DE112004001371B4

DE112004001371B4 - Gesintertes Gleitelement und Verbindungseinrichtung

Info

Publication number: DE112004001371B4
Application number: DE112004001371.2T
Authority: DE
Inventors: Takemori Takayama; Tetsuo Ohnishi; Kazuo Okamura
Original assignee: Komatsu Ltd
Current assignee: Komatsu Ltd
Priority date: 2003-07-31
Filing date: 2004-07-30
Publication date: 2014-02-13
Anticipated expiration: 2024-07-31
Also published as: CN101701320A; JPWO2005012585A1; GB2419892B; CN101701320B; CN101701321B; US7998238B2; CN1780927B; CN101704106B; US20060159376A1; JP2012041639A; KR101149424B1; CN101704107A; DE112004001371T5; WO2005012585A1; JP5380512B2; CN101701321A; CN101701322B; GB2419892A; CN101704107B; JP4999328B2

Abstract

Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) eine Martensitphase aufweist, die eine Konzentration an im festen Zustand gelösten Kohlenstoff von 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat und Karbid mit einem Gehalt von 5 bis 50 Vol.-% enthält.

Description

Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein doppeltschichtiges gesintertes Gleitelement, das für eine Verbindungseinrichtung, wie zum Beispiel ein Axialdrucklager einer Baumaschine, verwendet wird. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein gesintertes Gleitelement, wie zum Beispiel ein gesintertes Axialdrucklager und eine Gleitflächendichtung, welche mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial mit ausgezeichneter Abriebsfestigkeit, Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit auf gleitenden Flächen hiervon ausgebildet ist, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial mit einem Rückseitenmetall verbunden ist, und eine Verbindungseinrichtung, die das gesinterte Axialdrucklager verwendet.
Hintergrund der Erfindung
Üblicherweise ist eine Verbindungseinrichtung einer Baumaschine mit einem Axialdrucklager ausgestattet, um unter einer großen Axiallast zu gleiten. Für ein solches Axialdrucklager wurden Axialdrucklager, die aus einsatzgehärtetem Stahl oder induktionsgehärtetem Stahl hergestellt sind, verwendet, um eine ausreichende Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit zum Aushalten einer hohen Lagerbelastung und Gleitbedingungen mit niedriger Geschwindigkeit und einem Fettschmierungszustand zu erlangen. Hinsichtlich der Anforderung einer einfachen Wartung wird, um ein Schmierintervall eines Axialdrucklagers zu verlängern, seit neuestem mitunter ein Axialdrucklager, wobei ein Stahl mit einem superharten Wärmeausdehnungsmaterial mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit beschichtet ist, das WC und eine selbstschmelzende Legierungen aufweist, im praktischem Gebrauch für ein solches Axialdrucklager verwendet, das für eine Verbindungseinrichtung einer Baumaschine ausgestattet ist.
Im Gegensatz dazu ist eine Laufrollenbaugruppe einer Baumaschine mit Gleitflächendichtungen sowohl zum Verhindern des Auslaufens von Schmieröl aus dem Inneren davon, als auch zum Verhindern des Eindringens von Sand oder Schotter dahinein ausgestattet. Deshalb wird in vielen Fällen eine solche Gleitflächendichtung aus einem harten hochfesten hoch-kohlenstoffhaltigen und hoch-Cr-haltigen Gusseisen hergestellt, welches eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und eine verbesserte Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit durch Kristallisation von hartem Karbid vom Typ Cr₇C₃ bei einem großen Gehalt von 30 Vol.-% oder mehr hat.
Beschreibung der Erfindung
Im Fall einer Verbindungseinrichtung einer Baumaschine ist ein Axialdrucklager mit Sand oder Schotter, die darin festgeklemmt sind, in Betrieb. Und eine Verbindungseinrichtung, die für eine Schaufel eines Schaufelbaggers ausgestattet ist, ist unter einer großen Versatzlast in Betrieb. Als Folge ist bei einer solchen Verbindungseinrichtung wahrscheinlich, dass Blockieren und Abrieb eintritt, und folglich ist eine Schmierung in kurzen Zeitabständen vor dem Betrieb notwendig.
Im Fall eines Axialdrucklagers, wobei ein Stahl mit einem superharten Wärmeausdehnungsmaterial beschichtet ist, reißt das superharte Wärmeausdehnungsmaterial aufgrund seiner unzureichenden Blockierfestigkeit und seiner dünnen Stärke leicht ein. Zusätzlich können ferner die sich daraus ergebenden Bruchstücke die Schicht beschädigen.
Um die Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit eines Axialdrucklagers zu verbessern, wird häufig ein Axialdrucklager verwendet, dessen Oberflächen aus S45C hergestellt sind, das induktionsgehärtet ist. Ein solches Axialdrucklager hat eine verbesserte Wärmerissfestigkeit, jedoch eine unzureichende Blockierfestigkeit, die leicht ein Verschmutzen verursacht. Ferner hat das Axialdrucklager eine unzureichende Abriebsfestigkeit. Wenn verschiedene Arbeitsstähle, wie zum Beispiel ein Kaltarbeitsstahl und ein Schnellarbeitsstahl (SKD, SKH), verwendet werden, ist die Wärmerissfestigkeit davon so unzureichend, dass ein Blockieren leicht eintritt. Zusätzlich würden, da solche Arbeitsstähle sehr teuer sind, die Materialkosten im Hinblick auf den Gewinn ansteigen, bevor ein Produkt endbearbeitet ist.
Bei einer Gleitflächendichtung, die zur Dichtung eines Schmieröls in einem Untersetzungsgetriebe und einer Laufrolle verwendet wird, werden die Dichtungsgleitflächen hiervon abgerieben, während sie durch feine Partikel von Sand oder Schotter durch schälende Bewegung in dem Sand oder Schotter freigelegt werden, und mit Schmieröl, das darin abgedichtet ist, eingeschmiert. Dementsprechend wird eine Gleitflächendichtung benötigt, um unter sehr schweren Schmierungsbedingungen zu funktionieren. Im Fall einer hochharten Gleitflächendichtung, die aus hoch-kohlenstoffhaltigem und hoch-Cr-haltigem Gusseisen hergestellt ist, tritt ein beträchtlicher Abschreckriss (Wärmeriss), ein Blockieren und ein unnormaler Abrieb auf. den Dichtungsgleitflächen ein, die in einem Auslaufen von Öl resultieren, wenn der angesetzte Druck (Druckkraft) beim Zusammenbau hoch ist. Zusätzlich schmieren Sand und Schotter die Gleitflächendichtung zu, was zu einer Beschädigung der Gleitflächendichtung führt.
Darüber hinaus wird in der jüngsten Vergangenheit eine Baumaschine, wie zum Beispiel eine Planierraupe, gefordert, um bei hohen Geschwindigkeiten zur Verbesserung der Arbeitseffizienz betrieben zu werden, wodurch folglich die Gleitflächendichtung notwendigerweise bei hohen Geschwindigkeiten dreht. Dies bewirkt ferner einen Abschreckriss, ein Blockieren und einen unnormalen Abrieb. Um solche Probleme zu verhindern wurde eine Gleitflächendichtung untersucht, die aus hoch-kohlenstoffhaltigem und hoch-Cr-haltigem Gusseisen, in dem harter Karbid in einem großen Gehalt gelöst ist, hergestellt ist. Dennoch haben solche Gleitflächendichtungen eine verringerte Biegefestigkeit. Deshalb ist eine schadenssichere Gleitflächendichtung erforderlich geworden.
Zusätzlich wird nach einer Laufrollenbaugruppe, die eine längere Lebensdauer hat, zum Zweck der Kostenreduzierung verlangt. Allerdings haben herkömmlich genutzte Gusseisen für eine Gleitflächendichtung keine ausreichende Abriebsfestigkeit.
Um die oben angesprochenen Probleme zu lösen, ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein gesintertes Gleitelement, eine Verbindungseinrichtung und eine Gleitflächendichtung mit ausgezeichneter Abriebsfestigkeit, Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit bereitzustellen.
Um die oben genannten Ziele zu erreichen, weist ein gesintertes Gleitmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper auf, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper eine Martensitphase aufweist, die eine Konzentration an im festen Zustand gelöstem Kohlenstoff von 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat und Karbid mit einem Gehalt von 5 bis 50 Vol.-% enthält.
Bei der vorliegenden Erfindung kann der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper mit zumindest entweder geschlossenen Poren oder Vertiefungen bei einem Flächenverhältnis von 1 bis 10% auf seiner Gleitfläche ausgebildet sein. Das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial kann ein oder mehrere Elemente enthalten, die aus der Gruppe ausgesucht werden, die aus Cr mit 9 Gew.-% oder mehr, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 4,5 Gew.-% oder mehr und V von 3 Gew.-% oder mehr besteht, so dass die Martensitphase ein oder mehrere Karbide enthalten kann, die aus der Gruppe ausgesucht werden, die aus darin gelösten Karbiden vom Typ Cr₇C₃, Karbiden vom Typ M₆C und Karbiden vom Typ MC besteht.
Ein gesintertes Gleitelement gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Kohlenstoff (Karbon) mit 0,9 bis 3,8 Gew.-%, Chrom mit 9 bis 35 Gew.-%, und V mit 0 bis 3 Gew.-% enthält, bei dem ein Gehalt von Kohlenstoff die folgende Gleichung erfüllt: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil), und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine feste Lösung mit Kohlenstoff mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% und Cr mit 6,5 bis 12 Gew.-% bildet, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt mit 5 bis 40 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger enthält, das hierin mit einem Gesamtgehalt der Karbide mit 5 bis 40 Vol.-% gelöst ist, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Mo, W, Ti, Co, Cu und Al besteht.
Ein gesinterter Gleitkörper gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Kohlenstoff mit 1,8 bis 4,5 Gew.-%, Cr mit 12 bis 30 Gew.-%, V mit 3,5 bis 10 Gew.-% und entweder Mo mit 2 bis 6,4 Gew.-% oder Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 2 bis 6,4 Gew.-% enthält, und eine Martensitphase hat, bei der die Martensitphase, die eine feste Lösung mit Kohlenstoff mit 0,2 bis 0,45 Gew.-%, Cr mit 6,5 bis 12 Gew.-% und ferner ein oder mehrere Elemente, die aus der Gruppe ausgesucht werden, die aus Mo mit 1 bis 3,5 Gew.-%, Mo und W mit einem Gesamtgehalt mit 1 bis 3,5 Gew.-%, und V mit 0,4 bis 0,6 Gew.-% besteht, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 bis 35 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide mit 15 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Mo, W, Co, Cu und Al besteht.
Ein gesintertes Gleitelement gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Kohlenstoff mit 0,6 bis 1,9 Gew.-%, Cr mit 1 bis 7 Gew.-%, V mit 0 bis 3 Gew.-%, Mo mit 3,5 Gew.-% oder weniger und Mo + 0,5 × W mit 4,5 bis 30 Gew.-%, wobei 0,5 × W die Hälfte des realen Anteils von W darstellt, enthält, und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, ein Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder mehr und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% enthält, die darin gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente aufweist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al besteht.
Ein gesintertes Gleitelement gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Kohlenstoff mit 1,3 bis 3 Gew.-%, Cr mit 1 bis 5 Gew.-%, V mit 3 bis 12 Gew.-%, Mo mit 10 Gew.-% oder mehr und Mo und W von 10 bis 23 Gew.-% enthält und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 15 bis 35 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente aufweist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al besteht.
Ein gesintertes Gleitelement gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Kohlenstoff mit 0,8 bis 3,4 Gew.-%, Cr mit 9 bis 28 Gew.-%, V mit 0 bis 5 Gew.-%, Mo mit 5 Gew.-% oder mehr und Mo und W mit 5 bis 18 Gew.-% enthält und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-%, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0 bis 15 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids von 10 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al besteht.
Ein gesintertes Gleitelement gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, welcher mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Kohlenstoff mit 1,5 bis 3,2 Gew.-%, Cr mit 7 bis 25 Gew.-%, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 5 bis 15 Gew.-% und entweder V oder Ti in einer Gesamtmenge mit 3 bis 8 Gew.-% enthält und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-%, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids von 15 bis 50 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, V, Ti, Co, Cu und Al besteht.
Bei der vorliegenden Erfindung ist das gesinterte Gleitelement ein Axialdrucklager, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC enthält, die mit einem Gesamtgehalt von 5 bis 25 Vol.-% darin gelöst sind, und das Rückseitenmetall eine Härte von Hv170 oder mehr hat. Die Gleitflächen des Axialdrucklagers können entweder mit geschlossenen Poren oder mit Vertiefungen bei einem Flächenverhältnis von 1 bis 10% ausgebildet sein.
Bei der vorliegenden Erfindung ist das gesinterte Gleitelement eine Gleitflächendichtung, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C, und Karbid vom Typ MC enthält, die mit einem Gesamtgehalt von 20 bis 40 Vol.-% darin gelöst sind. Das Rückseitenmetall kann eine Härte von Hv170 oder mehr haben. Zusätzlich können die Gleitflächen der Gleitflächendichtung entweder mit geschlossenen Poren oder mit Vertiefungen bei einen Flächenverhältnis von 1 bis 10% ausgebildet sein.
Eine Verbindungseinrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung weist ein Lager, das aus einem gesinterten Gleitelement gemäß Anspruch 26 oder 27 hergestellt ist, das ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, der mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, hat, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper eine Martensitphase hat, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat und Karbid mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% enthält, und ein zweites Lager, das mit Bezug zu dem ersten Lager gleitet, auf.
Wirkung der Erfindung
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein gesintertes Gleitelement und eine Verbindungseinrichtung mit ausgezeichneter Abriebsfestigkeit, Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit bereitgestellt werden.
Kurzbeschreibung der Zeichnungen
1A bis 1C zeigen ein Phasendiagramm einer Fe-Si-C-X Dreifachlegierung.
2A ist eine Perspektivansicht, die einen Schaufelbagger gemäß einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt, und 2B ist eine perspektivische Einzelteildarstellung, die eine Schaufelverbindungseinrichtung des Schaufelbaggers zeigt.
3 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch eine Konstruktion der Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
4A bis 4C zeigen eine Konstruktion eines Axialdrucklagers.
5A ist eine Querschnittsansicht, die ein Beispiel eines Axialdrucklagers zeigt, wobei ein eisenhaltiges Rückseitenmetall, das in 4C gezeigt ist, mit einer Entlüftungsbohrung und einer Nut ausgebildet ist, und 5B ist eine vergrößerte Querschnittsansicht, die einen Abschnitt A aus 5A zeigt, und 5C ist eine Draufsicht auf das Axialdrucklager aus 5A.
6A ist eine Draufsicht, die den eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper aus 4 zeigt, bei dem Entlüftungsbohrungen und eine Nut ausgebildet sind, und 6B ist eine Querschnittsansicht entlang der Linie B-B aus 6A.
7 zeigt schematisch eine Konstruktion einer Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
8A ist eine Querschnittsansicht, die ein Axialdrucklager zeigt, und 8B ist eine Draufsicht, die zahlreiche Ölnuten und -vertiefungen zeigt, die auf einer Gleitfläche des Axialdrucklagers aus 8A ausgebildet sind.
9 zeigt schematisch eine Konstruktion einer Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
10 zeigt schematisch eine weitere Konstruktion einer Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
11 zeigt einen Hauptabschnitt einer Gleitrollenbaugruppe.
12 ist eine Querschnittsansicht, die eine Konstruktion einer doppelschichtigen Gleitdichtung zeigt.
13 ist ein Diagramm, das eine Beziehung zwischen Konzentrationen von Legierungselementen, die im Karbid vom Typ Cr₇C₃ enthalten sind, und Konzentrationen von Legierungselementen, die in einer Ausgangsphase enthalten sind, welche zu einem Gleichgewicht mit dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ kommt, zeigt.
14 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen Konzentrationen von Legierungselementen, die im Karbid vom Typ M₆C enthalten sind, und Konzentrationen von Legierungselementen, die in einer Ausgangsphase enthalten sind, die zum Gleichgewicht mit den Karbiden vom Typ M₆C kommt, zeigt.
15 ist ein Phasendiagramm einer Fe-C-Cr Dreifachlegierung.
16 ist ein Phasendiagramm einer Fe-C-Mo Dreifachlegierung.
17 ist ein Phasendiagramm eine Fe-C-W Dreifachlegierung.
18 ist eine Querschnittsansicht, die eine Form einer Probe eines Axialdrucklagers mit Kragen zeigt.
19A und 19B zeigen ein oszillierendes Prüfgerät.
20A ist eine Aufnahme, die eine gesinterte Struktur der Legierung Nr. 25 zeigt, und 20B ist eine Aufnahme, die eine gesinterte Struktur der Legierung Nr. 28 zeigt.
21 ist eine Aufnahme, die eine gesinterte Struktur der Legierung Nr. 32 und eine Auswertung davon, die ein Röntgenmikroskop verwendet, zeigt.
22A und 22B zeigen eine Konstruktion einer Probe für einen Sinterverbindungsversuch.
23 zeigt schematisch ein Gleitflächendichtungsprüfgerät.
24 zeigt ein Versuchsergebnis für die Abriebsfestigkeit einer Gleitdichtung.
25 zeigt ein Versuchsergebnis für die Beulfestigkeit und Zähigkeit eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials.
Detaillierte Beschreibung der Ausführungsformen der Erfindung
(Erste Ausführungsform)
2A ist eine Perspektivansicht, die einen Schaufelbagger gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt, und 2B ist eine perspektivische Einzelteildarstellung, die eine Schaufelverbindungseinrichtung des Schaufelbaggers zeigt. 3 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch eine Konstruktion der Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt. 4A bis 4C zeigen eine Konstruktion eines Axialdrucklagers.
Wie in 2A zu sehen ist, ist ein Stellabschnitt 2 eines Schaufelbaggers 1 gemäß dieser Ausführungsform mit einem oberen Drehkörper 3 bereitgestellt, an dem ein Ausleger 4 durch eine Auslegerverbindungseinrichtung 7 gekoppelt ist. Der Ausleger 4 ist mit einem Ausleger 5 durch eine Auslegerverbindungseinrichtung 8 verbunden, und der Ausleger 5 ist mit einer Schaufel 6 durch eine Schaufelverbindungseinrichtung 9 verbunden. Die Verbindungseinrichtungen 7, 8 und 9 haben die gleiche Hauptkonstruktion. Zum Beispiel ist die in 2B gezeigte Schaufelverbindungseinrichtung 9 mit Verbindungsbolzen 10 und Lagerbuchsen 11 vorgesehen. Nachstehend wird die Schaufelverbindungseinrichtung 9A, die an einem Verbindungsabschnitt des Auslegers 5 und des Auslegers 6 angeordnet ist, im Detail mit Bezug zu 3 beschrieben.
Wie in 3 gezeigt ist, ist die Schaufelverbindungseinrichtung 9A mit zwei Axialdrucklagern 12 bereitgestellt, welche eine Schaufel (erste Komponente) 6 drehbar mit einem Ausleger (die zweite Komponente) 5 verbinden und eine Axiallast, die zwischen der Schaufel 6 und dem Ausleger 5 aufgebracht wird, aufnehmen. Der Ausleger 5 ist über einen Verbindungsbolzen (eine Wellenunterstützung) 10, der durch Halterungen 6a gestützt ist, die auf der Schaufel 6 ausgebildet sind, und Lagerbuchsen (Lagerungsbuchsen) 11, die auf den Verbindungsbolzen 10 eingebaut sind, angeordnet. Die Lagerbuchsen 11 werden zu einem fernen Ende des Auslegers 5 hin gedrückt. Der Verbindungsbolzen 10 ist starr an der Halterung 6a durch einen Bolzen 13 angebracht. Ein Dichtungselement 14, eine Schmierölanschlussöffnung 15 und ein Schmierölanschlussdurchlass 16 sind in der Abbildung gezeigt.
Das Axialdrucklager 12 oszilliert drehbar, während eine Axiallast auf seine Gleitflächen (eine obere Fläche in der Abbildung) aufgebracht wird, wie in den 4A, 4B und 4C gezeigt ist, und ist so ausgebildet, dass ein harter eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper 20 mit ausgezeichneter Abriebsfestigkeit, Blockierfestigkeit und Wärmerissbildung mit jedem der Rückseitenmetalle 21a und 21b sinterverbunden ist. D. h., dass eine Verbindungseinrichtung (Verbindungseinrichtungen 7, 8 und 9) mit einer Lagerung, die ein Rückseitenmetall und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, der mit dem Rückseitenmetall verbunden ist, aufweist, und einer zweiten Lagerung, um mit Bezug zu der erstgenannten Lagerung zu gleiten, bereitgestellt ist. Das Rückseitenmetall ist vorzugsweise aus Stahl hergestellt.
Der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 ist aus einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hergestellt, wobei eine Martensitphase, die aufbereitet ist, um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,15 bis 0,5 Gew.-% haben, Karbid für eine wirkungsvolle Verbesserung der Abriebsfestigkeit und der Blockierfestigkeit enthält, das darin mit einem Gehalt mit 5 bis 50 Vol.-% gelöst ist. Um leicht eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration innerhalb des zuvor genannten Bereichs zu haben und einen härteren Karbid mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit zu enthalten, enthält der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 vorzugsweise ein oder mehrere Elemente, die aus Cr mit 9 Gew.-% oder mehr, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr, und Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 4,5 Gew.-% oder mehr und V mit 3 Gew.-% oder mehr ausgewählt sind, und die Martensitphase enthält vorzugsweise ein oder mehrere darin gelöste Karbide vom Typ Cr₇C₃, M₆C und MC. In einem solchen Fall ist der Gesamtgehalt der Karbide vorzugsweise festgelegt auf 5 bis 50 Vol.-% (Volumenanteil: 0,05 bis 0,5).
4A zeigt ein Beispiel eines Axialdrucklagers, da so hergestellt ist, dass ein ausgesparter scheibenförmiger eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper 20 mit einem ausgesparten scheibenförmigen Rückseitenmetall 21a verbunden ist. Wenn das Axialdrucklager in einer Schaufelverbindungseinrichtung gelagert ist, wie in 4B gezeigt ist, ist ein zylindrisches Rückseitenmetall 21b mit einem Kragen 21c ausgebildet, welcher unter einer Axiallast an seiner Endfläche gleitet und der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20, der 0,5 mm oder dicker ist, ist mit einer Gleitfläche des Kragens 21c sinterverbunden. Das Axialdrucklager kann eine ebene plattenförmige Konstruktion oder eine ringröhrenförmige Konstruktion haben. Dennoch ist in einem solchen Fall das Axialdrucklager notwendigerweise mit einer Stützkonstruktion zum eigenen Lagern getrennt ausgebildet. Daher ist das Axialdrucklager vorzugsweise so hergestellt, dass ein zylindrisches Rückseitenmetall mit einem Kragen ausgebildet ist, welcher unter einer Axiallast an seiner Endfläche gleitet, und der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper sinterverbunden und mit einer Gleitfläche des Kragens verbunden ist.
