmenge und die Korrosionsbeständigkeit weiter verbessert wurden. Ferner wurde festgestellt, dass bei einem Mo-Gehalt von mehr als 3% eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit und der Korrosionsbeständigkeit nicht erhalten wurden. Der Mo-Gehalt beträgt daher bevorzugt 3% oder weniger.
Die Sinterlegierung vorliegender Erfindung besitzt hervorragende Warmfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verschleißfestigkeit. Sie kann bei Turbokomponenten von Turboladern und insbesondere bei Ventilkörpern, welche eine hohe Warmfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verschleißfestigkeit haben müssen, verwendet werden.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 3784003 [0004, 0005, 0005, 0009]

Zitierte Nicht-Patentliteratur

JIS (Japanese Industrial Standard) 22505 [0042]
JIS SUS316L [0045]

Claims

Sinterlegierung enthaltend: Eine Gesamtzusammensetzung bestehend in Massen-% aus 13,05 bis 29,62% an Cr, 6,09 bis 23,70% an Ni, 0,44 bis 2,96% an Si, 02 bis 1,0% an P, 0,6 bis 3,0% an C und den Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen; ein metallisches Gefüge, in welchem Carbide ausgeschieden sind und gleichförmig in einer Eisenlegierungsmatrix mit dispergierten Poren dispergiert sind; und eine Dichte von 6,8 bis 7,4 Mg/m³; wobei die Carbide spezifische Carbide mit einem maximalen Durchmesser von 1 bis 10 μm aufweisen, die spezifischen Carbide einen Bereichsanteil von 90% oder mehr bezüglich dem der Gesamtcarbide haben.
Sinterlegierung enthaltend: Eine Gesamtzusammensetzung bestehend in Masse-% aus 13,05 bis 29,62% an Cr, 6,09 bis 23,70% an Ni, 0,44 bis 2,96% an Si, 0,2 bis 1,0% an P, 0,6 bis 3,0% an C, 2,96% oder weniger an wenigstens einem von Mo, V, W, Nb und Ti sowie den Rest an Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen; ein metallisches Gefüge, in welchem Carbide ausgeschieden sind und gleichförmig in einer Eisenlegierungsmatrix mit dispergierten Poren dispergiert sind; und eine Dichte von 6,8 bis 7,4 Mg/m³; wobei die Carbide spezifische Carbide mit maximalem Durchmesser von 1 bis 10 μm aufweisen, die spezifischen Carbide einen Bereichsanteil von 90% oder mehr bezüglich dem der Gesamtcarbide haben.
Sinterlegierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei Nitride an einer Oberfläche der Sinterlegierung und an Innenflächen der Poren gebildet sind.
Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierung, das Verfahren enthält: Zubereiten eines Fe-Legierungspulvers eines Fe-P-Legierungspulvers und eines Graphitpulvers; das Fe-Legierungspulver besteht in Massen-% aus 15 bis 30% an Cr, 7 bis 24% an Ni, 0,5 bis 3,0% an Si und den Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Das Fe-P-Legierungspulver besteht aus 10–30 Massen-% an P und den Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen; Mischen des Fe-P-Pulvers derart, dass der Gehalt an P 0,2 bis 1,0 Massen-% beträgt, 0,6 bis 3,0 Massen-% des Graphitpulvers mit dem Fe-Legierungspulver zu einem Mischpulver; Verdichten des Mischpulvers zu einem Grünling mit einer Dichte von 6,0 bis 6,8 Mg/m³; und Sintern des Grünlings bei einer Temperatur von 1100 bis 1160°C in einem nicht oxidierenden Gas bei Normaldruck.
Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierung gemäß Anspruch 4, wobei das Fe-Legierungspulver ferner 3,0 Massen-% oder weniger von wenigstens einem der Mo, V, W, Nb und Ti enthält.
Herstellungsverfahren für eine Sinterlegierung gemäß Anspruch 4 oder 5, wobei das nicht oxidierende Gas Stickstoffgas oder ein Mischgas aus Stickstoff und Wasserstoff, welches wenigstens 10% Stickstoff enthält, ist.