Wie in 4C gezeigt ist, kann ein Axialdrucklager verwendet werden, bei dem eine Lagerbuchse 22 sinterverbunden und mit einer Innenfläche des zylindrischen Rückseitenmetalls 21b verbunden ist. Ersatzweise kann ferner ein Axialdrucklager, wobei ein poröses gesintertes Gleitmaterial auf Basis einer zylindrischen Cu-Legierung oder ein poröses gesintertes Gleitmaterial auf Basis einer zylindrischen Fe-Legierung mit einer Innenfläche oder einer Außenfläche des zylindrischen Rückseitenmetalls sinterverbunden und verbunden ist, verwendet werden. Die Lagerbuchse 22 ist aus einem porösen gesinterten Formteil auf Basis einer Fe-Legierung oder einer Cu-Legierung hergestellt, bei dem ein Schmierölmaterial, in anderen Worten, ein Schmieröl oder eine Schmierverbindung eines Schmieröls und eines Wachs, die einen Tropfenpunkt unter 60°C haben, in die Poren (Luftlöcher) davon gefüllt werden. Dies ermöglicht es, einen Druck zu erhöhen, mit welchem das Axialdrucklager zu dem Ende des Auslegers gedrückt werden kann, wodurch sich ergibt, dass die Lagerbuchse an dem Herausrutschen gehindert wird, da eine Axiallast auf den Kragen 21c aufgebracht wird.
Im Austausch für die Lagerbuchse, die aus einem porösen gesinterten Formteil auf der Basis der Fe-Legierung oder auf Basis der Cu-Legierung hergestellt ist, kann die folgende Lagerbuchse brauchbar sein. Zum Beispiel ist ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, das im wesentlichen die gleiche Abriebsfestigkeit, Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit wie der harte eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 hat, mit Öltaschen oder Schmiernuten an seinen Gleitflächen vorgesehen. Eine solche Lagerbuchse kann eine ausreichende Abriebsfestigkeit selbst unter einer Arbeitsbedingung erzielen, wobei die Verschleißfestigkeit bei einer hohen Lagerspannung und einer niedrigen Gleitgeschwindigkeitsbedingung hoch ist.
Bei einem Axialdrucklager, wobei ein Rückseitenmetall davon mit einem superharten Wärmeausdehnungsfilm beschichtet ist, kann die Schicht durch Sand oder Schotter, der darin festgeklemmt ist, leicht brechen, wenn das Rückseitenmetall eine Härte von ungefähr Hv400 oder weniger hat. Daher ist es notwendig, die Schicht dicker auszubilden, wodurch sich ein wirtschaftlicher Nachteil ergibt. Im Gegensatz dazu kann die Wärmeausdehnungsschicht auf 0,5 mm oder weniger verdünnt werden, wenn das Rückseitenmetall durch ein hartes Material hergestellt ist. Jedoch lässt die Bindefestigkeit des Films auf dem Rückseitenmetall nach, wodurch die Schicht durch Sand oder Schotter, der da drin festgeklemmt ist, und durch eine große Versatzlast leicht bricht oder abblättert. Dementsprechend ist in der vorliegenden Erfindung eine Dicke eines eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers auf 0,5 mm oder mehr, vorzugsweise 1 mm oder mehr, festgelegt, um zu verhindern, dass ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper, der mit einem weichen Rückseitenmetall, das eine Härte von Hv170 (Streckfestigkeit von 196 MPa) hat, sinterverbunden ist, durch Sand oder Schotter, die da drin festgeklemmt sind, bricht oder abblättert. Ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper hat vorzugsweise eine Biegefestigkeit von wenigstens 2,94 MPa oder mehr. Selbst wenn ein Axialdrucklager bei einem Betriebszustand mit heftigem Abrieb verwendet wird, ist es nicht bevorzugt, dass der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper eine Dicke von 4 mm oder mehr hat, da ein Bruch durch Biegung, die durch eine Versatzlast hervorgerufen wird, leicht eintreten kann. Zusätzlich sinkt die wirtschaftliche Effizienz. Die Bindefestigkeit einer üblichen sinterverbundenen Fläche ist höher als die Bindefestigkeit einer Wärmeausdehnungsschicht (0,49 bis 0,98 MPa) und hat nahezu die gleiche Festigkeit, wie eine Scherfestigkeit eines gesinterten Materials.
Ein Axialdrucklager mit einem Kragen ist gemäß der vorliegenden Erfindung derart unbeweglich an einer Baumaschine angebracht, dass sein zylindrischer Abschnitt in die Bohrmaschine hineingedrückt wird. Daher ist das Rückseitenmetall vorzugsweise so angefertigt, um eine Härte von Hv170 oder mehr zu haben, vorzugsweise Hv220 oder mehr, um den zylindrischen Abschnitt leicht in die Baumaschine hinein zudrücken und zu verhindern, dass der zylindrische Abschnitt nach dem Hineindrücken davon heraus gleitet. Insbesondere, im Hinblick auf die Bearbeitbarkeit der Nachbearbeitung hat das Rückseitenmetall vorzugsweise eine Härte von Hv400 oder weniger.
Wenn das Axialdrucklager mit einem Kragen in einen Baumaschinenkörper hineingedrückt wird, ist es schwer, einen Abstand zwischen dem Kragen und dem Körper von 0,2 mm oder weniger einzustellen. Im Hinblick auf einen Biegebetrag des Körpers, der mit einer Versatzlast aufgebracht wird, ist es für den eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper gewünscht, bei einem Biegebetrag von ungefähr 0,4 mm nicht zu brechen.
5A ist eine Querschnittsansicht, die ein Beispiel eines Axialdrucklagers zeigt, wobei ein eisenhaltiges Rückseitenmetall, das in 4C gezeigt ist, mit einer Entlüftungsbohrung und einer Nut ausgebildet ist, 5B ist eine vergrößerte Querschnittsansicht, die einen Abschnitt A aus 5A zeigt und 5C ist eine Draufsicht des Axialdrucklagers aus 5A.
Bei dieser Ausführungsform, wie in 5B gezeigt, ist eine verbundene Fläche von einem eisenhaltigen Rückseitenmetalls 21b, das mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper 20 verbunden ist, mit Entlüftungsbohrungen 23 und einer Nut 24 ausgebildet. Der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 hat vorzugsweise eine Struktur, bei der die Martensitphase, die ausgebildet ist, um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% zu haben, Karbid bei einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% enthält. Wenn ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper mit einem eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden ist, wird üblicherweise eine große Menge von Gas erzeugt und folglich kann das angesammelte Gas in der Bindung des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers und des eisenhaltigen Rückseitenmetalls Mängel hervorrufen. Jedoch ermöglichen die Entlüftungsbohrungen 23 in dieser Ausführungsform dem erzeugten Gas dort hindurch auszuströmen und die Nut 24 ermöglicht die Ausbildung einer Flüssigphase auf dem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper bei einer Sinterverbindung. Dementsprechend kann der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 so gesintert werden, um eine hohe Dichte zu haben und ferner mit dem eisenhaltigen Rückseitenmetall mit einer hohen Bindefestigkeit verbunden zu sein. Es ist nicht notwendig, die Entlüftungsbohrungen 23 und die Nut 24 wie in dieser Ausführungsform auszubilden, allerdings sollte eines von beiden ausgebildet sein.
In dieser Ausführungsform sind die Entlüftungsbohrungen und die Nut bei einer verbundenen Fläche des eisenhaltigen Rückseitenmetalls ausgebildet, mit welcher der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper verbunden ist. Jedoch ist es dank seiner exzellenten Eigenschaften zum Abführen des Gases, das beim Sinterverbinden (Entgasungseigenschaften) erzeugt wird, nicht notwendig, die Entlüftungsbohrungen und Vertiefungsflächen auf der verbundenen Fläche des eisenhaltigen Rückseitenmetalls auszubilden, wenn ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper mit geschlossenen Poren oder Nuten auf seiner Gleitfläche mit einem Flächenverhältnis von 1 bis 10% ausgebildet ist.
Die geschlossenen Poren und die Vertiefungen können als Öltaschen (in welchen Gleitmittel aufbewahrt wird) auf einer Gleitfläche eines eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers betrieben werden, wodurch eine Verbesserung der Wärmerissfestigkeit zusätzlich zu den zuvor genannten Effekten bewirkt wird.
Eine Höhe eines Ausschnitts, auf dem die Entlüftungsbohrungen ausgebildet sind, ist bevorzugt angepasst, um höher als die Hälfte der Dicke des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers 20 zu sein, der auf dem eisenhaltigen Rückseitenmetall 21c angeordnet ist.
Ein Gegenstück zu dem Gleitkörper, das mit Bezug zu dem Axialdrucklager aus 5a gleitet, kann ein Axialdrucklager aus Stahl sein, bei dem eine Aushärtungswärmebehandlung, wie beispielsweise ein einsatzhärtendes Abschrecken und ein Induktionsabschrecken, beansprucht wird. Das gleiche ist anwendbar auf andere Ausführungsformen und Beispiele.
Für ein Verfahren zum Verbinden eines Rückseitenmetalls mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper kann ein eisenhaltiger Gleitkörper, der zuvor gesintert wurde, mit einem Rückseitenmetall durch Hartlöten verbunden werden. Da jedoch eine solche Methode kaum die Formbeständigkeit bei einem Prozess mit hoher Dichte bei der Sinterung gewährleistet, ist es notwendig, den Gleitkörper vor Verbinden zu bearbeiten, wodurch ein erheblicher Kostenanstieg entsteht. Dementsprechend entwickelt diese Ausführungsform derart ein gesintertes Axialdrucklager, dass ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper in einem ringröhrenförmigen Formteil (einer ringröhrenförmigen Platte) ausgebildet wird und dann das Formteil auf einem eisenhaltigen Rückseitenmetall so angeordnet wird, dass wenigstens ein Abschnitt einer inneren Fläche und einer unteren Fläche des Formteils sinterverbunden mit einer äußeren Fläche eines zylindrischen Abschnitts und einer oberen Fläche eines Kragens eines eisenhaltigen Rückseitenmetalls sinterverbunden sind. Um gleichzeitig das Eintreten eines Defekts, der durch Gas hervorgerufen wird, das von dem gesinterten Formteil beim Sinterverbinden erzeugt wird, zu verhindern, sind Entlüftungsbohrungen (Gasentlüftungsbohrungen) und Nuten, durch welche das Gas abfließen kann, auf einem Abschnitt einer verbundenen Fläche von wenigstens der äußeren Fläche oder der oberen Fläche des eisenhaltigen Rückseitenmetalls ausgebildet. Entweder sind die Entlüftungsbohrungen oder die Nut auf der verbundenen Fläche ausgebildet.
6A ist eine Draufsicht, die den eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper aus 4 zeigt, bei dem Entlüftungsbohrungen und Nuten ausgebildet sind, und 6B ist eine Querschnittsansicht entlang der Linie B-B aus 6A.
Bei dieser Ausführungsform sind Entlüftungsbohrungen 23A und eine Nut 24A auf einem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper 20 ausgebildet. Diese Ausführungsform kann die gleichen Effekte wie die aus 5 erzielen.
Der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 gemäß der vorliegenden Erfindung hat eine Struktur, die Karbid mit einem Gehalt von wenigstens 5 oder mehr Vol.-% und eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat, aufweist. Diese Struktur ermöglicht das Aushalten einer hohen Axiallast und verbessert die Abriebsfestigkeit, Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit unter schlechten Schmierbedingungen.
Bei dem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper 20 übersteigt eine Verteilungsmenge des Karbids vorzugsweise nicht 25 Vol.-%, vorzugsweise nicht 15 Vol.-%, und eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration der Martensitphase ist vorzugsweise mit 0,2 bis 0,45 Gew.-%, bevorzugt mit 0,2 bis 0,35 Gew.-%, festgelegt. Zusätzlich ist der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper 20 vorzugsweise bei 150 bis 600°C angelassen, um die Zähigkeit und Biegefestigkeit zu verbessern. Diese Struktur ermöglicht es, einer großen Versatzlast, die auf das Axialdrucklager aufgebracht wird, zu widerstehen.
Das Karbid beinhaltet hauptsächlich wenigstens harten und preiswerten Karbid vom Typ Cr₇C₃ oder Karbid vom Typ M₆C mit ausgezeichneter Wärmefestigkeit. Von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus ist es bevorzugt, solchen Karbid in einem gesinterten Gleitmaterial zu verteilen. Darüber hinaus kann das Karbid Karbid vom Typ MC beinhalten. In einem solchen Fall wird von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus ein Gehalt des Karbids vom Typ MC vorzugsweise auf 5 Vol.-% oder weniger festgelegt. Insbesondere ist es besonders bevorzugt, preisgünstiges Karbid vom Typ Cr₇C₃ hauptsächlich zu verteilen und Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger hinzuzufügen.
Das Hinzufügen von P in der Form von einer FeP-Legierung mit einer Menge von 0,1 bis 1,5 Gew.-% kann eine gesinterte Dichte erhöhen und die Sinterverbindungsfähigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials 20 verbessern. In der Tat bewirkt das Anreichern von P in entweder der Martensitphase oder des Karbids vom Typ M₆C einen abgesenkten Schmelzpunkt des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers, wodurch die Sinterungsfähigkeit und die Sinterverbindungsfähigkeit verbessert werden. Das Abscheiden einer Phosphorverbindung, wie zum Beispiel Fe₃P, Cr₂P, FeMoP, V₂P und FeTiP, kann die Blockierfestigkeit verbessern. In einem Fall eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials, wobei Karbid gelöst ist, das hauptsächlich Karbid vom Typ M₆C aufweist, selbst wenn P, das darin enthalten ist, in dem Karbid vom Typ M₆C angereichert ist, verbessert P die Bindungsstabilität, wobei P vorzugsweise mit einem Gehalt von 0,3 Gew.-% oder mehr hinzugefügt wird.
Es ist bevorzugt, eine Legierungsphase auf Basis von Cu zu einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial in körniger Form mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-% hinzuzufügen. Um die Gleitleistung zu verbessern, enthält die Legierungsphase auf Basis von Cu vorzugsweise ein oder mehrere Elemente, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus P, Sn, Al, Fe und Ni besteht. Dies verbessert die Formanpassungsfähigkeit einer Gleitfläche. Da insbesondere die körnige Legierung auf Basis von Cu bei dem Beginn des Gleitens abgeschliffen wird, werden Öltaschen auf der Gleitfläche ausgebildet. Solche Öltaschen können den Blockierfestigkeit und die Wärmerissfestigkeit verbessern.
Um die Wärmerissbeständigkeit zu verbessern, weist ein gesinterter Gleitkörper gemäß dieser Erfindung einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper und einen eisenhaltigen Rückseitenmetall, mit dem der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper sinterverbunden ist, auf, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper eine Struktur hat, bei der eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ MC und Karbid vom Typ M₆C, die mit einem Gesamtgehalt von 5 bis 50 Vol.-% darin gelöst sind, und geschlossene Poren, die einen durchschnittlichen Porendurchmesser von 0,03 bis 1,0 mm haben, die mit einem Gehalt von 3 bis 10 Vol.-% darin verstreut sind, enthält. Alternativ ist der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper vorzugsweise mit Bohrungen auf seiner Gleitfläche ausgebildet, bei der die Vertiefungen, die die Bohrungen aufweisen, in der Gleitoberfläche bei einem Flächenverhältnis von 3 bis 10% gelöst sind und die Vertiefungen einen durchschnittlichen Durchmesser von 3 mm oder weniger haben.
Darüber hinaus ist es von einem wirtschaftlichen Standpunkt aus bevorzugt, Partikel von SiO₂ beispielsweise zu einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzuzufügen. Dies ermöglicht es, dass bei der Sinterung SiO₂ reduziert wird und das restliche Si in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gelöst wird und ferner eine feste Lösung darin ausbildet. Als ein Ergebnis können geschlossene Poren, die bei Abschnitten ausgebildet sind, wo Partikel des SiO₂ existiert hatten, als Öltaschen auf der Gleitfläche verwendet werden, was eine Verbesserung der Blockierfestigkeit und der Wärmerissfestigkeit bewirkt.
Ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper ist vorzugsweise mit Vertiefungen ausgebildet, die eine Tiefe von 0,1 bis 3 mm auf wenigstens einer Gleitfläche davon beim Ausbilden davon haben. Durch das Sinterverbinden des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers, der mit Vertiefungen mit einem eisenhaltigen Rückseitenmetall ausgebildet ist, werden Öltaschen auf der Gleitfläche ausgebildet.
Eine Dicke eines eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers beträgt vorzugsweise 0,5 mm oder mehr, basierend auf der Tatsache, dass eine herkömmlich verwendete thermische Spritzbeschichtung, welche mit einer Dicke von 0,1 bis 0,3 mm bereitgestellt ist, durch Sand oder Schotter, der da drin festgeklemmt ist, und eine Versatzlast abblättert oder bricht. Speziell die obere Grenze einer Dicke des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers ist im Hinblick auf die Abriebslaufzeit vorzugsweise festgelegt.
Hinsichtlich der Abriebsfestigkeit, hat ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper außer den geschlossenen Poren vorzugsweise eine Vickers Härte von Hv500 oder mehr, bevorzugt Hv700 oder mehr.
(Zweite Ausführungsform)
7 zeigt schematisch die Konstruktion einer Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung. 8A ist eine Querschnittsansicht, die ein Axialdrucklager zeigt, und 8B ist eine Draufsicht, die verschiedene Ölnuten und Vertiefungen, die auf einer Gleitfläche des Axialdrucklagers aus 8A ausgebildet sind, zeigt.
In dieser Ausführungsform, wie in 7 gezeigt, haben ein Axialdrucklager 25, das in den Ausleger 5 hinein gedrückt ist, und ein Axialdrucklager 26, das an der Schaufelhalterung 6a angebracht ist, die Form eines Axialdrucklagers mit einem Kragen. Da die Schaufel 6 in Abhängigkeit der Arbeit manchmal gewechselt wird und daher nach einer einfachen Wartung verlangt, ist eine Gleitfläche des Axialdrucklagers 26, das für die Schaufelhalterung 6a ausgestattet ist, nicht notwendigerweise aus eisenhaltigem gesinterten Gleitmaterial hergestellt. Daher ist die Gleitfläche der Lagerung von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus vorzugsweise aus einem induktionsabgeschreckten unlegierten Stahl oder einem niedrig legierten Stahl und einem einsatzgehärteten Material hergestellt.
Wie 8B zeigt ist eine Gleitfläche (eine induktionsabgeschreckte gehärtete Gleitfläche) 27 vorzugsweise mit entsprechenden Nuten (abgerundete Nuten 28a und diamantförmige Nuten 28b) und Vertiefungen (Anbohrungen oder Bohrungen 29) ausgebildet. Solche Nuten und Vertiefungen machen es leicht, ein schmierendes Fett oder andere schmierende Mischungen zu der Gleitfläche 27 zu liefern, wodurch eine Verbesserung der Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit verbessert wird.
(Dritte Ausführungsform)
9 zeigt schematisch eine Konstruktion einer Schaufelhalterungseinrichtung gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
In dieser Ausführungsform hat die Schaufelverbindungseinrichtung nahezu die gleiche Hauptkonstruktion wie die der zweiten Ausführungsform, abgesehen von der Lagerbuchse. Eine Lagerbuchse 11a ist gemäß dieser Ausführungsform aus einem gesinterten Körper auf Basis einer porösen Eisenlegierung hergestellt, der eine Schmierverbindung enthält, die in die Poren hineingefüllt ist. Ein solcher gesinterter Körper basierend auf eine poröse Eisenlegierung erlaubt die Verlängerung eines Schmierungsintervalls der Schaufelverbindungseinrichtung. In dieser Ausführungsform ist es gemäß der ersten oder zweiten Ausführungsform bevorzugt, die Lagerbuchse 11a mit dem Axialdrucklager in Eingriff zu bringen.
10 zeigt schematisch eine weitere Konstruktion einer Schaufelverbindungseinrichtung gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung. Diese Konstruktion wirkt bevorzugt als dritte Ausführungsform.
In dieser Ausführungsform kann, durch Beschichten eines Verbindungsbolzens mit einer harten thermischen Spritzbeschichtung 30, die eine Dicke von 0,1 mm oder mehr hat und hauptsächlich aus Mo hergestellt ist, ein Schmierungsintervall des Verbindungsbolzens und folglich ein Schmierungsintervall der Schaufelverbindungseinrichtung verlängert werden.
(Vierte Ausführungsform)
11 zeigt einen Hauptabschnitt einer Laufrollenbaugruppe. Bei dieser Ausführungsform wird die vorliegende Erfindung auf eine Gleitdichtungseinrichtung angewandt, die für die Laufrollenbaugruppe ausgestattet ist. 12 ist eine Querschnittsansicht, die eine Konstruktion einer doppelschichtigen Gleitflächendichtung (eine Gleitflächendichtung) zeigt.
Wie 11 zeigt hat die Laufrollenbaugruppe 36 gemäß der Erfindung eine Laufrollenhalterung 49, eine Laufrollenwelle 50, die durch die Halterung 49 gelagert ist, eine Laufrollenlagerbuchse (Kragenlagerbuchse) 51, die auf der Welle 50 angebracht ist, und eine Laufrolle 52, die durch die Lagerbuchse 51 hindurch angeordnet ist, wobei die Lagerbuchse 51 und die Laufrolle 52 drehbar miteinander verbunden sind. Ein Gleitflächendichtungseinrichtung 53 ist mit einem Paar von Dichtungsringen 54 mit Dichtungsflächen hiervon, die miteinander in Berührung sind, und einem O-Ring 55, der auf jedem der Dichtungsringe 54 eingebaut ist, bereitgestellt. Bei der Laufrollenbaugruppe 36 ist die Gleitflächendichtungseinrichtung 53 so angeordnet, dass die in Kontakt stehenden Dichtungsflächen der Dichtungsringe 54 in Richtung der Welle 50 durch eine Federkraft der zusammengedrückten O-Ringe 55 gedrückt werden. Die Dichtungsflächen sind relativ gleitbar, während sie bei einem angemessenen Druck aneinander gepresst werden, um zu verhindern, dass Wasser, Sand oder Schotter von außerhalb eindringt, ebenso um zu verhindern, dass Schmieröl vom Inneren ausströmt. Mit den Dichtungsflächen der Dichtungsringe 54 ist ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper sinterverbunden, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper Karbid mit einem Gehalt von wenigstens 5 bis 50 Vol.-% und eine Martensitphase, die aufbereitet ist, um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,15 bis 0,5 Gew.-% zu haben, aufweist. Um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in dem zuvor genannten Bereich auf leichte Art zu erhalten und um einen härteren Karbid mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit zu enthalten, enthält der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper vorzugsweise ein oder mehrere Elemente, die aus der Gruppe von Chrom mit 9 Gew.-% oder mehr, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 4,5 Gew.-% oder mehr und V mit 3 Gew.-% oder mehr ausgewählt werden, und die Martensitphase enthält vorzugsweise ein oder mehrere Karbide vom Typ Cr₇C₃, M₆C, und MC, die da drin gelöst sind. Wie 12 gezeigt hat diese Ausführungsform das gleiche sinterverbundene Verfahren und die gleiche Konstruktion, wobei Entlüftungsbohrungen 23 und Nuten 24 ausgebildet sind, wie jene der Axialdrucklager, die in 5 und 6 gezeigt wurden. In 11 wird eine Hochgeschwindigkeitslaufrollenwelle 50 einer Wärmebehandlung, zum Beispiel eine chemische Behandlung mittels Zinkphosphat oder Magnesiumphosphat, eine Verchromung und eine Mothermische Spritzbeschichtungsbehandlung, zur Verbesserung der Gleitleistung seiner Fläche G unterworfen.
Gemäß dieser Ausführungsform kann eine Gleitdichtungseinrichtung mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit bereitgestellt werden. Um ferner die Abriebsfestigkeit zu verbessern, ist eine Gleitflächendichtungseinrichtung vorzugsweise aus einem gesinterten Gleitelement hergestellt, bei dem ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper, der eine Struktur hat, wobei eine Martensitphase, die angefertigt ist, um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% zu haben, Karbid vom Typ Cr₇C₃, M₆C und MC, die darin mit einem Gesamtgehalt von 20 bis 40 Vol.-% gelöst sind, enthält, sinterverbunden mit einem eisenhaltigen Rückseitenmetall, das eine Vickers Härte von Hv170 oder mehr hat, ist.
Bei einer Gleitflächendichtung mit einem großen Durchmesser, die für ein Untersetzungsgetriebe verwendet wird, wird ein Durchmesser des Dichtungsringes so groß, dass eine Gleitgeschwindigkeit der Dichtfläche hoch wird. Dementsprechend wird ein Gleitflächendichtungsring mit ausgezeichneter höherer Blockierfestigkeit und höherer Wärmerissfestigkeit benötigt. Um einen solchen Gleitdichtungsring gemäß dieser Ausführungsform zu erlangen, enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise wenigstens ein oder mehrere Gruppen, wobei eine Gruppe aus Cu-Partikeln und Legierungspartikeln auf Basis von Cu besteht, und die andere Gruppe aus Mo-Partikeln und geschlossenen Poren, die darin mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-% gelöst sind, enthält. Bei einem solchen Fall sind die geschlossenen Poren vorzugsweise mit einem Gehalt von 3 bis 10 Vol.-% verstreut und haben vorzugsweise einen durchschnittlichen Durchmesser von 0,03 bis 1,0 mm. Zusätzlich ist es ferner bevorzugt, die Vertiefungen auf einer Gleitfläche (eine Dichtungsfläche) der Gleitdichtung in einem Flächenverhältnis von 1 bis 30%, bevorzugt 1 bis 10% oder 3 bis 10%, auszubilden. Eine Größe der geschlossenen Poren und der Vertiefung hat vorzugsweise ungefähr die Hälfte oder weniger in Richtung der Breite der Dichtfläche, bevorzugt 0,5 mm oder weniger in Richtung der Breite der Dichtfläche. Dennoch kann die Größe einer geschlossenen Pore und der Vertiefung 1 mm oder weniger in Richtung der Breite der Dichtfläche betragen.
Für ein preisgünstiges eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit ausgezeichneter Abriebsfestigkeit wird ein Material verwendet, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ in der Martensitphase gelöst und abgeschieden ist, wie bei einem auf Hoch-Kohlenstoff oder Hoch-Cr basierenden Arbeitsstahl, wie zum Beispiel SKD1, SKD2 und SDK11. Diese Ausführungsform widmet sich einem Zustandsdiagramm einer Fe-C-Cr Dreifachlegierung bei 900 bis 1000°C (bezugnehmend zu 15, die nachstehend beschrieben wird) und einer Gleichgewichtsbeziehung (eine konstante Kohlenstoffaktivität) in dem Phasendiagramm. Das Zustandsdiagramm zeigt, dass eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase 0,2 bis 0,45 Gew.-% in einer Zweiphasenregion des Austenits und Karbids vom Typ Cr₇C₃ zwischen Verbindungslinien A und B beträgt. Folgerichtig soll in dieser Ausführungsform jeder Betrag von Kohlenstoff und Cr, der zu einem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper hinzugefügt werden soll, die folgende Gleichung erfüllt: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58.
Um Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 50 Vol.-% zu verteilen, wird eine zusätzliche Menge von Cr zu 9 bis 35 Gew.-% festgelegt. Da V dazu beiträgt, eine Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase zu verbessern und das Karbid vom Typ Cr₇C₃ gleichförmig zu verteilen, werden zusätzliche Mengen von Kohlenstoff und Cr angesetzt, die darauf basieren, dass V in einer solchen Menge hinzugefügt wird, dass Karbid vom Typ MC nicht abgeschieden wird. Wenn jedoch V mit einer Menge so hinzugefügt wird, dass eine geringere Menge von Karbid vom Typ MC (5 Vol.-% oder weniger) gelöst und abgeschieden wird, kann die zuvor genannte Leistung von V vollständig nachgewiesen werden. In dem Fall, bei dem V in einer Menge von 0 bis 3 Gew.-% hinzugefügt wird, und Mengen von Kohlenstoff und Cr zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt werden, soll die folgende Gleichung erfüllt sein: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) –0,58 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Insbesondere enthält ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper vorzugsweise Kohlenstoff mit 0,9 bis 3,8 Gew.-%, Cr mit 9 bis 35 Gew.-% und V mit 0 bis 3 Gew.-%, so dass eine Menge von Kohlenstoff der folgenden Gleichung genügt: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil), und hat eine Struktur, wobei die Martensitphase, die eine feste Lösung mit Kohlenstoff mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% und Chrom von 6,5 bis 12 Gew.-% ausbildet, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 oder weniger Vol.-%, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids von 5 bis 40 Vol.-% gelöst sind, enthält, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ferner ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Mo, W, Ti, Co, Cu und Al besteht. Hinsichtlich Si erfüllt ein Gehalt von Kohlenstoff, der in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial enthalten ist, vorzugsweise die folgende Gleichung: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 0,15 × Si (Gew.-%) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 0,15 × Si (Gew.-%) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil). Der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper hat vorzugsweise eine Martensitphase, welche eine feste Lösung mit Kohlenstoff mit 0,2 bis 0,4 Gew.-%, Cr mit 6,5 bis 12 Gew.-% und entweder Silizium mit 1 bis 5 Gew.-% oder Al mit 0,5 bis 4 Gew.-% ausbildet.
In dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ MC abgeschieden und gelöst sind, sind Anreicherungen von Kohlenstoff und Legierungselementen, wie zum Beispiel Cr, V und W, und eine Menge von Karbid in der Martensitphase des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials wichtige Faktoren zur Bestimmung der Blockierfestigkeit, Wärmerissfestigkeit und Abriebsfestigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials. Daher werden nachstehend solche Konzentrationen und Mengen genau geprüft. In einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gemäß dieser Ausführungsform werden eine Menge von Kohlenstoff (C Gew.-%) und eine Menge eines Elements (X) (X Gew.-%), das hinzugefügt wird, durch die folgenden Gleichungen ausgedrückt, die Volumenanteile (fCr₇C₃, fMC) von Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ MC, die hierin gelöst sind, Konzentrationen (CMar, XMar) von Kohlenstoff und Legierungselementen in dem Martensit, Konzentrationen (C73, X73) von Kohlenstoff und Legierungselemente in dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Konzentrationen (CMC, XMC) von Kohlenstoff und Legierungselemente in dem Karbid vom Typ MC verwenden C Gew.-% = CMar × (1 – fCr₇C₃) + C73 × fCr₇C₃ + CMC × fMC X Gew.-% = XMar × (1 – fCr₇C₃) + X73 × fCr₇C₃ + CMC × fMC = XMar × {(1 – fCr₇C₃) + KX7 × fCr₇C₃ + KXMC × fMC}.
In dem zuvor genannten Bereich gemäß dieser Ausführungsform kann C73 ungefähr 8,7 Gew.-% und CMC ungefähr 14 Gew.-% betragen. Unter Verwendung dieser Werte wird ein geeigneter Bereich einer Kohlenstoffkonzentration durch die folgende Gleichung ausgedrückt: 0,2 × (1 – fCr₇C₃) + 8,7 × fCr₇C₃ + 14 × fMC ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,45 × (1 – fCr₇C₃) + 8,7 × fCr₇C₃ + 14 × fMC.
Ein geeigneter Bereich einer Legierungselementkonzentration wird durch die folgende Gleichung ausgedrückt: X Gew.-% = XMar × {(1 – fCr₇C₃ – fMC) + KX7 × fCr₇C₃ + KXMC × fMC}.
Hierbei sind KX7 und KXMC (Verteilungskoeffizienten) Verhältnisse einer Konzentration eines Legierungselements X im Karbid vom Typ Cr₇C₃ bzw. Karbid vom Typ MC zu einer Konzentration eines Legierungselements X in der Martensitphase (d. h. KX7 = X73/XMar, KXMC = XMC/XMar). Bei dieser Ausführungsform können ausreichende Mengen von Kohlenstoff, Cr, Mo, W, V, Si, Al, Ni und Co, die zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt werden, mittels gemessener Verteilungskoeffizienten solcher Legierungselemente (KXMC wird beschrieben als KXM/C, nachstehend) berechnet werden.
Bei dieser Ausführungsform ist jeder Verteilungskoeffizient wie folgt bemessen: KCr7 = 8, Kmo7 und KW7 = 7, KV7 = 13, KSi7 und KA17 = 0, Kni7 = 0,1, Kco7 = 0,23, KCrM/C = 3,8, KMoM/C = 3, KMWM/C = 8,2, KVM/C = 119, KSiM/C und KAlM/C = 0, KniM/C und KCom/C = 0,05. Bei dieser Ausführungsform ist eine Konzentration von Cr in der Martensitphase festgelegt zu 6,5 bis 12 Gew.-% Jedoch, wie nachstehend beschrieben, wird jede Konzentration von Mo, W und V eingestellt mit: Mo mit 0 bis 4 Gew.-% W mit 0 bis 8 Gew.-%, Mo + 0,5 × W mit 0 bis 4 Gew.-% wobei 0,5 × W die Hälfte einer realen Menge von W darstellt, und V mit 0 bis 0,6 Gew.-% zum dem Zweck zur Erreichung einer ausreichenden Sintertfähigkeit und zum Einstellen einer Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase.
Da ein Verteilungskoeffizient KCr7 von Cr Cr-Konzentrationen in einem breiten Bereich abdeckt, wird KCr7 in dieser Ausführungsform vorzugsweise auf die folgende verwendende Cr-Konzentration (CrMar (Gew.-%)) in Martensit eingestellt: KCr7 = –0,48 × CrMar (Gew.-%) + 11,8.
Wenn eine Gleitfläche unter einem Schmierungsrandbedingungszustand, der unter schweren Schmierungsbedingungen erzeugt wurde, erwärmt wird und folglich die Martensitphase in der Gleitfläche plötzlich aufgeweicht ist, verschlechtert sich die Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit davon. In dieser Ausführungsform wird, um die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit zu verbessern, ein doppelt geschichtetes gesintertes Gleitelement (ein gesintertes Gleitelement) entwickelt, das hinsichtlich seiner Anlass-Enthärtungs-Festigkeit verbessert ist, wobei das doppelt geschichtete gesinterte Gleitelement zumindest preisgünstiges Si mit 1 bis 3,5 Gew.-% oder Al mit 0,5 bis 2 Gew.-% enthält, so dass wenigstens Si oder Al in der Martensitphase mit 1 bis 5 Gew.-% bzw. 0,5 bis 4 Gew.-% konzentriert sind.
Wenn Mo neben der Martensitphase besteht, wie in dem Japanischen Patent Nr. 2004-211132 beschrieben und durch die Erfinder vorgeschlagen ist, wird Si die maximale Anreicherung von Mo reduzieren, was die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit effektiv nachweist. Dementsprechend ist in dieser Ausführungsform von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus eine Anreicherung von Mo oder Mo und W in der Martensitphase auf 0 bis 4,0 – 0,5 × (Si (Gew.-%) + Al (Gew.-%)) festgelegt. Infolgedessen wird Mo in einer Menge von 0 bis 5,5 Gew.-% oder Mo und W in einer Menge von 0 bis 5,5 Gew.-% zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt. Um die Abschreckaushärtungsfähigkeit durch Gaskühlung nach dem Sinterverbinden zu sichern, wird vorzugsweise Mo in einer Menge von 1 bis 5,5 Gew.-% hinzugefügt. Eine effektive Anreicherung von Mo in der Martensitphase zur Verbesserung der Anlass-Enthärtungs-Festigkeit des Martensits beträgt 0 bis 2,5 Gew.-%. Dementsprechend betragen in dieser Ausführungsform unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten zusätzliche Mengen von Si und Mo vorzugsweise 1 bis 2,5 Gew.-% bzw. 1 bis 2,8 Gew.-%, besonders bevorzugt 1,5 bis 2,5 Gew.-% bzw. 1 bis 2 Gew.-%.
Si bildet in einer großen Menge eine feste Lösung mit der Martensitphase und folglich verbessert es merklich die Anlass-Weichglüh-Festigkeit der Martensitphase. Und Si ist darüber hinaus preisgünstig. Daher wird zwangsläufig Si zu Warmarbeitsstählen hinzugefügt, wie zum Beispiel SKD6, SKD61 und SKD62, welche ohne gelöstes Karbid verwendet werden. In einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial erhöht Si die Sinterfähigkeit merklich und erhöht außerdem die Kohlenstoffaktivität in der Austenitphase beim Sintern und Abschrecken, so dass eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration im Martensit in einem Verhältnis von 0,15 × Si (Gew.-%) abnimmt. Dementsprechend ist in dieser Ausführungsform eine ausreichende Konzentration von Kohlenstoff in dem zuvor genannten eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial vorzugsweise mit einem höheren Verhältnis von 0,15 × Si (Gew.-%) eingestellt.
Da Si die α Fe-Phase merklich stabilisiert und eine Zugabe von Si die A3-Umwandlungstemperatur erhöht, wird Si erwartet, um die Wärmerissfestigkeit einer Gleitfläche zu erhöhen. Zusätzlich ändert sich die A3-Umwandlungstemperatur je spezifischem Gewicht verschiedener Legierungselemente (ΔA3 = °C/Gew.-%, Si = +40, Al = +70, Mo = +20, V = +40, W = +12, Mn = –30, Ni = –15 und C = –220) und zeigt, dass Al, Mo, V und W zusätzlich zu Si die Wärmerissfestigkeit verbessern kann. Wenn allerdings eine große Menge von Si und solcher Elemente nebeneinander besteht, wird die Ferrit-Phase besonders stabilisiert und folglich ist es möglich, eine angemessene Abschreckbehandlung durchzuführen. Dementsprechend wird das obere Limit einer Zugabemenge von Si auf 3,5 Gew.-% festgelegt, basierend auf Phasendiagrammen von einer Fe-Si-C-X Vierfachlegierung (wie in den 1A, 1B und 1C gezeigt ist), die thermodynamisch berechnet wurde. Die Phasendiagramme zeigen, das Si in einer Menge von 3,5 Gew.-% hinsichtlich einer Zusammensetzung von Martensit (0,2 Gew.-% Kohlenstoff – 6,5 bis 12 Gew.-% Cr) hinzugefügt werden kann, wobei hauptsächlich der Karbid vom Typ Cr₇C₃ gelöst ist. In einer weiteren Ausführungsform (0,45 Gew.-% Kohlenstoff – 3 Gew.-% Mo – 0,5 Gew.-% V), wobei hauptsächlich Karbid vom Typ M₆C gelöst ist, wie nachstehend beschrieben, ist die obere Grenze der Zugabemenge von Si vorzugsweise mit 2,5 Gew.-% (wie in 1A, 1B und 1C gezeigt ist) festgelegt.
Was Al betrifft, so stabilisiert Al die α Fe-Phase mehr als Si. Daher ist eine zusätzliche Menge von Al auf die Hälfte der zusätzlichen Menge von Si festgelegt. Ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, zu dem Si und Al in einer hohen Dichte hinzugefügt werden, enthält vorzugsweise ein oder mehrere Elemente von Ni mit 1 bis 5 Gew.-%, Mn mit 0,5 bis 2 Gew.-% und Cu mit 1 bis 10 Gew.-% welche die Austenitphase stabilisieren (wie in den 1A, 1B und 1C gezeigt ist).
Wenn eine Temperatur einer Gleitfläche gemäß einer Schmierungsrandbedingung 500°C übersteigt, ist es erforderlich, die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase der Gleitfläche zu erhöhen. Dementsprechend nutzt diese Ausführungsform den Vorteil von Mo, W und V, welche eine Anlass-Enthärtungs-Festigkeit von 500°C oder höher effektiver als Si nachweisen. Um eine Rockwell Härte von HRC50 oder mehr, besonders bevorzugt HRC55 oder mehr, durch eine Abschreckbehandlung (1 Stunde) bei 600°C beizubehalten, enthält ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial vorzugsweise wenigstens Mo mit 1,6 (vorzugsweise 2) bis 6,5 Gew.-% oder Mo und W mit 1,6 (vorzugsweise 2) bis 6,5 Gew.-% so dass die Martensitphase hiervon ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Mo mit 1,5 bis 4 Gew.-% Mo und W mit 1,5 bis 4 Gew.-% und V mit 0 bis 0,6 Gew.-% besteht.
Im Hinblick auf einen im festen Zustand löslichen Karbid vom Typ M₆C bei Abschrecktemperaturen von 900 bis 1000°C können Mo und W eine feste Lösung mit Martensit bis zu 4 Gew.-% ausbilden. Die untere Grenze der Konzentrationen von Mo und W in der Martensitphase ist nicht begrenzt. Jedoch ist im Hinblick auf die Anlass-Enthärtungs-Kurve des SKD Werkzeugstahls und des Warmarbeitsstahls, um eine höhere Anlass-Enthärtungs-Festigkeit als die der Werkzeugstähle zu erlangen, die untere Grenze mit 1,5 Gew.-% oder mehr, besonders bevorzugt mit 2 Gew.-% oder mehr, festgelegt.
Mo und W, die zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt werden, reichern das Karbid vom Typ Cr₇C₃, das in dem Material gelöst ist, an. Daher werden zusätzliche Mengen von Mo und W von einer Beziehung zwischen der unteren und oberen Grenze der Verteilungsmenge von Karbid vom Typ Cr₇C₃ und der unteren und oberen Grenzen einer Konzentration von entweder Mo oder W in der Martensitphase mittels Verteilungskoeffizienten KMo7 und KW7 von Mo und W zwischen dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ und der Martensitphase, das in einer späteren Ausführungsform erzielt wird, benötigt. Als ein Ergebnis ist eine zusätzliche Menge von Mo bevorzugt festgelegt zu 1,6 bis 6,4 Gew.-% und eine zusätzliche Menge von Mo und W ist vorzugsweise festgelegt zu 1,6 bis 6,4 Gew.-%. Wenn wenigstens Mo oder W im Martensit auf 2 bis 4 Gew.-% festgelegt sind, ist im Fall des Axialdrucklagers, das Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 bis 25 Vol.-% enthält, eine zusätzliche Menge von Mo vorzugsweise auf 2,3 bis 5,5 Gew.-% festgelegt, und im Fall der Gleitflächendichtung, die Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 20 bis 40 Vol.-% enthält, ist eine zusätzliche Menge von Mo mit 2,6 bis 6,4 Gew.-% festgelegt. Eine zusätzliche Menge von Mo ist besonders bevorzugt zu 3,5 bis 6,4 Gew.-% festgelegt, wenn Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 25 bis 40 Vol.-% enthalten ist.
V wird wie Mo und W geprüft. V erhöht in der Martensitphase wie Mo und W die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit. Eine Konzentration von V in Martensit, die eine feste Lösung mit Kohlenstoff mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% ausbildet, beträgt innerhalb eines Temperaturbereichs von 900 bis 1100°C 0,2 bis 0,6 Gew.-%, da Karbid vom Typ MC ein außergewöhnlich geeignetes Karbid ist. Hinsichtlich einer Konzentration von V, das in dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ angereichert ist, kann V in dieser Ausführungsform zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, das Karbid vom Typ Cr₇C₃ enthält, das darin mit einem Gehalt von 50 Vol.-% ausgeschieden ist, bis zu einer Menge von ungefähr 3,5 Gew.-% hinzugefügt werden, ohne das Karbid vom Typ MC abgeschieden wird. Wie nachstehend beschrieben wird, verringert sich die Beanspruchbarkeit des Materials, wenn eine größere Menge von Karbid gelöst wird. Unter dem Gesichtspunkt dieser Tatsachen und der wirtschaftlichen Effizienz wird, in einem Fall eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials, das Karbid vom Typ Cr₇C₃ enthält, das darin mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% gelöst ist, V in einer Menge von 0,5 bis 3,0 (besonders bevorzugt 2,9) Gew.-% bei einem Mengenverhältnis zu einem Gehalt des Karbids vom Typ Cr₇C₃ hinzugefügt. Um den gesamten Vorteil von V zur Erhöhung der Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase effektiv auszunutzen, wird Karbid vom Typ MC mit einer wirtschaftlich vertretbaren kleinen Menge vorzugsweise abgeschieden und gelöst. Dementsprechend ist in dieser Ausführungsform Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 oder weniger Vol.-% gelöst. Da eine Konzentration von V in dem Karbid vom Typ MC ungefähr 45 Gew.-% entsprechend der Ausführungsform ist, wird eine zusätzliche Menge von V auf 5 Gew.-% oder weniger festgelegt, besonders bevorzugt 4 Gew.-% oder weniger.
Für ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, das für ein Axialdrucklager verwendet wird, welches eine geeignete Abriebsfestigkeit und Zähigkeit benötigt, ist es bevorzugt, Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ MC mit einem Gesamtgehalt von 10 bis 20 Vol.-% darin zu verteilen. Daher ist vorzugsweise eine zusätzliche Menge jedes Elements wie folgt festgelegt: C: 1,1 bis 2,4 Gew.-%, Cr: 10 bis 29 Gew.-%, Mo: 1,8 bis 5 Gew.-% und V: 1,1 bis 3,5 Gew.-%. Um darüber hinaus die Blockierfestigkeit zu verbessern, ist es bevorzugt, Karbid vom Typ MC mit einem geringen Gehalt von 0,5 bis 5 Vol.-% darin zu verteilen und folglich Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ MC mit einem Gesamtgehalt von 20 bis 40 Vol.-% darin zu verteilen. Dementsprechend wird eine zusätzliche Menge jedes Elements wie folgt festgelegt: C: 1,9 bis 4 Gew.-%, Cr: 15 bis 35 Gew.-%, Mo: 2 bis 6,4 Gew.-% und V: 2 bis 5 Gew.-%.
Im Fall eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials, das für eine Gleitflächendichtung verwendet wird, welche eine höhere Abriebsfestigkeit als das Axialdrucklager benötigt, ist es notwendig, die Abriebsfestigkeit und Blockierfestigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials weiter zu verbessern. Dementsprechend wird in der vorliegenden Erfindung ein gesintertes Gleitelement entwickelt, das ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial verwendet, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Kohlenstoff mit 1,8 bis 4,5 Gew.-%, Cr mit 12 bis 30 Gew.-%, V mit 3,5 bis 10 Gew.-%, entweder Mo mit 2 bis 6,4 Gew.-% oder Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 2 bis 6,4 Gew.-% enthält und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ MC enthält, der härter als der Karbid vom Typ Cr₇C₃ ist, der darin bei einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% gelöst und gefällt ist. Die Martensitphase bildet vorzugsweise eine feste Lösung mit Kohlenstoff von 0,2 bis 0,45 Gew.-% und Cr von 6,5 bis 12 Gew.-% und ferner mit einem Element oder mehreren Elementen, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Mo mit 1 bis 3,5 Gew.-%, Mo und W mit einer Gesamtmenge von 1 bis 3,5 Gew.-% und V mit 0,4 bis 0,6 Gew.-% besteht. Hinsichtlich der Zähigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials enthält die Martensitphase vorzugsweise Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 bis 35 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-%, die darin mit einer Gesamtmenge der Karbide von 15 bis 40 Vol.-% abgeschieden und gelöst sind. Zusätzlich enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise ein oder mehrere Elemente von Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Co, Cu und Al. Um die Zähigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials zu verbessern, wird ein Gesamtgehalt der Karbide festgelegt zu 15 bis 30 Vol.-%.
Wenn V und Ti zum Lösen von Karbid vom Typ MC hinzugefügt werden, wird die untere Grenze der Dispersionsmenge des Karbids vom Typ MC zu 5 Vol.-% festgelegt, was ein durchschnittlicher Gehalt von Karbid vom Typ MC ist, der in einem Hocharbeitsstahl gelöst ist, der später beschrieben wird, und seine obere Grenze wird aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 15 Vol.-% festgelegt. Speziell wenn Karbid vom Typ MC gelöst wird, während es neben dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ besteht, reichert V das Karbid vom Typ Cr₇C₃ in einer hohen Dichte an. Daher ist von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus betrachtet ein Gehalt von Karbid vom Typ Cr₇C₃ vorzugsweise auf 10 bis 25 Vol.-% begrenzt. Um die Zähigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials sicherzustellen, ist zumindest Kohlenstoff mit 1,8 bis 3,7 Gew.-%, V mit 3,7 bis 9 Gew.-%, Mo mit 2,5 bis 5,5 Gew.-% und Mo und W mit 2,5 bis 5,5 Gew.-% vorzugsweise enthalten, so dass ein Gesamtgehalt der Karbide auf 15 bis 30 Vol.-% dosiert ist.
Legierungselemente, wie beispielsweise Ti, Zr, Nb und Hf, die merklich Karbid vom Typ MC produzieren, bilden kaum eine feste Lösung mit der Martensitphase, und nahezu alle Mengen davon scheinen sich wie das Karbid vom Typ MC zu verteilen. Da solche Elemente sehr teuer sind, ist das Hinzufügen solcher Elemente in einer großen Menge von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus nicht gewünscht. Dementsprechend ist eine zusätzliche Menge dieser Elemente festgelegt zu 3 Gew.-% oder mehr, und Kohlenstoff wird ferner in einer Menge (Gew.-%) hinzugefügt, die stöchiometrische Mischungen von TiC, ZrC und NbC ermittelt, um eine geeignete zusätzliche Menge von Kohlenstoff vorzuschreiben.
Ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial wird mit einem eisenhaltigen Rückseitenmetall bei ungefähr 1150 bis 1220°C sinterverbunden. In einem solchen Fall, selbst wenn das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial fortwährend durch Gaskühlung von Temperaturen in Nähe der Sinterverbindungstemperaturen abgeschreckt wird, werden keine Probleme auftreten, solange eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% vorgeschrieben ist. Je höher die Abschrecktemperatur, um so größer sind die Konzentrationen von V, Mo und W in der Martensitphase. Diese Tatsache ist für Anlass-Enthärtungs-Festigkeit wünschenswert.
Die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase bei 600°C wird in Beziehung zu der folgenden Gleichung verbessert, die einen Anlassparameter ΔHRC verwendet, der durch eine Rockwellhärte HRC und Konzentrationen von Legierungselementen in der Martensitphase dargestellt wird. Dementsprechend werden, auf Basis der Anlasshärte (ungefähr HRC43) von SKD1 (Kohlenstoff mit 2,02 Gew.-%, Si mit 0,34 Gew.-%, Cr mit 13,03 Gew.-% und V mit 0,04 Gew.-%) bei 600°C, Konzentrationen jedes Elements in der Martensitphase vorzugsweise so überwacht, dass ΔHRC 7 oder mehr beträgt, besonders bevorzugt 12 oder mehr. ΔHRC = 0,5 × (11 × MoMar + 7,5 × WMar + 25,7 × Vmar + 5,8 × SiMar + 5,8 × SiMar).
Um zum Beispiel einer Bedingung von ΔHRC ≥ 12 zu entsprechen, ist es notwendig, Mo mit 2,2 Gew.-% oder mehr, W mit 3,2 Gew.-% oder mehr und V mit 0,93 Gew.-% oder mehr zu der Martensitphase hinzuzufügen, wenn Mo, W und V unabhängig voneinander hinzugefügt werden. Und da eine im festen Zustand lösliche maximale Konzentration von V ungefähr 0,6 Gew.-% beträgt, kann die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit nicht ausreichend verbessert werden, wenn lediglich V ohne Mo und W hinzugefügt werden. Dementsprechend ist es notwendig, Mo so hinzuzufügen, dass die Martensitphase Mo eine Menge von 1 Gew.-% oder mehr enthält.
Wie oben beschrieben, wenn ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial Karbid vom Typ MC zusammen mit Karbid vom Typ Cr₇C₃ enthält, das darin gelöst ist, wird eine angemessene Menge von Kohlenstoff, die zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt werden soll, verändert. Zusätzlich reichern Cr, Mo und W, die hinzugefügt werden, das Karbid vom Typ MC merklich an. Dementsprechend ermöglicht die Verwendung von Verteilungskoeffizienten jedes Elements zwischen dem Karbid vom Typ MC und dem Martensit die Berechnung geeigneter Zusatzmengen von Cr, Mo und W, die zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt werden sollen, um die Konzentrationen jedes Elements in der Martensitphase angemessen einzustellen. Jedoch können, da Mo, W, V und Cr im Karbid vom Typ MC in einer signifikanten hohen Dichte angereichert sind, die einfache Verteilungskoeffizienten verwenden, keine ausreichend exakten Werte bereitgestellt werden. Unter der Annahme, das Karbid vom Typ MC als V₄C₃, Mo₄C₃, W₄C₃ oder Cr₄C₃ als zusammengesetzter Karbid abgeschieden werden und der Karbid V + Mo + W + Cr mit 80 Gew.-%, Kohlenstoff mit 15 Gew.-%, Fe + Mn mit 5 Gew.-% und dergleichen aufweist, wird jede Konzentration von V, Mo, W und Cr in dem Karbid vom Typ MC verändert, so dass eine Gesamtmenge des Elements 80 Gew.-% mit einem Konzentrationsverhältnis eines jeden Elements beträgt, wobei das Konzentrationsverhältnis durch Verteilungskoeffizienten jedes Elements zwischen Karbid vom Typ MC von jedem Element und Martensit (der Verteilungskoeffizient jedes Elementes lautet wie folgt: KVM/C = 119, KmoM/C = 3, KWM/C = 8,2 und KCrM/C = 3,8) bestimmt wird. Zum Beispiel wird eine Menge (VMC (Gew.-%)) von Karbid vom Typ MC und von V wie folgt verändert: VMC (Gew.-= (VMar × KVMC/((VMar × KVMC + CrMar × KCrMC + MoMar × KMoMC + W Mar × KWMC)/0,8) (hier wird KXM/C durch KXMC in Kurzform dargestellt). Zum Beispiel wird eine Zusammensetzung (Mo mit 2,0 Gew.-%, W mit 2,0 Gew.-%, Cr mit 4,5 Gew.-% und V mit 0,45 Gew.-%) von Martensit mit dem Karbid vom Typ MC mit der Nr. 32, wie in 21 gezeigt ist, der später beschrieben wird, eine Zusammensetzung des Karbids vom Typ MC, der in der Martensitphase gelöst ist, wie folgt berechnet: V mit 46,0 Gew.-%, Mo mit 5,2 Gew.-%, W mit 14,1 Gew.-% und Cr mit 14,7 Gew.-%. Die Ergebnisse stimmen gut mit der Analyse, die in 21 gezeigt ist und später beschrieben wird, überein, wobei die Veränderung überprüft wird, die wünschenswert ist.
Ein hoch-harter Schnellarbeitsstahl, wie zum Beispiel SKH2 (T1), SKH10 (T15), SKH54 (M4, M6) und SKH57, der eine große Menge von W und Mo enthält, wird von Abschrecktemperaturen höher als 1200°C abgeschreckt und zweifach oder öfter angelassen (bei ungefähr 550 bis 580°C), um enthaltenes Martensit nahezu vollständig abzubauen. Als ein Ergebnis wird der Schnellarbeitsstahl erstellt, um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,5 bis 0,6 Gew.-% und um eine Rockwellhärte von HRC65 oder mehr zu haben. Der Schnellarbeitsstahl ist ein Material, wobei eine hochlegierte Martensitphase, die eine feste Lösung mit Mo + W + V mit 5 bis 10 Gew.-% und Cr mit 3,5 bis 4,5 Gew.-% ausbildet, Karbid vom Typ M₆C enthält, der eine elementare Kristallstruktur von Fe₃Mo₃C oder Fe₃W₃C mit einem Gehalt von 5 bis 12 Vol.-% hat und Karbid vom Typ MC, der eine elementare Kristallstruktur von V₄C₃ mit einem Gehalt von 1 bis 9 Vol.-% hat, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids mit 7 bis 12 Vol.-% gelöst sind, um merklich die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit nachzuweisen (bezugnehmend auf J. Japan Inst. Metals, 2 (1963), Sato, Nishizawa, S. 564). Daher hat der Schnellarbeitsstahl keine ausreichende Wärmerissfestigkeit wie der Arbeitsstahl auf Basis von Hoch-Cr. Wenn der Schnellarbeitsstahl für die Gleitflächendichtung verwendet wird, wird aufgrund der geringen Menge von Karbid keine ausreichende Abriebsfestigkeit und Blockierfestigkeit erzielt. Dementsprechend werden bei der vorliegenden Erfindung angemessene Zusatzmengen von Kohlenstoff und Legierungselementen im Fall des Dispergierens einer großen Menge von M₆C Karbiden notwendigerweise auf die gleiche Art festgelegt, wie bei dem Festlegen angemessener zusätzlicher Mengen von Kohlenstoff und Legierungselementen beim Dispergieren des Karbids vom Typ Cr₇C₃ und des Karbids vom Typ MC in der Martensitphase. Folglich wird in der vorliegenden Erfindung mit Bezug auf ein Phasendiagramm eines Fe-C-Mo Dreifachlegierung bei 900 bis 1000°C (gezeigt in 16 und nachstehend beschrieben) ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial entwickelt, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial eine Martensitphase hat, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, die Karbid vom Typ M₆C enthält, das darin gelöst ist. Zu diesem Zweck wird eine angemessene zusätzliche Menge von Kohlenstoff bis zu einer zusätzlichen Menge von Mo näherungsweise so dargestellt, um die folgende Gleichung zu erfüllen: 0,043 × Mo (Gew.-%) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × Mo (Gew.-% + 0,36).
Im Hinblick auf ein Phasendiagramm einer Fe-C-W Dreifachlegierung (gezeigt in 17 und nachstehend beschrieben), wie bei der Fe-C-Mo Dreifachlegierung, sind die Verläufe der Verbindungslinie A und Verbindungslinie B, die eine Zweiphasenregion von Austenit (γ) und Karbid vom Typ M₆C gestalten, ungefähr 1/2 der Steigung der Verbindungslinie des Phasendiagramms der Fe-C-Mo Dreifachlegierung (16), und ein festes lösliches Karbid vom Typ M₆C mit Austenit in dem Phasendiagramm von einer Fe-C-W Dreifachlegierung kann näherungsweise gleich zu dem der Fe-C-Mo Dreifachlegierung sein. Wenn Mo und W zusammen hinzugefügt werden, um eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% einzustellen, wird eine geeignete Menge von Kohlenstoff benötigt, um die folgende Gleichung zu erfüllen; 0,043 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 0,36.
Zusätzlich enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial Karbid vom Typ M₆C, das darin mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% gelöst ist, und Mo + 0,5 × W, das darin mit einem Gehalt von 4,5 bis 30 Gew.-% gelöst ist. Die vorliegende Erfindung entwickelt ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, wobei ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit einem hoch beanspruchbaren und hoch zähen eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden ist, bei dem das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Kohlenstoff mit 0,6 bis 1,9 Gew.-%, Cr mit 1 bis 7 Gew.-%, V mit 0 bis 3 Gew.-%, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr und Mo + 0,5 × W mit 4,5 bis 30 Gew.-% (oder Mo und W mit 6 bis 30 Gew.-%) enthält und eine Struktur aufweist, bei dem die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% (besonders bevorzugt eine im festen Zustand lösliche Mo-Konzentration von 2 bis 4 Gew.-%, eine im festen Zustand lösliche Mo- und W-Konzentration von 2 bis 4 Gew.-%, eine im festen Zustand lösliche Cr-Konzentration von 1 bis 7 Gew.-% und eine im festen Zustand lösliche V-Konzentration von 0 bis 0,6 Gew.-%), Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 oder mehr Vol.-% (besonders bevorzugt 5 bis 40 Vol.-%) und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-%, die darin gelöst sind, enthält. Zusätzlich enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial ferner ein oder mehrere Legierungselemente aus Si, Mn, Ni, P, S, N, B, Ti, Co, Cu und Al, wenn erforderlich.
Da eine veränderte zusätzliche Menge von Kohlenstoff und zusätzliche Mengen von Legierungselementen, die von der Dispergierungsmenge von Karbid vom Typ MC abhängig sind, auf die zuvor genannten Weise festgelegt sind, ist es ersichtlich, dass ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, in dem eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC enthält, die da drin gelöst sind, danach verlangt, dass eine angemessene zusätzliche Menge von Kohlenstoff bis zusätzliche Mengen von Mo und W die folgende Gleichung erfüllen: 0,043 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 0,36 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Es ist notwendig, ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, wobei Karbid vom Typ M₆C in der gleichen Art gelöst ist, für eine genaue Diskussion einer Zusammensetzung eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ MC gefällt und gelöst sind, zu besprechen. Wenn ein Volumenanteil fM₆C eines Karbids vom Typ M₆C und eine Kohlenstoffkonzentration CM₆C (Gew.-%) eines Karbids vom Typ M₆C in dieser Ausführungsform verwendet werden, wird eine angemessene Menge eines Kohlenstoffs, das zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt wird, in der folgenden Gleichung dargestellt, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von einer Martensitphase mit 0,2 Gew.-% und 0,45 Gew.-% verwendet: 0,2 × (1 – fM₆C – fMC) + CM₆C × fM₆C + 14 × fMC ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,45 × (1 – fM₆C – fMC) + CM₆C × fM₆C + 14 × fMC.
Darüber hinaus, wenn eine obere Grenze einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase auf 0,35 Gew.-% festgelegt wird, um die Wärmerissfestigkeit zu verbessern, wird vorzugsweise eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,35 Gew.-% auf die zuvor genannte Gleichung angewendet.
Während eine Kohlenstoffkonzentration (CM₆C) von Karbid vom Typ M₆C in Abhängigkeit eines Anteils des Gehalts von Mo und W in dem Karbid vom Typ M₆C variiert, und da die Verteilungskoeffizienten von Mo und W zwischen dem Karbid vom Typ M₆C und der Martensitphase näherungsweise als KMo6 = KW6 aus einem Ergebnis einer späteren Ausführungsform dargestellt werden können, kann eine Kohlenstoffkonzentration (CM₆C) von Karbid vom Typ M₆C durch die folgende Gleichung näherungsweise ausgedrückt werden: CM₆C = 0,91 × (Mo (Gew.-%/Mo (Gew.-%) + W (Gew.-%))) + 1,74.
Ein Verteilungskoeffizient jedes Legierungselements zwischen dem Karbid vom Typ M₆C und der Martensitphase ist wie folgt bemessen: KMo6 = 20, KW6 = 23, KV6 = 5,7, KCr6 = 0,95, KSi6 = 2,3, Kal6 = 2,3, Kni6 = 0,4, Kco6 = 0,5 und KP6 = 2. Mittels dieser Verteilungskoeffizienten kann eine zusätzliche Menge jedes Legierungslementes, wie im Fall des zuvor genannten eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials, berechnet werden. Die Konzentrationen von Mo und W in dem Karbid vom Typ M₆C sind hoch, zum Beispiel bildet Mo mit bis zu 58 Gew.-% eine feste Lösung in Fe₃Mo₃C, und W mit bis zu 70 Gew.-% bildet eine feste Lösung in Fe₃W₃C. Daher wird, wie im Fall der Veränderung einer Konzentration jedes Elements im Karbid vom Typ MC, wenn Mo neben W existiert, eine Menge (Gew.-%) von MoM₆C und WM₆C in Abhängigkeit eines Wertes von MoM₆C/(MoM₆C + WM₆C) bevorzugt berechnet.
Für ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit einer hohen Berücksichtigung für Wärmerissfestigkeit und Zähigkeit ist die obere Grenze für eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in Martensit mit 0,35 Gew.-% festgelegt, so dass die Martensitphase Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 oder weniger Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids zwischen 10 bis 25 Vol.-% gelöst sind. Solch ein angefertigtes eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial ist für ein doppelt beschichtetes Axialdrucklager (ein Axialdrucklager) geeignet. Für ein geeignetes eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial zur Verwendung bei einer Gleitflächendichtung, die eine ausgezeichnete Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit benötigt, ist es bevorzugt, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 15 bis 40 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 oder weniger Vol.-% bei einem Gesamtgehalt des Karbids mit 20 bis 40 Vol.-%, der größer als der des Schnellarbeitsstahls ist, zu lösen.
Wie oben beschrieben ist, wird, da ein Schnellarbeitsstahl eine enthaltene Austenitphase mit einem Gehalt von 20 oder mehr Vol.-% in einem abgeschreckten Zustand enthält, der Schnellarbeitsstahl bei 550 bis 580°C zweifach oder öfter angelassen, um das enthaltene Austenit zu zersetzen und ferner merklich zu härten, und um eine Härte von HRC65 oder mehr durch zweifache Aushärtung aufzuweisen. Daher ist, wenn der Schnellarbeitsstahl bei einer Gleitflächendichtung verwendet wird, eine anfängliche Verformbarkeit der Gleitfläche unzureichend und führt zu einem Ausströmen von Öl und häufigen Blockieren. Dementsprechend wird bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung zur Verbesserung der Verformbarkeit und der Blockierfestigkeit und zur Erzielung einer geeigneten Dichtbreite von ungefähr 0,3 bis 2,0 mm der enthaltene Austenit nach dem Anlassen in einer Matrix bei einem Gehalt von 5 oder mehr Vol.-%, besonders bevorzugt 10 bis 40 Vol.-%, gelöst. Jedoch wird, wenn der enthaltene Austenit bei einem Gehalt von 40 oder mehr Vol.-% gelöst wird, die Abriebsfestigkeit des Materials verschlechtert. Daher wird die obere Grenze des enthaltenen Austenits, das gelöst werden soll, mit 40 Vol.-% festgelegt.
Um eine angemessene Menge des enthaltenen Austenits bei der vorliegenden Erfindung sicher zu stellen, werden ein oder mehrere Elemente von Ni mit 1 bis 5 Gew.-%, Mn mit 2 Gew.-% oder weniger und Cu mit 10 Gew.-% oder weniger zu dem Material hinzugefügt, wobei solche Elemente nicht zu einem herkömmlichen Schnellarbeitsstahl hinzugefügt werden.
Da eine Gleitflächendichtung gerade während einer Schälbewegung eine ausreichende Dichtbreite benötigt, ist es notwendig, ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial zu auszuwählen, das geeignet ist, eine angemessene Dichtungsbreite zu erzielen. Eine zu schmale Dichtungsbreite bewirkt nicht nur eine unzureichende Dichtleistung, sondern eine erhöhte Gleitlagerungsspannung, die auf die Dichtungsfläche aufgebracht wird, was zu häufigem Auftreten von Blockieren und Wärmerissen auf der Dichtungsfläche führt.
Im Gegensatz dazu weist eine zu breite Dichtungsbreite eine haltbare Dichtungsleistung nach; die Schmierungsleistung der Dichtungsfläche wird rau, was zum Auftreten von Blockieren und Wärmerissen auf der Dichtungsfläche führt. Daher wird bei einem herkömmlich verwendeten Dichtungselement die Dichtungsbreite auf 0,3 bis 2 mm festgelegt. Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Verbesserung der Schmierungsfähigkeit einer Dichtungsfläche bereit.
Für ein Verfahren zur Abstimmung einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration in einer Martensitphase gemäß der vorliegenden Erfindung, wird, basierend auf Angaben eines wärmebehandelten Schnellarbeitsstahls, der eine herkömmliche Zusammensetzung hat (J. Japan Inst. Metals 2 (1963), Sato, Nishizawa, S. 564), ein Abschreckverfahren zum Abschrecken bei 900 bis 1150°C, besonders bevorzugt 900 bis 1000°C, verwendet.
Wie oben beschrieben, wird in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial eine zusätzliche Menge von Cr auf 1 bis 7 Gew.-% begrenzt, so dass Karbid vom Typ Cr₇C₃ nicht gelöst werden kann. In diesem Fall beträgt eine Konzentration von Cr in dem Martensit ungefähr 1 bis 7 Gew.-%. Je höher die Konzentration von Cr ist, um so größer ist die Korrosionsbeständigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials. Jedoch, wie in der Japanischen Patentanmeldung Nr. 2004-211132 offenbart ist und durch die Erfinder vorgeschlagen wird, scheidet eine Anlassbehandlung Karbid vom Typ Cr₇C₃ aus, wenn eine Konzentration von Cr in Martensit 3,5 Gew.-% übersteigt, so dass die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit durch Mo, W und V verschlechtert wird. Daher wird, wenn wie oben beschrieben eine hohe Anlass-Enthärtungs-Festigkeit benötigt wird, vorzugsweise die obere Grenze einer Konzentration von Cr in der Martensitphase auf 3,5 Gew.-% und die untere Grenze davon vorzugsweise auf 1 Gew.-% im Hinblick auf die Abschreckaushärtung festgelegt. Die Abschreckfähigkeit kann durch Hinzufügen von Mo, Ni, Cu, P, Si und Al außer Cr ausreichend verbessert werden, selbst wenn eine Konzentration von Cr in dem Martensit mit 1 Gew.-% enthalten ist. Zum Beispiel hat ein Ni-Gusseisen, das entsprechend bei einer Gleitflächendichtung ohne Probleme hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit verwendet werden kann, Martensit mit einer Zusammensetzung von Ni mit ungefähr 5 Gew.-%, Cr mit 1 Gew.-% und Si mit 1,5 Gew.-%.
Eine maximale Zugabemenge von V, die zu einem gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt wird, wobei Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 40 Vol.-% gelöst ist und Karbid vom Typ MC (V₄C₃) nicht abgeschieden wird, beträgt 1,2 Gew.-% (genauer 1,15 Gew.-%). Wenn eine solche maximale Zugabemenge mit einer maximalen Zugabemenge von V, die zu einem gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt wird, verglichen wird, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 40 Vol.-% gelöst ist und Karbid vom Typ MC (V₄C₃) nicht abgeschieden ist, wird gezeigt, dass ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung für ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, wobei V die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit einer Martensitphase wirtschaftlich erhöht, geeignet ist.
Hinsichtlich des zunutze Machens von V, das die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit verbessert, wenn Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5, 15, 30 bzw. 40 Vol.-% gelöst ist und Karbid vom Typ MC nicht gelöst ist, beträgt eine Zugabemenge von V 0,5, 0,7, 1,0 bzw. 1,2 Gew.-%. Wenn Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% gelöst ist, beträgt eine Zugabemenge von V 2,2 bis 4,5 Gew.-%, die durch Berechnung ermittelt wird. Dementsprechend ist bei der vorliegenden Erfindung eine Zugabemenge von V vorzugsweise mit 0,5 bis 4,5 Gew.-% festgelegt. In einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, das in einem Axialdrucklager verwendet wird, welches Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids zwischen 10 bis 25 Vol.-% gelöst sind, wird Kohlenstoff mit 0,6 bis 1,6 Gew.-%, Cr mit 1 bis 3 Gew.-%, Mo mit 7,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 7,5 bis 15 Gew.-% und V mit 0,9 bis 4 Gew.-% hier hinzugefügt. Bei einem geeigneten eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, das für eine Gleitflächendichtung verwendet wird, welche Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 20 bis 40 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids zwischen 20 bis 40 Vol.-% gelöst sind, wird vorzugsweise Kohlenstoff mit 0,8 bis 1,9 Gew.-%, Chrom mit 1 bis 3,5 Gew.-%, Mo mit 13 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 13 bis 25 Gew.-% und V mit 1,3 bis 4,5 Gew.-% hier hinzugefügt.
Wenn eine Konzentration von Cr in der Martensitphase 3,5 Gew.-% oder weniger beträgt, wird ein Anlass-Enthärtungs-Parameter ΔHRC in der folgenden Gleichung dargestellt, die eine Konzentration (XMar (Gew.-%)) jedes Legierungselements X (mit Bezug auf die Japanische Patentanmeldung Nr. 2004-211132 ) verwendet: ΔHRC = 2,8 × CrMar + 11 × MoMar + 7,5 × WMar + 25,7 × VMar + 5,8 × (SiMar + AlMar).
Um eine Härte von HRC50 oder mehr, besonders bevorzugt HRC55 oder mehr, durch eine Anlassbehandlung (1 Stunde) bei 600°C zu erzielen, wird ΔHRC27 oder mehr, besonders bevorzugt ΔHRC31 oder mehr benötigt. Ein solches ΔHRC kann in einem Bereich erzielt werden, wobei MoMar 2 bis 4 Gew.-%, MoMar + WMar 2 bis 4 Gew.-%, CrMar 1 bis 3,5 Gew.-%, VMar mit 0 bis 0,6 Gew.-%, SiMar mit 0 bis 7 Gew.-% und AlMar mit 0 bis 4 Gew.-% beträgt. Wie oben beschrieben, wenn Si und Al mit einem Gesamtgehalt von 1,5 Gew.-% oder mehr hinzugefügt werden, werden Effekte von Mo, W und V hinsichtlich der Verbesserung der Anlass-Enthärtungs-Festigkeit verschlechtert. Dementsprechend wird vorzugsweise bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung die Menge (Gew.-%) von Si und Al auf 0,5 bis 1,5 Gew.-% eingestellt. Wenn Ni und Al nebeneinander vorliegen, wobei die Elemente hinzugefügt werden, um eine enthaltene Austenitphase zu erzielen und die Abschreckfestigkeit und Abriebfestigkeit zu verbessern, wird eine beachtliche Aushärtung nachgewiesen, und folglich wird die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit verbessert. Dementsprechend wird vorzugsweise Ni zu einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt, zu welchem Al hinzugefügt ist.
Ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, wobei eine große Menge von Karbid vom Typ M₆C gelöst ist, benötigt eine große Menge von Mo und W. Daher wird ein wirtschaftliches Verfahren zum Hinzufügen von Mo und W besprochen. Eine Menge von Karbid vom Typ M₆C, die durch Hinzufügen von teurem W ausgeschieden wird, ist ungefähr die 0,8-fache Menge von Karbid vom Typ M₆C, das beim Hinzufügen von Mo abgeschieden wird. Ein Effekt von W hinsichtlich der Anlass-Enthärtungs-Festigkeit ist das 0,7-fache von Mo. Zusätzlich wird, wenn Karbid gelöst wird, das daneben besteht, W in dem Karbid vom Typ MC in einer größeren Menge als Mo abgeschieden. Bezüglich der Ergebnisse ist es wirtschaftlich, hauptsächlich Mo denn W hinzuzufügen. Im Hinblick auf die Sinterfähigkeit bei der vorliegenden Erfindung ist es erstrebenswert, dass W nicht hinzugefügt wird. Darüber hinaus hinsichtlich der Verfügbarkeit auf einem Markt für gesintertes Pulver ist es unwirtschaftlich, W in einer größeren Menge als in einer Menge (7 Gew.-%) von W, das zu einem herkömmlichen Schnellarbeitsstahl vom Typ Mo hinzugefügt wird, hinzuzufügen.
Wenn ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial bei einer Gleitflächendichtung verwendet wird, um die Abriebsfestigkeit und Blockierfestigkeit zu verbessern, ist vorzugsweise Karbid vom Typ MC in einem großen Volumen (5 bis 15 Vol.-%) gelöst, und ein Gesamtgehalt der Karbide wird vorzugsweise auf 20 bis 50 Vol.-% erhöht. Infolgedessen entwickelt die vorliegende Erfindung ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, das mit einem hochharten eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial sinterverbunden ist, bei dem das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Kohlenstoff mit 1,3 bis 3 Gew.-%, Cr mit 1 bis 5 Gew.-%, V mit 3 bis 12 Gew.-%, Mo mit 10 Gew.-% oder mehr und Mo und W mit 10 bis 23 Gew.-% enthält und eine Struktur aufweist, wobei eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 15 bis 35 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% (ein Gesamtgehalt der Karbide beträgt 20 bis 40 Vol.-%) enthält, die da drin gelöst sind. Ferner enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial Legierungselemente, wie zum Beispiel Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al.
Wie oben beschrieben, ist ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, das mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, das hauptsächlich Mo und W aufweist, sinterverbunden ist, nicht wirtschaftlicher als ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, wobei hauptsächlich Karbid vom Typ Cr₇C₃ gelöst ist. Dementsprechend entwickelt die vorliegende Erfindung ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, wobei ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit einem hochharten eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden ist, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Kohlenstoff mit 0,8 bis 3,4 Gew.-%, Cr mit 0 bis 28 Gew.-%, Mo mit 5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 5 bis 18 Gew.-% und V mit 5 Gew.-% oder mehr enthält und ein Gefüge aufweist, wobei eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% mit ausgezeichneter Abriebsfestigkeit, Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger und Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids von 10 bis 40 Vol.-% gelöst sind. Ferner enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial ein oder mehrere Elemente aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Cu, Co und Al, wenn erforderlich.
Bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial für eine Gleitflächendichtung sind Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 bis 25 Vol.-%, Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0,5 bis 5 Vol.-% und Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 10 bis 20 Vol.-% mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit bei einem Gesamtgehalt des Karbids von 20 bis 40 Vol.-% gelöst. Ein solches eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial enthält vorzugsweise wenigstens Kohlenstoff mit 1,34 bis 3,4 Gew.-%, Cr mit 11 bis 28 Gew.-%, Mo mit 8 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 8 bis 16 Gew.-% und V mit 1 bis 5 Gew.-%. Bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial für ein Axialdrucklager, sind Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 10 Vol.-%, Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0,5 bis 5 Vol.-% und Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 10 Vol.-% mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit bei einem Gesamtgehalt der Karbide von 10 bis 20 Vol.-% gelöst. Ein solches eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial enthält vorzugsweise wenigstens Kohlenstoff mit 0,8 bis 2,0 Gew.-%, Cr mit 9 bis 20 Gew.-%, Mo mit 4,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 4,5 bis 12 Gew.-% und V mit 1 bis 4 Gew.-%.
Bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, welches Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ M₆C enthält und eine Martensitphase aufweist, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, erfüllt eine geeignete Konzentration (Cwt%) von Kohlenstoff, das vorzugsweise darin enthalten ist, annähernd die folgende Gleichung, die KCr6 = 1 verwendet: 0,043 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 2 × 0,085 × (Cr (Gew.-%) – 6,5) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%))) + 0,33 + 2 × 0,085 (Cr (Gew.-%) – 6,5).
Besonders genau wird ein geeigneter Konzentrationsbereich von Kohlenstoff eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials durch die folgende Gleichung ausgedrückt: 0,2 × (1 – fCr₇C₃ – fM₆C – fMC) + 8,7 × fCr₇C₃ + 2,65 × fM₆C + 14 × fMC ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,45 × (1 – fCr₇C₃ – fM₆C – fMC) + 8,7 × fCr₇C₃ + CM₆C × fM₆C + 14 × fMC.
Eine Zugabemenge jedes Legierungselementes wird vorzugsweise durch Berechnung mittels der zuvor genannten Gleichungen ermittelt.
In der vorliegenden Erfindung kann jede zusätzliche Menge von Cr, Mo, W und W mittels des zuvor genannten Verfahrens durch Festlegen einer Menge jedes Karbids von angemessenen fCr₇C₃, fM₆C und fMC innerhalb eines Bereiches von CrMar mit 6,5 bis 12 Gew.-%, MoMar + WMar mit 2 bis 4 Gew.-% und V mit 0 bis 0,6 Gew.-% berechnet werden.
Hinsichtlich der Verfügbarkeit eines groben Pulvers von einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial und der wirtschaftlichen Effizienz wird vorzugsweise grobes Pulver verwendet, das bei einem vorgegebenen Mischungsverhältnis gemischt wird. Wenn Cr-, Mo-, W- und V-Pulver oder ein Hochlegierungspulver zu einem Basislegierungsstahlpulver eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials zur Erstellung einer Legierung eines Materials hinzugefügt werden, können Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC, welche grobkörnig mit einer durchschnittlichen Korngröße von 40 μm oder mehr sind, leicht abgeschieden werden. Um die Abriebsfestigkeit und Blockierfestigkeit zu erhöhen, werden vorzugsweise ein oder mehrerer solcher grober Karbide in einem Gehalt von 3 Vol.-% oder mehr abgeschieden und gelöst.
Um die Abriebsfestigkeit und die Zähigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials zu erhöhen, wird ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, wobei ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit einem hochharten eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden ist, entwickelt, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Kohlenstoff mit 0,8 bis 3,4 Gew.-% Cr mit 9 bis 28 Gew.-% Mo mit 5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 5 bis 18 Gew.-% und V mit 0 bis 5 Gew.-% enthält und eine Struktur aufweist, wobei die Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0 bis 5 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide von 10 bis 40 Vol.-% gelöst und abgeschieden sind. Ferner enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial ein oder mehrere Elemente aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Cu, Co und Al, wenn erforderlich.
Um die Abriebsfestigkeit eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials ferner zu erhöhen, um es für eine Gleitflächendichtung zu verwenden, enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise wenigstens Kohlenstoff mit 1,34 bis 3,4 Gew.-% Cr mit 11 bis 28 Gew.-% Mo mit 8 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 8 bis 16 Gew.-% und V mit 1 bis 5 Gew.-%, um Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 bis 25 Vol.-%, Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0,5 bis 5 Vol.-% und Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 10 bis 20 Vol.-% mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit zu enthalten, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide von 20 bis 40 Vol.-% gelöst sind. Für ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial, das für die Verwendung bei einem Axialdrucklager geeignet ist, enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise wenigstens Kohlenstoff mit 0,8 bis 2 Gew.-%, Cr mit 9 bis 20 Gew.-%, Mo mit 4,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 4,5 bis 12 Gew.-% und V mit 1 bis 4 Gew.-%, um Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 10 Vol.-%, Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0,5 bis 5 Vol.-% und Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 10 Vol.-% mit ausgezeichneter Blockierfestigkeit zu enthalten, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide von der 10 bis 20 Vol.-% gelöst sind.
Um ferner die Abriebsfestigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials zu verbessern, wird ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, wobei ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit einem hochharten eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden ist, entwickelt, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Kohlenstoff mit 1,5 bis 3,2 Gew.-%, Cr mit 7 bis 25 Gew.-%, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W mit 5 bis 15 Gew.-% und V mit 3 bis 8 Gew.-% enthält und eine Struktur aufweist, wobei eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-%, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin in einem Gesamtgehalt der Karbide von 15 bis 50 Vol.-% gelöst und abgeschieden sind. Ferner enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial ein oder mehrere Elemente aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Cu, Co und Al, wenn erforderlich. Um zusätzlich die Zähigkeit zu erhöhen, ist vorzugsweise eine Gesamtmenge des Karbids auf 15 bis 35 Vol.-% eingestellt.
Ni, Mn und Cu, die in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial enthalten sind, sind Austenit stabilisierende Elemente, die oben beschrieben sind, und sind folglich effektiv, um die Abschrecktemperaturen zu verringern und ferner die Sinterfähigkeit zu erhöhen. Zusätzlich bilden diese Elemente eine in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial enthaltene Austenitphase aus und verbessern folglich die Verformbarkeit einer Gleitfläche davon, wodurch das Auftreten von Wärmerissen unterdrückt wird und die Blockierfestigkeit verbessert wird. Jedoch erhöht ein überschüssiges Hinzufügen solcher Elemente die enthaltene Austenitphase, was zu einer Verschlechterung der Abriebsfestigkeit führt. Daher wird Ni in einer Menge von 1 bis 5 Gew.-% hinzugefügt, da es teuer ist. Mn wird in einer Menge von 1 bis 2 Gew.-% hinzugefügt, da es leicht die Sinterfähigkeit stoppt. Und Cu wird in einer Menge von 0 bis 10 Gew.-% zur Verbesserung der Sinterfähigkeit hinzugefügt.
Wenn Ni neben Al oder Mo besteht, wird die Aushärtungsfähigkeit durch Anlassen nachgewiesen. Wenn zusätzlich Cu hinzugefügt wird, das neben Ni besteht, wird die Aushärtfähigkeit begünstigt. Daher werden solche Elemente vorzugsweise positiv hinzugefügt.
Eine Zugabe von Co in einer Menge von 2 bis 12 Gew.-% erhöht magnetische Umformungstemperaturen der Martensitausgangsphase, um die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase zu erhöhen. Und eine Zugabe von Si in einer Menge von 0,5 bis 3 Gew.-% oder eine Zugabe von Al in einer Menge von 0,2 bis 2,0 Gew.-% erhöht die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase. Jedoch wird vorzugsweise Si in einer Menge von 1,5 Gew.-% oder weniger hinzugefügt, da Si die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit verringert, welches für Mo, W und V nachgewiesen ist.
Insbesondere enthält ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial vorzugsweise ein oder mehrere Elemente, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Ni mit 1 bis 5 Gew.-%, Mn mit 1 bis 2 Gew.-%, Co mit 2 bis 12 Gew.-% und Al mit 0,2 bis 1,5 Gew.-% besteht.
Bei einem doppelschichtigen gesinterten Gleitelement, wobei ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit einem hochharten eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden ist, wird das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise verdichtet, um eine relative Dichte von wenigstens 95% oder mehr aufzuweisen, um das Ausströmen von Gas oder Öl zu verhindern und ferner nach dem Abschrecken gehärtet zu werden, um eine Härte von HRC55 oder mehr aufzuweisen. Vorzugsweise ist das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial fest mit dem Rückseitenmetall verbunden. Daher wird ein doppelschichtiges gesintertes Gleitelement, das mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial sinterverbunden ist, entwickelt, bei dem das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial ein oder mehrere Verbindungen enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Fe₃P, Cr₂P, FeMoP, V₂P und FeTiP besteht, die darin mit einem Gehalt von 10 oder weniger Vol.-% durch Hinzufügen eines oder mehrerer Elemente von P mit 0,1 bis 1,5 Gew.-% und B mit 0,01 bis 0,2 Gew.-% gelöst sind, wobei solche Elemente eine ausreichende Menge einer Flüssigkeitsphasenkomponente beim Sinterverbinden erzeugen.
Eine Zugabe von P ist für die Verbesserung der Verdichtung des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials und der Sinterverbindungsfähigkeit effektiv. Daher wird die untere Grenze der Zugabemenge von P auf 0,1 Gew.-% festgelegt, wobei eine Verbesserung der Sinterfähigkeit deutlich nachgewiesen ist. Wenn P in einer Menge von 0,5 Gew.-% oder mehr hinzugefügt wird, ist Phosphid, wie zum Beispiel Cr₂P, FeMoP, V₂P und FeTiP, abgeschieden und gelöst, wodurch sich die Blockierfestigkeit verbessert. Jedoch versprödet eine übermäßige Zugabe von P das Material. Daher ist die obere Grenze der Zugabemenge von P auf 1,5 Gew.-% festgelegt.
Wie für P, ist eine Zugabe von B für eine Verbesserung der Verdichtung des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials und der Sinterverbindungsfähigkeit effektiv. Jedoch versprödet eine Zugabe von B in einer Menge von 0,2 Gew.-% oder mehr das Material leicht. Daher wird ein angemessener Zugabebereich von B mit 0,01 bis 0,2 Gew.-% festgelegt.
Um die Sinterverbindungsfähigkeit und die Wärmerissfestigkeit zu verbessern, wird ein doppelschichtiges gesintertes Gleitelement entwickelt, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial weiches Cu auf Basis einer Legierungsphase enthält, die darin in körniger Form mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-% gelöst ist, um die Verformbarkeit einer Gleitfläche hiervon zu erhöhen und lokale Öltaschen leicht auszubilden.
Um die Gleitleistung zu verbessern enthält die Legierung auf Basis von Cu vorzugsweise ein oder mehrere Elemente aus Sn, Al, Si, P, Fe, Ni und Ti bei einem Gesamtgehalt von 5 bis 15 Gew.-%.
Ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial, das den Festsetzwiderstand des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials verbessert, wird entwickelt, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wenigstens Mo-Metallpartikel, W-Metallpartikel und Graphit-Partikel enthält, die darin bei einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-% gelöst sind und die gelösten Partikel der Cu- oder Cu-Legierungsphasen umgeben, um eine zuverlässige Schmierleistung zu demonstrieren, die durch Mo und W gegeben ist.
Der Grund, dass entweder Mo oder W neben Cu-Partikeln oder Cu-Legierungspartikeln besteht, ist der, dass wenigstens das Reagieren von Mo oder W mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial beim Sinterverbinden unterbunden werden soll. Bei einem solchen Fall ist das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise so bereitgestellt, dass das Cu-Element mit einer annähernden Sättigung eingestellt ist. Wenn ein solches Element zum Teil mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial reagiert, wird wenigstens ein Karbid vom Typ M₆C, MO₂C, und MC (WC) zur Verbesserung der Abriebsfestigkeit ausgewählt.
Darüber hinaus wird ein doppelschichtiges gesintertes Gleitelement, das mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial fest sinterverbunden ist, entwickelt, bei dem das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial mit geschlossenen Poren ausgebildet ist, die einen durchschnittlichen Durchmesser von 0,03 bis 3 mm haben, und die auf einer Gleitfläche hiervon mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-%, zerstreut sind, um die Schmierungsfähigkeit der Gleitfläche zu verbessern. Die untere Grenze des Gehalts der Poren ist auf 1 Vol.-% festgelegt, bei dem die Poren als Öltaschen effektiv zu arbeiten beginnen. Da ein großer Gehalt der Poren das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial versprödet, wird die obere Grenze des Volumens der Poren auf 10 Vol.-% festgelegt. Hinsichtlich eines Gehalts der Poren, die auf einer Gleitoberfläche einer Ölhalterungslagerung ausgebildet sind, ist ein Gehalt der Poren vorzugsweise auf 3 bis 10 Vol.-% festgelegt. Eine durchschnittliche Größe der Poren wird in Abhängigkeit der Anwendung des doppelschichtigen gesinterten Gleitelements angeglichen. Zum Beispiel wird bei der doppelschichtigen Gleitflächendichtung eine durchschnittliche Größe der Poren auf die Hälfte der Breite der Dichtungsfläche, vorzugsweise 1 mm oder weniger, besonders bevorzugt 0,5 mm oder weniger, angeglichen.
Ein Verfahren zum Ausbilden der geschlossenen Poren, die die zuvor genannte durchschnittliche Größe haben, lautet wie folgt: SiO₂, Ni-Oxidpartikel, Co-Oxidpartikel, Cu-Oxidpartikel, Fe-Oxidpartikel, Mo-Oxidpartikel und W-Oxidpartikel (möglich sind unbeladene und körnige Partikel), die eine geeignete Größe haben, werden zu einem groben Pulver des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials in einer geeigneten Menge hinzugemischt und dann ausgebildet. Dann werden solche Oxidpartikel beim Sintern karbothermisch reduziert und restliche Komponenten bilden eine feste Lösung in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial aus, wodurch sich ergibt, dass Poren einfach ausgebildet werden. Alternativ werden SiC, Cu und Kunstharz, die einen durchschnittlichen Durchmesser von 0,1 bis 1 mm haben, zu einem groben Pulver des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials gemischt und ausgebildet. Dann wird es SiC, Cu und Harz erlaubt, eine feste Lösung auszubilden oder in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial bei Sinterung zu verschwinden, wodurch sich das Ausbilden der Poren ergibt. SiO₂, Cu und Kunstharz sind Materialien, die einfach in kurze Fasern hineingearbeitet werden können. Die Poren können mittels solcher kurzer Fasern ausgebildet werden. In diesem Fall ist es notwendig, dass die Poren völlig geschlossen sind.
Das Dispergieren der geschlossenen Poren bewirkt eine Erhöhung der Produktionskosten. Es ist schwierig, die Poren infolge der Abscheidung einheitlich zu verstreuen, was zu einer Verringerung der Beanspruchbarkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials führt. Daraus folgt, dass ein doppelschichtiges gesintertes Gleitelement, das mit einem eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial sinterverbunden ist, entwickelt wird, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial mit konkaven Öltaschen auf wenigstens seinen Gleitflächen bei einem Flächenverhältnis von 3 bis 10% ausgebildet ist. Bei der doppelschichtigen Gleitflächendichtung haben die konkaven Öltaschen vorzugsweise eine Größe von ungefähr 1/2 oder weniger einer Dichtungsbreite, oder 1 mm oder weniger in Richtung der Breite (eine Richtung der Breite der Dichtungsfläche nach), besonders bevorzugt 0,5 mm oder weniger, zum Verhindern von Ölausströmen.
Zum Ausbilden von Karbid kann Zr, Nb, Hf, Ta, Ca, S und N in einer erforderlichen Menge hinzugefügt werden.
Das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial, das verwendet wird, wird bei einer Abschrecktemperatur von 1100°C oder weniger, besonders bevorzugt 900 bis 1000°C, die von den Sinterverbindungstemperaturen abgesenkt wird, gasabgeschreckt. Um die Zähigkeit und die Biegefestigkeit der Martensitphase wiederherzustellen, wird das Martensit vorzugsweise bei 150 bis 600°C angelassen, um die angelassene Martensitphase umzuwandeln.
Im Fall einer Gleitflächendichtung ist die anfängliche Verformbarkeit der Gleitfläche schlecht und folglich kann ein Ölausströmen anfänglich leicht erfolgen, wenn das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial bei hohen Temperaturen von 550 bis 850°C angelassen wird, wodurch es durch eine zusätzliche Aushärtung gehärtet wird, um eine Härte von HRC65 oder mehr zu haben. Daher ist es in der vorliegenden Erfindung bevorzugt, die obere Grenze der Anlasstemperatur auf 500°C oder weniger festzulegen. Dementsprechend wird in der vorliegenden Erfindung ein nachstehend beschriebenes Verfahren zur Erzeugung eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials von einem wirtschaftlichen Standpunkt aus vorgezogen. Nach dem Sinterverbinden wird das doppelschichtige gesinterte Gleitmaterial in einem Ofen bei niedrigen Temperaturen von 900 bis 1100°C belassen und dann gasgekühlt, um eine Martensitphase auszubilden. Dann wird das doppelschichtige gesinterte Gleitmaterial bei 150 bis 500°C einmal angelassen.
Wenn eine Menge des Karbids in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial auf 5 Vol.-% oder mehr erhöht wird, wird die Abriebsfestigkeit und Blockierfestigkeit des eisenhaltigen gesinterten Materials verbessert. Jedoch führt eine Erhöhung der Menge des Karbids durchaus zu einer Verschlechterung der Beanspruchbarkeit und Zähigkeit des Materials. Speziell im Fall eines Axialdrucklagers, das mit einer Versatzlast angewandt wird, wird eine ausreichende Biegefestigkeit und ein maximaler Biegebetrag hiervon benötigt. Es ist besonders erforderlich, eine Biegefestigkeit von 400 MPa oder mehr (Bruchfestigkeit einer verbundenen Fläche; 200 MPa oder mehr) und einen maximalen Biegebetrag von 0,4 mm oder mehr beim Bruch zu haben. Dementsprechend ist eine Gesamtmenge der Karbide in dem eisenhaltigen gesinterten Material mit 30 Vol.-% oder weniger abgestimmt. Das abgeschreckte eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial wird vorzugsweise bei 100 bis 600°C einmal angelassen. Zusätzlich wird eine Gesamtmenge des Karbids in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten auf 20 Vol.-% oder weniger eingestellt.
Eine Abschreckbehandlung des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials nach dem Sinterverbinden wird wie nachstehend durchgeführt: Nach Verringern der Temperatur auf 1100°C oder weniger, oder 900 bis 1000°C, nach Sinterungsverbinden und Beibehalten der Temperatur, wird das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial durch Gaskühlung abgeschreckt, um ausreichend gehärtet zu werden. In einem solchen Fall hat das eisenhaltige Rückseitenmetall vorzugsweise eine gemischte Zusammensetzung aus Ferrit, Perlit, Bainit und eine Martensitphase, um das Abschreckreißen und Abblättern des eisenhaltigen gesinterten Materials zu verhindern, welches mit dem Rückseitenmetall sinterverbunden ist. Das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial enthält vorzugsweise Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC, das darin mit einem Gesamtgehalt von 5 bis 25 Vol.-% gelöst ist. Jedoch ist es im Hinblick auf die Beschädigung des Gegenstücks bevorzugt, die Karbide bei einem Gesamtgehalt von 5 bis 15 Vol.-% zu verteilen, wenn ein Gegenstück zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial aus einem einsatzgehärteten abgeschreckten Material oder einem induktionsabgeschreckten Material hergestellt ist. Und im Falle eines Axialdrucklagers, das mit einem Kragen an einem Ende des zylindrischen Rückseitenmetalls bereitgestellt ist, wird das zylindrische Rückseitenmetall notwendigerweise in einen Körper einer Baumaschine hinein gedrückt und fest daran angebracht. Dementsprechend hat ein Rückseitenmetall vorzugsweise eine Vickers Härte von wenigstens Hv170 oder mehr. Damit das Rückseitenmetall eine Streckgrenze aufweist, welche die untere Grenze der Biegefestigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials aushält, ist das Rückseitenmetall vorzugsweise durch einen Stahl ausgebildet, der mit Hv240 oder mehr ausgehärtet ist. Wenn das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial mit entweder geschlossenen Poren oder Vertiefungen in der Gleitfläche davon bei einem Flächenverhältnis von 1 bis 10%, besonders bevorzugt 3 bis 10%, ausgebildet ist, arbeiten die geschlossenen Poren oder Vertiefungen auf der Gleitoberfläche als Öltaschen (ein Abschnitt, in welchem Gleitmittel konzentriert ist), um die Wärmerissfestigkeit zu verbessern.
Im Fall eines Axialdrucklagers, das mit einem Kragen an einem Ende eines zylindrischen Rückseitenmetalls ausgestattet ist, kann ein Verbessern der Blockierfestigkeit und Wärmerissfestigkeit einer Axialdruckfläche hiervon ein Fettschmierungsintervall auf 500 Stunden oder mehr verlängern. Dementsprechend sind Wartungsarbeiten an dem Axialdrucklager einfacher als die bei herkömmlich verwendeten Axialdrucklagern, die durch eine Induktionsabschreckmethode oder einem Aushärtungsabschreckverfahren hergestellt werden. Da eine zylindrische Lagerbuchse (eine Lagerung) mit einer inneren Fläche des zylindrischen Rückseitenmetalls verbunden ist, ist es notwendig, ein Schmierungsintervall der zylindrischen Lagerbuchse zu verlängern. Daher wird ein doppelschichtiges gesintertes Gleitmaterial entwickelt, wobei eine zylindrische Lagerbuchse mit einer inneren Fläche eines zylindrische Rückseitenmetalls sinterverbunden und verbunden ist, wobei die zylindrische Lagerbuchse aus einem Material auf Basis eines permeablen Kupfers oder eines eisenhaltigen porösen gesinterten Gleitmaterial hergestellt ist, welches Schmieröl oder Schmiergemische von Schmieröl und Wachs speichert, das in die Poren gefüllt wird. Das poröse gesinterte Gleitmaterial ist nicht hierauf eingeschränkt und ein poröses gesintertes Gleitmaterial, das anders als das Material auf Basis eines Kupfers oder das eisenhaltige Material, kann verwendet werden.
Wie bei dem Axialdrucklager wird eine Lagerbuchse (eine zylindrische Lagerung) verwendet, die für eine Baumaschine ausgestattet ist, an der eine Versatzlast aufgebracht ist. Das Material auf Basis von Kupfer oder das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial, das Schmieröl enthält, zeigt keine ausreichende Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit.
Demzufolge wird eine doppelschichtige gesinterte Lagerbuchse entwickelt, wobei eine doppelschichtige gesinterte Lagerbuchse so ausgebildet ist, dass das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial für das zuvor genannte Axialdrucklager mit einer inneren Fläche von einem zylindrischen eisenhaltigen Rückseitenmetall sinterverbunden und verbunden ist.
Als ein Verfahren zum Verbinden des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials mit der Innenfläche des zylindrischen eisenhaltigen Rückseitenmetalls wird ein Verfahren zum Aufdrücken oder Schrumpfen des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials oder ein Verfahren zum gleichzeitigen Sinterverbinden bevorzugt. Bei einem Verfahren zum gleichzeitigen Sinterverbinden enthält das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial vorzugsweise ein oder mehrere Elemente aus Al, Cu, Sn, Ti und P.
Da sich eine Menge des Karbids in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial auf bis zu 5 Vol.-% oder mehr erhöht, wird die Abriebsfestigkeit und Blockierfestigkeit hiervon verbessert. Wenn das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial bei einer Gleitflächendichtung für eine Öldichtungseinrichtung, die für ein Untersetzungsgetriebe und eine Laufrolle einer Baumaschine ausgestattet ist, verwendet wird, ist es notwendig, eine ausreichende Abriebsfestigkeit gegenüber Sand oder Schotter und eine ausreichende verbesserte Blockierfestigkeit zu haben. Dementsprechend wird ein Gesamtgehalt der Karbide in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial vorzugsweise auf 20 bis 40 Vol.-% besonders bevorzugt 25 bis 40 Vol.-% festgelegt.
(Beispiel 1)
(Gleichgewichtszusammensetzung eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials nach Sinterung)
In diesem Beispiel werden vier Arten von einem gemischten Legierungspulver (A bis D), wie in Tabelle 1 gezeigt ist, derart bereitgestellt, dass Fe-0,6 Gew.-% Kohlenstoff-0,3 Gew.-% Si-0, 45 Gew.-% Mn-15 Gew.-% Cr-3 Gew.-% Mo-1,2 Gew.-% V Legierungspulver und Fe-0,6 Gew.-% Kohlenstoff-0,3 Gew.-% Si-0,35 Gew.-% Mn-9 Gew.-% Cr-6 Gew.-% Mo-4 Gew.-% W-2 Gew.-% V Legierungspulver und Fe-0,6 Gew.-% Kohlenstoff-0,3 Gew.-% Si-4,5 Gew.-% Cr-5 Gew.-% Mo-6 Gew.-% W-2 Gew.-% V Legierungspulver hauptsächlich verwendet wurden und jedes Pulver von Ni, Co, Si, FeAl und FeP, die jeweils eine Korngröße unter 45 μm haben, und Graphitpulver, das eine durchschnittliche Korngröße von 6 μm oder weniger hat, hier hinzugemischt wurden. Dann wurde jedes der bereitgestellten gemischten Legierungspulver, zu denen Paraffinwachs mit 3 Gew.-% hinzugefügt wurde, bei einem Druck von 98 MPa verpresst, um Formteile bereitzustellen, die eine Zusammensetzung A, B, C und D haben. Als nächstes wurden die Formteile, die eine Zusammensetzung A und B haben, bei 1190°C für zwei Stunden vakuumgesintert, das Formteil, das eine Zusammensetzung C hat, wurde bei 1135°C für zwei Stunden vakuumgesintert, und das Formteil, das eine Zusammensetzung D hat, wurde bei 1230°C für zwei Stunden vakuumgesintert. Dann wurden, nach Runterkühlen in dem Schmelzofen auf 1000°C und dem Beibehalten für eine Stunde, die Formteile unter einer Nitrogengaslufthülle bei einem Druck von 53320 Pa abschreckgekühlt, und dann wurde eine Abriebsbearbeitung angewandt, um die Flächen jedes Formteils zu schneiden. Die Schnittfläche jedes Formteils wurde mittels eines Röntgenmikroskops (EPMA) untersucht, um die Konzentration jedes Legierungselements zu ermitteln, die in der Anfangsmartensitphase enthalten ist und in dem Karbid enthalten ist, das in der Anfangsmartensitphase ausgeschieden wird. Die Auswertung ist in Tabelle 2 gezeigt.
Die gesinterten Legierungen A und B sind Legierungen, wobei Co mit 3 Gew.-% und Ni mit 2 Gew.-% bzw. 4 Gew.-% zu einer 15Cr-3Mo basierenden Legierung, die mit Cr angereichert ist, hinzugefügt werden, so dass Karbid vom Typ Cr₇C₃ zu einem Gleichgewicht mit der Martensitphase (Anfangsphase) kommt. Die gesinterte Legierung C ist eine Legierung, wobei Cr, Mo und W in einer erhöhten Menge enthalten sind, so dass Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ M₆C zu einem Gleichgewicht mit der Martensitphase kommen. Die gesinterte Legierung D ist eine Legierung, wobei Karbid vom Typ M6C und eine kleine Menge von Karbid vom Typ MC zum Gleichgewicht mit der Martensitphase kommen.
In Tabelle 2 zeigen Spalten der Anfangsphase, M₇C₃ und M₆C Konzentrationen von Legierungselementen, die in der Anfangsphase und in jedem Karbid enthalten sind. KM7 zeigt einen Verteilungskoeffizienten eines Legierungselements M zwischen Karbid vom Typ Cr₇C₃ und der Anfangsphase (eine Menge (Gew.-%) des Legierungselements in dem Karbid vom Typ Cr₇C₃/eine Menge (Gew.-%) eines Legierungselements in der Anfangsphase), KM6 zeigt einen Verteilungskoeffizienten eines Legierungselements M zwischen Karbid vom Typ M₆C und der Anfangsphase (eine Menge (Gew.-%) eines Legierungselements in dem Karbid vom Typ M₆C/eine Menge (Gew.-%) des Legierungselements in der Anfangsphase) und KMM/C zeigt einen Verteilungskoeffizienten eines Legierungselements M zwischen Karbid vom Typ MC und der Anfangsphase (eine Menge (Gew.-%) des Legierungselements im Karbid vom Typ MC/eine Menge (Gew.-%) des Legierungselements in der Anfangsphase). Der Vergleich solcher Verteilungskoeffizienten jedes Legierungselements zeigt Charakteristika der Legierungselements.
13 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen Konzentrationen von Legierungselementen, die in Karbid vom Typ Cr₇C₃ enthalten sind, und Konzentrationen von Legierungselementen, die in der Anfangsphase enthalten sind, zeigt, welche zu einem Gleichgewicht mit dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ kommen. 14 ist ein Diagramm, das eine Beziehung zwischen Konzentrationen von einem Legierungselement, das im Karbid vom Typ M₆C enthalten ist, und Konzentrationen von Legierungselementen, die in einer Anfangsphase enthalten sind, zeigt, welche zu einem Gleichgewicht mit dem Karbid vom Typ M₆C kommen. 13 und 14 zeigen, dass jedes der Legierungselemente bei einem nahezu unveränderlichen Verhältnis dazwischen gelöst ist und Verteilungskoeffizienten der Legierungselemente unveränderlich ohne Bezug zu der Zusammensetzung des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials sind.
Tabelle 3 zeigt Verteilungskoeffizienten jedes Legierungselements zwischen den Karbiden vom Typ Cr₇C₃, M₆C und MC, welche bei der vorliegenden Erfindung verwendet werden, und der Austenitphase (Martensitphase nach Abschrecken). Mittels solcher Verteilungskoeffizienten der Legierungselemente werden folgende Tatsachen quantitativ gezeigt.

(1) Si und Al bilden keine feste Lösung mit Karbid vom Typ M₇C₃ aus; nahezu das gesamte Si und Al konzentriert sich in der Martensitanfangsphase, das die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase erhöht.
(2) V reichert Karbid vom Typ M₇C₃ in einer größeren Menge als Cr, Mo und W an, und bewirkt, dass Karbid vom Typ Cr₇C₃ eine feinkörnige Struktur hat. V reichert kaum Karbid vom Typ M₆C an. Bei einem Stahl, der Karbid vom Typ M₆C und eine Martensitphase aufweist, wird V ohne Umstände als Karbid vom Typ MC ausgeschieden und verbessert folglich die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase.
(3) Mo und W reichern Karbid vom Typ M₆C dichter an als Karbid vom Typ M₇C₃.
(4) Cr reichert bemerkenswerterweise Karbid vom Typ Cr₇C₃ an; es reichert kaum Karbid vom Typ M₆C an.
(5) Ni und Co reichern eine Martensitanfangsphase mehr als jedes Karbid an.

Die Verwendung der Verteilungskoeffizienten erlaubt in der vorliegenden Erfindung die Bestimmung geeigneter Konzentrationen von Kohlenstoff und jedes Legierungselements in der Martensitphase. Durch Festlegen von Arten und Mengen von Karbiden, die hierin gelöst sind, kann eine geeignete Zusammensetzung eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials erzielt werden.
Auf Basis von Verteilungskoeffizienten der Legierungselemente kann eine Zusammensetzung von Martensit und ein Gehalt von Karbid eines typischen SKD-Arbeitsstahls oder SKH-Arbeitsstahls, der von einer typischen Abschrecktemperatur abgeschreckt wird, aus einer Zusammensetzung des Stahls untersucht werden. Tabelle 4 zeigt eine Zusammensetzung der Martensitphase von jedem abgeschreckten Stahl und einen Gehalt von Karbid, der in dem Stahl gelöst ist. Wie in Tabelle 4 gezeigt ist, haben die SKD-Stähle (SKD1, SKD2, SKD11, D7 und SKD12, eine Abschrecktemperatur: 950 bis 1000°C) eine Martensitanfangsphase, die erzeugt ist, um Cr mit 4,5 bis 7 Gew.-% und Kohlenstoff mit 0,65 bis 0,9 Gew.-% zu enthalten, um eine Struktur zu haben, wobei die Martensitanfangsphase Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 8 bis 18 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 7 Vol.-% oder weniger enthält, die darin gelöst sind. Da eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration der Martensitanfangsphase hoch ist, ist eine Wärmerissfestigkeit des Stahls, verglichen mit Heißarbeitsstählen (zum Beispiel SKD7, SKD6, SKD61 und SKD62) mit ausgezeichneter Wärmerissfestigkeit, unzureichend. Bei SKH Stählen (SKH2, SKH9) kann ferner, da eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration der Martensitphase mit 0,5 bis 0,55 Gew.-% hoch ist, eine ausreichende Wärmerissbeständigkeit nicht erzielt werden.
Bei Arbeitsstählen auf Basis von hoch-Kohlenstoff und hoch-Cr, wie zum Beispiel SKD1, SKD2 und SKD11, die durch ein Standardverfahren abgeschreckt werden, ist Karbid vom Typ Cr7Cr3 gelöst und in der Martensitphase, welche eine feste Lösung mit Kohlenstoff mit 0,5 bis 0,7 Gew.-% ausbildet, bei einem Gehalt von 10 bis 15 Vol.-% ausgeschieden. Folglich ist die Wärmerissfestigkeit hiervon nicht ausreichend, da der Martensit eine hohe Kohlenstoffkonzentration aufweist. Im Hinblick auf ein Phasendiagramm einer Fe-C-Cr Dreifachlegierung bei 900 bis 1000°C (15, nachstehend beschrieben), die angemessene Abschrecktemperaturen für SKD-Stähle sind, und einer Gleichgewichtsbeziehung (konstante Kohlenstoffaktivität) in dem Phasendiagramm, wird in dieser Ausführungsform ein gesintertes Gleitelement, das mit einem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper sinterverbunden ist, bevorzugt, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper wenigstens Kohlenstoff mit 0,9 bis 3,8 Gew.-%, Cr mit 9 bis 35 Gew.-% und V mit 0 bis 3 Gew.-% enthält, so dass eine Martensitphase, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,2 bis 0,45 Gew.-%, eine im festen Zustand lösliche Cr-Konzentration mit 6,5 bis 12 Gew.-% und eine im festen Zustand lösliche V-Konzentration mit 0 bis 0,6 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0 bis 5 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt des Karbids von 5 bis 40 Vol.-% gelöst sind. Zusätzlich werden Mengen von Cr, V und Kohlenstoff, die zu dem gesinterten Gleitkörper hinzugefügt werden, angepasst, so dass die folgende Gleichung erfüllt wird: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Ferner enthält der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper ein oder mehrere Elemente, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Mo, W, Ti, Co, Cu und Al besteht, wenn erforderlich. Alternativ kann eine Zugabemenge von Kohlenstoff so angepasst werden, dass die folgende Gleichung erfüllt ist: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 0,15 × Si (Gew.-%) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 0,15 × Si (Gew.-%) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil), im Austausch zum Anpassen von Zugabemengen von Cr, V und Kohlenstoff, um die folgenden Gleichung zu erfüllen: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Um dementsprechend nachzuweisen, dass die Abriebsfestigkeit gleich oder höher als die des SKD Arbeitsstahls ist, wird es bevorzugt, Karbid (zum Beispiel Karbid vom Typ Cr₇C₃) mit einem Gehalt von 10 Vol.-% oder mehr zu lösen. Zu diesem Zweck enthält ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial vorzugsweise Kohlenstoff mit 1,05 bis 3,8 Gew.-% und Cr mit 12 bis 35 Gew.-%. Um die Abriebsfestigkeit weiter zu erhöhen, ist es bevorzugt, Kohlenstoff mit 1,45 bis 3,8 Gew.-% und Cr mit 14 bis 35 Gew.-% zu enthalten, um Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 15 Vol.-% oder mehr zu lösen. Wenn ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial bei einer Gleitflächendichtung verwendet wird, wird eine angemessene Abnutzungslebensdauer benötigt. Daher ist es bevorzugt, Kohlenstoff mit 1,85 bis 3,8 Gew.-% und Cr mit 16,5 bis 35 Gew.-% zu enthalten, um Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 20 Vol.-% oder mehr zu lösen. Die obere Grenze einer Menge von Cr, die zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt wird, wird so bestimmt, dass die obere Grenze des Gehalts des Karbids vom Typ Cr₇C₃, das gelöst werden soll, im Hinblick auf eine ausreichende Abriebsfestigkeit und Beanspruchbarkeit und wirtschaftliche Effizienz vorzugsweise 40 Vol.-% beträgt.
Um ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial mit ausgezeichneter Wärmerissfestigkeit, die gleich dem eines Heißarbeitsstahls, herzustellen, hat wenigstens die Martensitphase vorzugsweise eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,45 Gew.-% oder weniger, besonders bevorzugt 0,35 Gew.-% oder weniger. Um die Wärmerissfestigkeit zu erhöhen, wird die obere Grenze der im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase vorzugsweise mit 0,35 Gew.-% angepasst. Zur Anpassung einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration von 0,35 Gew.-% ist die obere Grenze der Zugabemenge von Kohlenstoff durch die folgende Gleichung gegeben: Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,68 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Eine solche Gegebenheit entspricht einer Tatsache, dass unlegierter Stahl oder legierter Stahl, der eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,5 Gew.-% oder weniger hat, für ein Induktionsabschreckverfahren, wobei Abschreckrisse ein Problem darstellen, ausgewählt wird.
Bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, das Karbid vom Typ Cr₇C₃ und eine Martensitphase hauptsächlich aufweist, im Fall, wobei Abschrecktemperaturen nach dem Sinterverbinden auf 900 bis 1000°C angepasst werden, um eine feste lösliche Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% einzustellen, wird eine angemessene Menge (Gew.-%) von Kohlenstoff zu einer Menge von Cr in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, welches in einem Bereich zwischen Verbindungslinien A und B in einem Phasendiagramm eines Fe-C-Cr Dreifachlegierung bei 900°C (15) gezeigt ist, durch die folgende Gleichung gezeigt: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58.
In 15 sind Zusammensetzungen zum Verteilen von Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10, 20, 30 und 40 Vol.-% durch unterbrochene Linien dargestellt. Zum Lösen von Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 Vol.-% ist Cr (Gew.-%) ≥ 10 Gew.-%, und zum Lösen von Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 40 Vol.-% oder weniger ist Cr (Gew.-%) ≤ 35 Gew.-%.
Wie in der Japanischen Patentanmeldung Nr. 2004-211132 beschrieben und von den Erfindern vorgeschlagen wird, verbessert die Erhöhung der Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase merklich die Blockierfestigkeit und Abriebsfestigkeit einer Gleitfläche, die unter einer schmierenden Randbedingung Sand oder Schotter ausgesetzt ist. Es wird bevorzugt, eine Härte von HRC50 oder mehr, besonders bevorzugt HRC55 oder mehr, selbst für ein Anlassen bei 600°C beizubehalten. Zusätzlich werden vorzugsweise Legierungsverbindungen derart entworfen, dass eine Konzentration jedes Legierungselements, die eine feste Lösung mit der Martensitphase bildet, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von 0,15 bis 0,45 Gew.-% hat, auf die zuvor genannte Gleichung zur Ermittlung eines Anlass-Enthärtungs-Parameters ΔHRC angewendet wird.
Hinsichtlich 16 (ein Phasendiagramm einer Fe-C-Mo Dreifachlegierung) ist eine maximale feste Löslichkeit von Mo, wobei Fe₆C oder Karbid vom Typ Mo₆C kaum gelöst und abgeschieden werden, ungefähr 4 Gew.-% (bei 900, 1000°C). Hinsichtlich Mo, das im Karbid vom Typ Cr₇C₃ angereichert ist und mit einem Gehalt von 10 bis 40 Vol.-% gelöst ist, ist eine geeignete Zusatzmenge von Mo 0,6 bis 6,5 Gew.-%.
Hinsichtlich 17 (ein Phasendiagramm einer Fe-C-W Dreifachlegierung) erfolgt die gleiche Erörterung wie die obige für W durchgeführt Beschreibung. Als ein Ergebnis beträgt eine Menge von Mo und W, die zu einem eisenhaltigen abriebsfesten Gleitmaterial hinzugefügt werden, 0,6 bis 7 Gew.-%. Insbesondere aus wirtschaftlichen Gründen wird eine maximale im festen Zustand lösliche Menge von Mo und W mit einer Matrixphase auf 2,5 Gew.-% oder weniger festgelegt, wobei die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit effizient erweitert wird, so dass jede Zugabemenge von Mo und W vorzugsweise mit 4 Gew.-% oder weniger gering beibehalten wird. Dies wird aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten vorgezogen.
Wie oben beschrieben, da V im Karbid vom Typ Cr₇C₃ angereichert ist und folglich eine Menge von V in der Martensitphase zurückbleibt, wird es nicht als ein Element bevorzugt, welches die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit der Martensitphase erhöht. Jedoch wirkt V, um Karbid vom Typ Cr₇C₃ in eine feinkörnige Struktur umzuwandeln. Dementsprechend wird zu einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, wobei die Martensitphase eine feste Lösung mit V bei einer maximalen Menge von 0,5 Gew.-% ausbildet, V in einer Menge von 1,1 bis 3,9 Gew.-% (Karbid vom Typ Cr₇C₃ bei einem Gehalt von 10 bis 40 Vol.-%) hinzugefügt. Bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, wobei hauptsächlich Karbid vom Typ Cr₇C₃ gelöst ist, wird es aus wirtschaftlichen Aspekten vorgezogen, eine Zugabemenge von V mit 4 Gew.-% oder weniger beizubehalten.
Bei einem gesinterten Gleitmaterial auf Basis von SKH, wobei Karbid vom Typ MC zusätzlich zu Karbid vom Typ M₆C, gelöst ist, wird von einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration einer Martensitphase des gesinterten Gleitmaterials in „J. Japan Inst. Metals” 2 (1963), S. 564, 3, „Carbon Concentration in Matrix Changed Accompanied with a Solid Solution of Carbide” berichtet. Dieser Bericht schlägt vor, dass zur Regulierung einer festen löslichen Konzentration von Kohlenstoff in der Martensitphase auf 0,4 Gew.-% oder weniger eine Abschrecktemperatur nach dem Sinterverbinden innerhalb eines Bereichs von 900 bis 1100°C, der niedriger ist als die Abschrecktemperaturen für einen herkömmlichen SKH Schnellarbeitsstahl mit 1200 bis 1350°C, festgelegt wird. Das Abschrecken bei solch niedrigen Temperaturen ist eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung.
Darüber hinaus wird die gleiche Erörterung wie zu der obigen Beschreibung eines Phasendiagramms einer Fe-C-Cr Dreifachlegierung auf ein Phasendiagramm einer Fe-C-Mo Dreifachlegierung, wie in 16 gezeigt, und ein Phasendiagramm einer Fe-C-W Dreifachlegierung, wie in 17 gezeigt, angewandt. In diesen Abbildungen werden die Verbindungslinien A und B, welche 0,15 Gew.-% bzw. 0,4 Gew.-% einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration eines Martensitphasengleichgewichts mit Karbid vom Typ M₆C durchschreiten, als mathematische Formeln dargestellt. Ein Vergleich der Verbindungslinie einer Fe-C-Mo Dreifachlegierung mit der Verbindungslinie einer Fe-C-W Dreifachlegierung zeigt, dass ein Gradient der Verbindungslinie einer Fe-C-W Dreifachlegierung ungefähr die Hälfte eines Gradienten der Verbindungslinie einer Fe-C-Mo Dreifachlegierung zeigt, und eine Menge (Gew.-%) von Mo in der Martensitphase des Fe-C-Mo Dreifachlegierungsgleichgewichts mit Karbid vom Typ M₆C ist nahezu gleich einer Menge (Gew.-%) von W in der Martensitphase des Fe-C-W Dreifachlegierungsgleichgewichts mit Karbid vom Typ M₆C. Daher wird, wenn Mo hinzugefügt wird, das neben W besteht, eine Gleichgewichtsbeziehung zwischen Zusammensetzungen von Karbid vom Typ M6C und einer Martensitphase als 0,5 × W (Gew.-%) = Mo (Gew.-%) von dem Phasendiagramm einer Fe-C-Mo Dreifachlegierung aufgezeigt. Von den mathematischen Formeln der Verbindungslinien A und B ergibt sich eine geeignete Konzentration (C Gew.-%) von Kohlenstoff in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial in einfacher Weise aus der folgenden Gleichung: 0,043 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 0,33.
Hinsichtlich von Karbid vom Typ MC ist es möglich, dass ein Gehalt von Kohlenstoff bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial (ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper) innerhalb eines Bereichs liegt, der durch die folgende Gleichung dargestellt wird: 0,043 (besonders bevorzugt 0,05) × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%) + 0,33 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil). Darüber hinaus ist es hinsichtlich eines Karbids vom Typ Cr₇C₃ möglich, dass ein Gehalt von Kohlenstoff in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial (ein eisenhaltiger gesinterter Gleitkörper) innerhalb eines Bereichs liegt, der durch die folgende Gleichung dargestellt wird: 0,043 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%) + 8,5 × Karbid vom Typ Cr₇C₃ (Volumenanteil) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 0,33 + 8,5 × Karbid vom Typ Cr₇C₃ (Volumenanteil) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Hinsichtlich dieser Ergebnisse wird es aus wirtschaftlichen Aspekten vorgezogen, Mo positiv unter Beibehaltung einer Zugabemenge von W so gering wie möglich hinzuzufügen. Zum Zweck einer Erhöhung der Sinterfähigkeit eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials und der Anlass-Enthärtungs-Festigkeit einer Martensitphase hiervon wird es vorgezogen, hauptsächlich Mo und nicht unbedingt W hinzuzufügen.
Die Berechnung einer geeigneten Zusammensetzung eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials wird durch Festlegen von Konzentrationen von Kohlenstoff und Legierungselementen in der Martensitphase und ferner einer Menge von Karbid vom Typ M₆C möglich, um diese mittels Verteilungskoeffizienten KM6 der Legierungselemente, wie beispielsweise Mo, W und Cr, zu lösen.
(Beispiel 2)
(Sinterverbindungsversuch eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials und seiner Gleiteigenschaft)
18 ist eine Querschnittsansicht, die eine Form einer Probe eines Axialdrucklagers mit Kragen zeigt, und 19A und 19B zeigen ein Schwingungsprüfgerät.
In diesem Beispiel wurde ein Axialdrucklager mit einem Kragen, das in 18 gezeigt ist, für einen Schwingungsversuch, der ein Schwingungsprüfgerät verwendet, das in 19 gezeigt ist, angefertigt. Das Schwingungsprüfgerät wurde derart betrieben, dass ein Probenpaar mit seinen sich gegenüberliegenden Gleitflächen in Kontakt steht und eine Rotationsachse der ersten Probe einen schiefen Winkel von 2° mit Bezug auf die zweite Probe beibehält. Die erstgenannte Probe wurde um seine Rotationsachse in beide Richtungen in Schwingung versetzt durch Aufbringung einer Belastung (P) bei einem Schwingungszyklus, der in 19B (eine Abszisse: Periode, eine Längsachse: Winkel) gezeigt ist, wobei ein Schwingungswinkel 120° und eine Schwingungsgeschwindigkeit 2 m/min betrug. In diesem Beispiel wurde jede Probe bei einem vorgespannten Kontaktzustand (ein schiefer Zustand) gehalten und in Schwingung versetzt, während eine Belastung aufgebracht wurde, die mit 1 t zu jeder 500-sten Schwingung erhöht wurde. Die Wärmerissfestigkeit und die Blockierfestigkeit wurden mittels einer Belastung bewertet, sobald ein Wärmeriss oder ein Blockieren eintrat. Für vergleichende Proben wurden Axialdrucklager, die aus herkömmlichem abgeschreckten und angelassenen SUJ2-, SKD6-, SKD11- und SKH9-, und SCM420H-Stahl hergestellt wurden, der bei 930°C einsatzgehärtet-abgeschreckt und angelassen wurde, um eine Oberflächen Kohlenstoffkonzentration von 0,8 Gew.-% zu haben, angefertigt.
Jeder der eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper, die in Tabelle 5 und Tabelle 6 gezeigt sind, wurde mit einem Kragen aus S50C Hartstahl bei 1130 bis 1280°C sinterverbunden und dann hinsichtlich seiner Sinterverbindungsfähigkeit unter Verwendung eines Ultraschallfehlererkennungsverfahrens überprüft. Die eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterialien Nr. 20 bis Nr. 30, die in Tabelle 5 gezeigt sind, weisen hauptsächlich Legierungsstahlpulver Nr. 16 auf, zu welchem Cu unter 75 μm, Cu-10 Gew.-% Sn, Fe 25 Gew.-% P, Cu 8 Gew.-% P, SiO₂ gemahlenes Pulver, Si-Pulver unter 53 μm, Cr-Pulver unter 53 μm, Mo, Ni, Co, Si₃N₄, Graphitpulver (KS6, hergestellt durch RONZA), das eine durchschnittliche Korngröße von 6 μm hat, und Mo/Cu-überzogene Partikel und Graphit/Cu-überzogene Partikel, die eine durchschnittliche Korngröße von 0,03 bis 0,5 mm haben, in einer geeigneten Menge hinzugefügt wurden.
Jedes Material, das in Tabelle 5 und Tabelle 6 gezeigt ist, zu dem Wachs mit 3 Gew.-% hinzugefügt wurde, wurde bei 100°C für 10 Minuten mittels eines Hochgeschwindigkeitsmischers mischungsgekörnt. Danach wurde jedes gekörnte Material auf einer ringröhrenförmigen Platte auf einer oberen Oberfläche des Axialdrucklagers mit einem Kragen, gezeigt in 18, bei einem Anpressdruck von 98 MPa ausgebildet und bei der zuvor genannten Sinterungstemperatur mittels eines Vakuumofens sinterverbunden. Nachdem der Ofen auf 960°C heruntergekühlt wurde, wurde jedes Formteil mit N₂-Gas bei 66650 Pa abschreckgekühlt und dann bei 200°C für zwei Stunden angelassen.
Tabelle 5 und Tabelle 6 zeigen sinterverbundene Verhältnisse und Belastungen, sobald ein Wärmeriss oder ein Blockieren eintreten.
Die Legierungen Nr. 1 bis Nr. 6 sind Legierungen, wobei P mit einer Menge von 0,9 bis 1,6 Gew.-% enthalten ist, um die Sinterungsfähigkeit eines eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials zu verbessern und seine Sinterungsverbindungsfähigkeit mit einem Rückseitenmetallstahl zu verbessern, und eine Martensitphase hat eine abgesenkte lösliche feste Kohlenstoffkonzentration und enthält Karbid vom Typ MC und Si₃N₄, das darin durch Hinzugabe von V gelöst und abgeschieden wird. Ein Vergleich der Legierung Nr. 1 (eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration: 0,6 Gew.-%) mit den Legierungen Nr. 2, Nr. 4 und Nr. 5 zeigt, das eine Dispersion des Karbids vom Typ MC und Si₃N₄ die Wärmerissfestigkeit merklich verbessert. Ein Vergleich der Legierung Nr. 2 den Legierungen Nr. 4 und Nr. 5 zeigt, dass eine Erhöhung der Konzentrationen von Mo und Cr in der Martensitphase die Anlass-Enthärtungs-Festigkeit verbessert und folglich die Wärmerissfestigkeit merklich verbessert.
Darüber hinaus zeigt ein Vergleich der Legierungen Nr. 1 und Nr. 2, die Phosphorverbindungen, wie zum Beispiels Fe₃P und V₂P, die darin gelöst sind, mit SUJ2, SKD6, SKD11, SHH9 und einsatzgehärtetem abgeschreckten Stahl enthalten, dass eine Dispersionsphosphorzusammensetzung und Karbid vom Typ MC und eine Verringerung einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration in Martensit die Wärmerissfestigkeit merklich verbessert.
Ein zusätzlicher Vergleich der Legierungen Nr. 7 bis Nr. 23 zeigt, dass die Legierungen, außer den Legierungen Nr. 8, Nr. 10, Nr. 13 und Nr. 16, die eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in Martensit mit 0,5 Gew.-% oder mehr haben, hinsichtlich ihrer Wärmerissfestigkeit verbessert sind. Die Legierungen Nr. 20 und Nr. 21, die eine erhöhte Menge von Karbid vom Typ Cr₇C₃ haben, sind hinsichtlich ihrer Wärmerissfestigkeit verbessert. Ein Vergleich der Legierung Nr. 17 mit der Legierung Nr. 19 zeigt, dass eine Zugabe von Si eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in Martensit verringert, wodurch die Wärmerissfestigkeit verbessert wird. Bei den Legierungen Nr. 14 und Nr. 15 verbessert eine Verringerung einer im festen Zustand löslichen Kohlenstoffkonzentration in der Martensitphase und eine Erhöhung eines Gehalts des Karbids vom Typ MC, die da drin gelöst ist, die Wärmerissfestigkeit. Bei der Legierung Nr. 22 verbessert verteiltes Karbid vom Typ M₆C durch Zugabe von Mo und W die Wärmerissfestigkeit. Bei Legierung Nr. 23 verbessert ferner eine Zugabe von Ni und Co die Wärmerissfestigkeit merklich.
Die Legierung Nr. 16 wurde bei einem Standardmaterial mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und Abriebsfestigkeit für ein gesintertes Gleitmaterial, das bei einer Gleitflächendichtung verwendet wurde, verwendet. Die Legierungen Nr. 24 bis Nr. 26 sind Legierungen, wobei die Legierung Nr. 16 (eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in Martensit ist 0,9 Gew.-%) Cu-Partikel und Cu-Legierungspartikel, die darin gelöst sind, enthält. Eine Zugabe der Cu-Partikel oder der Cu-Legierungspartikel wirkt sich hinsichtlich der Sinterungsfähigkeit und der Sinterungsverbindungsfähigkeit nicht zum Nachteil aus. Ein Vergleich der Legierungen Nr. 24 bis Nr. 26 mit der Legierung 16 zeigt, dass die Legierung Nr. 24 bis Nr. 26 hinsichtlich ihrer Wärmerissfestigkeit merklich verbessert sind. Wie in 20A gezeigt ist, die eine Struktur der Legierung Nr. 25 zeigt, sind Cu-Partikel in einer körnigen Form gelöst. Eine solche Anordnung wird vorgezogen, um die Verformbarkeit beim Gleiten zu verbessern. Die Legierung Nr. 25, zu der Cu 10 Gew.-% Sn hinzugefügt wird, ist hinsichtlich der Wärmerissfestigkeit besonders effektiv. In einem solchen Fall enthalten die Cu-Partikel, die darin verteilt sind, vorzugsweise ein oder mehrere Legierungselemente von Sn, Ni, Ti und P, welche positiv zu einem Gleitmaterial auf Basis von Kupfer mit einer Menge von 5 bis 15 Gew.-% hinzugefügt werden.
Die Legierung Nr. 27 ist eine Legierung, wobei Si₃N₄ zusätzlich zu Karbid gelöst ist, wobei eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration der Martensitphase auf 0,4 Gew.-% oder weniger abgesenkt wird und Karbid vom Typ Cr₇C₃ hierbei daneben besteht, wodurch sich merklich eine Verbesserung der Wärmerissfestigkeit ergibt. Verglichen mit den Legierungen Nr. 6 und Nr. 9 zeigt ein solches Ergebnis, dass eine Verteilung von Si₃N₄-Partikeln besonders effektiv ist, um die Wärmerissfestigkeit zu verbessern.
Wie in 20B gezeigt ist, ist die Legierung Nr. 28 eine Legierung, wobei die Legierung Nr. 16, zu der SiO₂ mit 2,5 Gew.-% hinzugefügt wird, gesintert wird, so dass SiO₂ durch einen intensiven Reduzierungseinfluss von Kohlenstoff beim Sintern reduziert wird, wodurch Poren an Abschnitten erzeugt werden, wo SiO₂-Partikel existieren. Zusätzlich wird nach dem Sintern eine Legierung Nr. 28 angefertigt, um Kohlenstoff mit 2 Gew.-% und Si mit 1,77 Gew.-% zu enthalten. Die Legierung Nr. 28 ist hinsichtlich der Wärmerissfestigkeit merklich verbessert, da ihre Schmierungsleistung durch die Poren begünstigt wird, die durch die Reduktion von SiO₂ erzeugt werden.
Die Legierungen Nr. 29 und Nr. 30 sind Legierungen, wobei Graphit- und Mo-Metallphasen als feste Schmierung hauptsächlich gelöst sind. Die Legierungen Nr. 29 und Nr. 30 sind hinsichtlich ihrer Wärmerissfestigkeit merklich verbessert. Daher wird für W und CaF₂ angenommen, dass diese den gleichen Effekt wie die Graphit- und die Mo-Metallphase haben.
Die Legierungen Nr. 31 bis Nr. 36 sind Legierungen, wobei hauptsächlich Karbid vom Typ M₆C gelöst ist. In diesen Legierungen verbessert eine Zugabe von P die Sinterungsfähigkeit und die Fähigkeit des Sinterverbindens, und die Verteilung von Phosphorverbindungen (FeMoP) verbessert die Wärmerissfestigkeit. Darüber hinaus verbessert eine erhöhte Menge von Karbid vom Typ M₆C ferner die Wärmerissfestigkeit.
21 zeigt ein Bild einer gesinterten Struktur der Legierung Nr. 32, die ein Röntgenmikroskop verwendet, und eine Auswertung davon. Das Bild zeigt, dass Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC, die beim Sintern erzeugt werden, an Kornrändern abgeschieden werden. Eine solche Karbid- und Phosphorzusammensetzung (FeMoP oder V₂P) wird an den Partikeln bei einem Prozess abgeschieden, der die Temperatur auf eine Abschrecktemperatur von 960°C verringert. Zusätzlich zeigt die Auswertung des Röntgenmikroskops von dem Karbid vom Typ M₆C und dem Karbid vom Typ MC, die an den Kornrändern (gezeigt in 21) abgeschieden werden, ein Merkmal, das Si und P merklich vom Karbid vom Typ MC und Karbid vom Typ Cr₇C₃ abgeführt werden, das im Karbid vom Typ M₆C merklich angereichert ist (Verteilungskoeffizienten von Si und P lauten wie folgt: KSi₆, KP₆ = 2, welche durch eine weitere Auswertung ermittelt wurden). Bei einem herkömmlichen Schnellarbeitsstahl, wobei Karbid vom Typ M₆C gelöst ist, wird ein Gehalt von Si, der darin enthalten ist, auf 0,4 Gew.-% oder weniger begrenzt. Eine Zugabemenge von Si verringert den Schmelzpunkt des Karbids vom Typ M₆C und verringert folglich die Abschrecktemperatur, so dass eine ausreichende Menge von einer festen Lösung zum Nachweis des zweiten Anlasshärtens kaum benötigt wird. Zusätzlich begünstigt eine große Zugabemenge von Si ein beständiges Abscheiden des Karbids vom Typ M₆C beim Anlassen und folglich verringert es den Effekt von Mo und W zur Verbesserung der Anlass-Enthärtungs-Fähigkeit. Im Gegensatz dazu erhöht bei einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, wobei Karbid vom Typ M₆C hauptsächlich verteilt ist, eine Zugabe von Si und P die Sinterungsfähigkeit und Sinterungsverbindungsfähigkeit. Daher ist die obere Grenze einer Zugabemenge von Si vorzugsweise auf 1,5 Gew.-% zur Erzielung einer notwendigen Anlass-Enthärtungs-Festigkeit begrenzt, und die obere Grenze einer Zugabemenge von P ist vorzugsweise auf 0,35 Gew.-% oder weniger zur Verbesserung der Sinterungsfähigkeit und der Sinterungsverbindungsfähigkeit begrenzt. P und B, welche keine große Menge einer festen Lösung mit der Martensidphase bilden, und eine Cu-Komponente, welche die Aushärtung von Ni-Mo in der Martensidphase begünstigt, sind vorzugsweise hinzugefügt.
Die Legierungen Nr. 37 bis Nr. 39 sind Legierungen, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ neben Karbid vom Typ M₆C existiert. Die Legierung Nr. 38, wobei eine Zugabemenge von Kohlenstoff verringert wird und folglich eine Menge von Karbid vom Typ Cr₇C₃ verringert wird und ferner eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration von der Martensitphase herabgesetzt wird, und die Legierung Nr. 39, wobei Ni hinzugefügt wird, um eine Menge des enthaltenen Austenits zu erhöhen, sind hinsichtlich ihrer Wärmerissfestigkeit verbessert.
(Beispiel 3)
(Gleitflächendichtungseigenschaften von einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial)
22A und 22B zeigen eine Konstruktion einer Probe für eine Sinterverbindungsprüfung, und 23 zeigt schematisch ein Gleitflächendichtungsprüfgerät.
In diesem Beispiel wurde jedes gemischte Pulver, das eine Zusammensetzungen hat, die in Tabelle 5 und Tabelle 6 in Beispiel 2 gezeigt ist, zu einem ringröhrenförmigen Formteil, das in 22A gezeigt ist, bei einem Formgebungsdruck von 98 MPa ausgebildet, und jedes Formteil wurde auf einem Basismaterial angeordnet, das aus einem SS-Stahl bearbeitet wurde und dann darauf bei 1100 bis 1280°C für zwei Stunden mittels eines Vakuumofens sinterverbunden wurde, so dass eine relative Dichte einer gesinterten Schicht 93% oder mehr betrug. Nach Kühlung in der Ofenatmosphäre auf 960°C und dem Aufrechthalten für 30 Minuten wurde jedes Formteil in einer N₂-Gasatmosphäre bei 400 torr abgeschreckt. Dann wurde jedes Formteil bei 200°C für zwei Stunden angelassen, um eine Probe für die Sinterverbindungsprüfung anzufertigen.
Die Probe für einen Sinterverbindungstest wurde zu einem Formstück geschliffen, das in 22B gezeigt ist, das eine zum Teil vergrößerte Schnittansicht hiervon zeigt, und dann durch Polieren einer Dichtfläche mit 2 mm Breite auf einer oberen Fläche davon bearbeitet. Die Proben, die so bearbeitet wurden, wurden an der Luft hinsichtlich der Wärmerissfestigkeit und der Blockierfestigkeit mittels eines Gleitflächendichtungsprüfgeräts (ein Gleitprüfgerät), das in 23 gezeigt ist, begutachtet. Das Gleitflächendichtungsüberprüfgerät wurde so angewandt, dass jede präparierte Probe als ein Paar von Dichtringen verwendet wurde, bei denen ihre Dichtungsoberflächen miteinander in Kontakt gebracht wurden mit einer wechselnden Belastung und einer Drehgeschwindigkeit, die auf die Dichtflächen aufgebracht wurde. Dann wurde der gleiche Versuch in schmutzigem Wasser, das SiO₂ mit ungefähr 50 Gew.-% enthält, zur Untersuchung der Abriebsfestigkeit durchgeführt.
Die Wärmerissbeständigkeit und die Blockierfestigkeit wurden mittels einer Rotationsgeschwindigkeit, wobei der Festsetzwiderstand sich rasch unter einer Bedingung erhöht, wobei eine Dichtungslast (ein Leitungsdruck = eine Belastung/eine Länge in der Dichtungsoberfläche) auf 2 kg/cm gehalten wurde, ausgewertet. Die Abriebsfestigkeit wurde mittels einer beweglichen Distanz (mm) eines Dichtungsflächenkontaktabschnitts ausgewertet, nachdem das Dichtungsprüfgerät bei einem Leitungsdruck von 0,196 N/m und einer Drehgeschwindigkeit von 1 m/Sekunde für 500 Stunden fortsetzend betrieben wurde. Wie für eine Legierung, die eine unnormale Abriebsleistung zeigt, wurde ein Leitungsdruck auf 0,098 N/m verringert, und dann wurde die Abriebsfestigkeit ausgewertet. Die Ergebnisse sind durch „PV-Werte”, welche die Wärmerissbeständigkeit in 24 zeigen, und eine rechte Spalte von Tabelle 5 dargestellt.
Für vergleichende Proben hinsichtlich der Abriebsfestigkeit und der Blockierfestigkeit wurden Gusseisendichtungsmaterialien erzeugt (Fe15Cr3Mo, FC9Cr6Mo), wobei jede eine Zusammensetzung von Fe-3,4C-1,5Si-15Cr-2,5Mo-1,5Ni und Fe-3,5C-1,5Si-9Cr-6Mo-4,5W-2V-2Ni-3Co, und SKD11 und SKH9, die in Tabelle 6 dargestellt sind, hat. Die Ergebnisse sind in 24 und Tabelle 6 gezeigt.
Der PV-Wert jedes Elements, das in Tabelle 5 und Tabelle 6 gezeigt ist, hat die gleiche Tendenz wie die kritische Belastung gegenüber der Wärmerissbildung, die in Beispiel 2 ausgewertet wurde.
Eine unterbrochene Linie in 24 zeigt eine Standardabriebsfestigkeit, die für eine Gleitflächendichtung einer Baumaschine benötigt wird. Für eine Gleitflächendichtung einer Baumaschine wird zum Beispiel eine gesinterte Legierung, wie beispielsweise Legierungen Nr. 3 und Nr. 17, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von ungefähr 15 Vol.-% gelöst sind und eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in der Martensidphase mit 0,45 Gew.-% angepasst ist, hinsichtlich der Abriebsfestigkeit bevorzugt. Da die Abriebsfestigkeit mit Erhöhung einer Menge von Karbid verbessert wird, wird es vorgezogen, ein oder mehrere Karbide einzubinden, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 20 oder mehr Vol.-% besteht.
Die Legierungen Nr. 13, Nr. 16 und Nr. 37 und der Hoch-Kohlenstoff und Hoch-Cr, Mo-Gusseisen, die Probleme hinsichtlich der Wärmerissfestigkeit haben, wie in Beispiel 2 gezeigt ist, zeigen einen merklich unnormalen Abrieb, der von feinen Wärmerissen durch eine Ermittlung hinsichtlich des Abriebswiderstandes bei einer Leitungsbelastung von 2 kg/cm begleitet wird; eine gesinterte Legierung, wobei eine im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in Martensit auf 0,5 Gew.-% oder weniger begrenzt ist, zeigt keine Wärmerisse nach dem Versuch.
(Beispiel 4)
(Ablenkfestigkeit und Zähigkeit von einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial)
Bei diesem Beispiel werden die eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterialien Nr. 16, Nr. 17 und Nr. 32, die in Tabelle 5 und Tabelle 6 bei Beispiel 2 gezeigt sind, hinsichtlich der Ablenkfestigkeit und der Zähigkeit untersucht. Die Ergebnisse sind in 25 hinsichtlich eines Gehalts (Vol.-%) von Karbid gezeigt. In 25 zeigt ein Material, das mit „/Temp.” nachstehend zur „Nummer” (zum Beispiel Nr. 16/Temp.) bezeichnet ist, dass das Material angelassen ist.
Das Anlassen bei 200°C nach Abschrecken von 960°C verbessert die Beulfestigkeit des eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterials und erhöht seinen maximalen Durchbiegungsbetrag, wodurch sich die Zähigkeit verbessert. Insbesondere wird eine solche Tendenz signifikant nachgewiesen, wenn eine gesinterte Legierung eine höhere im festen Zustand lösliche Kohlenstoffkonzentration in Martensit hat und eine größere Menge von Karbid, wie beispielsweise Nr. 16, enthält.
Bei einem gesinterten Gleitmaterial, das bei 200°C angelassen ist, verringert sich die Beulfestigkeit mit der Erhöhung der Menge von Karbid. Da ein Axialdrucklager, das mit einer großen Versatzlast beaufschlagt ist, häufig mit einer Biegebeanspruchung von ungefähr 588 MPa beansprucht wird, wird es vorgezogen, einen Gehalt von Karbid mit 25 Vol.-% oder weniger, besonders bevorzugt 20 Vol.-% oder weniger, niedrig zu halten. Wie in 11 gezeigt ist, da eine Gleitflächendichtung für ein Dichtungsverfahren durch Gummi-O-Ringe ausgestattet ist, wird die Biegebeanspruchung 98 MPa nicht übersteigen. Daher kann ein Gehalt von Karbid, der in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gelöst ist, auf ungefähr 50 Vol.-% erhöht werden, allerdings sind 40 Vol.-% oder weniger bevorzugt.
Wie nachstehend beschrieben wird, zeigt ein Vergleich der Verteilungskoeffizienten KM-, jedes Legierungselementes M in einem Gleichgewichtszustand von Austenit mit Karbid vom Typ Cr₇C₃ (der Verteilungskoeffizient KM₇ = eine Konzentration von einem Legierungselement M in dem Karbid vom Typ Cr₇C₃/eine Konzentration des Legierungselements M in dem Austenit), dass die Elemente den Karbid vom Typ Cr₇C₃ hinsichtlich von V > Cr > Mo > W dichter anreichern. Daher bildet V das Karbid vom Typ Cr₇C₃ in feine Körner (KV₇:17, KCr₇:6,5, KMo₇:2,5 und KM7:2,9), und Si, Al, Ni und Co werden merklich vom Karbid vom Typ Cr₇C₃ freigesetzt und reichern sich im Austenit an.
Ein Vergleich der Verteilungskoeffizienten KM₆ jedes Legierungselements M in einem Gleichgewichtszustand von Martensid mit Karbid vom Typ M₆C zeigt, dass sich die Elemente im Karbid vom Typ M₆C in der Reihenfolge von W > Mo > V > Si dichter anreichern (KW₆:23, KMo₆:20, KV₆:5,5 und KSi₆:2,4). Cr wird vom Karbid vom Typ M₆ leicht freigesetzt und reichert sich in der Austenitphase an, und Ni und Cu werden vom Karbid vom Typ M₆C freigesetzt.
Wie später beschrieben wird, reichert sich V im Karbid vom Typ Cr₇C₃ bei einem Gleichgewichtszustand des Austenits mit Karbid vom Typ Cr₇C₃ in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial so an, um eine Konzentration zu haben, die dem 17-fachen einer Konzentration von V im Austenit entspricht. Um im Austenit V in einer Menge von 0,5 Gew.-% oder mehr zu enthalten, um Karbid vom Typ MC zu bilden, während der Austenit neben dem Karbid vom Typ Cr₇C₃ in einem Gehalt von 10, 20, 30 und 40 Volumenprozent nebeneinander existiert, wird V notwendigerweise in einer Menge von 1,1, 1,7, 2,3 und 3,9 Gew.-% oder mehr zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt. In einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, wobei Karbid vom Typ Cr₇C₃ hauptsächlich verteilt ist, wird es wirtschaftlich nicht vorgezogen, dass V hinzugefügt wird, um Karbid vom Typ MC zu dem Zweck der Verbesserung der Abriebsfestigkeit abzuscheiden. Stattdessen wird es vorzugsweise, V in einer kleinen Menge, wie 0,5 bis 4 Gew.-%, hinzugefügt, um zu verhindern, dass sich Karbid vom Typ Cr₇C₃ beim Sintern vergröbert.
Wenn jedoch Karbid vom Typ MC zusätzlich zu Karbid vom Typ M₆C in einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial gelöst ist, reichert sich V unbedeutsam im Karbid vom Typ M₆C an. Damit Austenit V in einer Menge von 0,5 Gew.-% enthält, um Karbid vom Typ MC zu bilden, während das Austenit mit Karbid vom Typ M₆C in einem Gehalt von 10, 20, 30 und 40 Vol.-% nebeneinander besteht, wird V notwendigerweise in einer Menge von 0,74, 0,97, 1,21 bzw. 1,44 Gew.-% oder mehr zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt. In einem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial, wobei Karbid vom Typ M₆C hauptsächlich gelöst ist, ist es selbstverständlich, dass V hierzu hinzugegeben wird, um Karbid vom Typ MC abzuscheiden, was zu einer effektiven Verbesserung der Abriebsfestigkeit führt. Diese Tatsache stimmt mit der Tatsache überein, dass bei einem Schnellarbeitsstahl SKH10 (SEAT15), der Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC in einer Gesamtmenge von ungefähr 13 Vol.-% enthält, V hinzugefügt wird, um einen Gehalt des Karbids vom Typ MC auf ungefähr 10 Vol.-% zur Verbesserung der Abriebsfestigkeit zu erhöhen. In der vorliegenden Erfindung ist die obere Grenze der Zugabemenge von V auf 10 Vol.-% festgelegt, um Karbid vom Typ MC bei einem Maximalgehalt von 20 Vol.-% zu lösen. Wenn Karbid vom Typ MC bei einem großen Gehalt gelöst wird, ist es notwendig, ein Legierungselement, wie beispielsweise Ti, Nb und Zr, zusätzlich zu V, hinzuzufügen. Jedoch wird das Hinzufügen solcher Legierungselemente in einer großen Menge für ein eisenhaltiges gesintertes Gleitmaterial von einem wirtschaftlichen Gesichtspunkt aus nicht vorgezogen. Dementsprechend ist, hinsichtlich eines Karbids vom Typ MC, das in Schnellarbeitsstählen außer SKD10 verteilt ist, Karbid vom Typ MC bevorzugt mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger enthalten.
Wenn Legierungselemente, wie beispielsweise Ti, Nb und Zr zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial hinzugefügt werden, um das Karbid vom Typ MC zu lösen, wird notwendigerweise Kohlenstoff zu dem eisenhaltigen gesinterten Gleitmaterial in einer angemessenen Menge, die eine stöchiometrische Menge von Kohlenstoff enthält, die für Karbid vom Typ MC verwendet wird, hinzugefügt.

Claims

Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) eine Martensitphase aufweist, die eine Konzentration an im festen Zustand gelösten Kohlenstoff von 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat und Karbid mit einem Gehalt von 5 bis 50 Vol.-% enthält.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) wenigstens mit geschlossenen Poren oder Vertiefungen auf seiner Gleitfläche in einem Flächenanteil von 1 bis 10% ausgebildet ist.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei das eisenhaltige gesinterte Gleitmaterial ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Chrom mit 9 Gew.-% oder mehr, Mo mit 3,5 Gew.-% oder mehr, Mo und W in einer Gesamtmenge von 4,5 Gew.-% oder mehr und V mit 3 Gew.-% oder mehr besteht, so dass die Martensitphase ein oder mehrere Karbide aus der Gruppe vom Typ Cr₇C₃, vom Typ M₆C, und vom Typ MC enthält, die darin gelöst sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) 0,9 bis 3,8 Gew.-% Kohlenstoff, 9 bis 35 Gew.-% Cr, und 0 bis 3 Gew.-% V enthält, wobei der Gehalt an Kohlenstoff die folgende Gleichung erfüllt: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil), und wobei der Gleitkörper (20) eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine feste Lösung mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% Kohlenstoff und 6,5 bis 12 Gew.-% Cr bildet, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder weniger enthält, die darin bei einem Gesamtgehalt der Karbide von 5 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Mo, W, Ti, Co, Cu und Al bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 4, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) wenigstens 1 bis 3,5 Gew.-% Si oder 0,5 bis 2 Gew.-% Al enthält.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 5, wobei der Gehalt an Kohlenstoff in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20) die folgende Gleichung erfüllt: 0,143 × Cr (Gew.-%) – 1,41 + 0,15 × Si (Gew.-%) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,156 × Cr (Gew.-%) – 0,58 + 0,15 × Si (Gew.-%) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil), wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) eine Martensitphase hat, die eine feste Lösung mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% Kohlenstoff, 6,5 bis 12 Gew.-% Cr und wenigstens 1 bis 5 Gew.-% Si oder 0,5 bis 4 Gew.-% Al bildet, und Mo oder Mo und W in einem Gesamtgehalt von 0 bis 4,0 – 0,5 × (Si (Gew.-%) + Al (Gew.-%)) enthält.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 4, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) entweder 1,6 bis 6,5 Gew.-% Mo oder einen Gesamtgehalt von 1,6 bis 6,5 Gew.-% an Mo und W enthält, und die Martensitphase ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Mo mit 1,5 bis 4 Gew.-%, Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 1,5 bis 4 Gew.-% und V mit 0 bis 0,6 Gew.-% bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) 1,8 bis 4,5 Gew.-% Kohlenstoff, 12 bis 30 Gew.-% Cr, 3,5 bis 10 Gew.-% V und entweder 2 bis 6,4 Gew.-% Mo oder einen Gesamtgehalt von 2 bis 6,4 Gew.-% an Mo und W enthält und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine feste Lösung mit 0,2 bis 0,45 Gew.-% Kohlenstoff, 6,5 bis 12 Gew.-% Cr und ferner ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe aus Mo mit 1 bis 3,5 Gew.-%, Mo und W mit einem Gesamtgehalt von 1 bis 3,5 Gew.-% und V mit 0,4 bis 0,6 Gew.-%, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 10 bis 35 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide von 15 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Mo, W, Co, Cu und Al bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit einem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) 0,6 bis 1,9 Gew.-% Kohlenstoff, 1 bis 7 Gew.-% Cr, 0 bis 3 Gew.-% V, 3,5 Gew.-% oder mehr Mo und Mo + 0,5 × W mit 4,5 bis 30 Gew.-% enthält, wobei 0,5 × W die Hälfte einer realen Menge von W darstellt, und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine Konzentration an im festen Zustand gelösten Kohlenstoff von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 Vol.-% oder mehr und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% enthält, die darin gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 9, wobei der Gehalt an Kohlenstoff in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20) die folgende Gleichung erfüllt: 0,05 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 0,33 + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) 1,3 bis 3 Gew.-% Kohlenstoff, 1 bis 5 Gew.-% Cr, 3 bis 12 Gew.-% V, 10 Gew.-% oder mehr Mo sowie Mo und W mit 10 bis 23 Gew.-% enthält, und eine Struktur hat, wobei eine Martensitphase, die eine Konzentration an im festen Zustand gelösten Kohlenstoff von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 15 bis 35 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Element (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen einsenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) 0,8 bis 3,4 Gew.-% Kohlenstoff, 9 bis 28 Gew.-% Cr, 0 bis 5 Gew.-% V, 5 Gew.-% oder mehr Mo sowie Mo und W mit 5 bis 18 Gew.-% enthält, und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine Konzentration an im festen Zustand gelösten Kohlenstoff von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% und Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 0 bis 5 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide mit 10 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 12, wobei der Gehalt an Kohlenstoff in dem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20) die folgende Gleichung erfüllt: 0,043 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%)) + 8,5 × Karbid vom Typ Cr₇C₃ (Volumenanteil) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil) ≤ Kohlenstoff (Gew.-%) ≤ 0,038 × (Mo (Gew.-%) + 0,5 × W (Gew.-%) + 0,33 + 8,5 × Kohlenstoff vom Typ Cr₇C₃ (Volumenanteil) + 14 × Karbid vom Typ MC (Volumenanteil).
Ein gesintertes Gleitelement (25, 26, 53), das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) 1,5 bis 3,2 Gew.-% Kohlenstoff, 7 bis 25 Gew.-% Cr, 3,5 Gew.-% oder mehr Mo, Mo und W mit 5 bis 15 Gew.-% und wenigstens V oder Ti mit einem Gesamtgehalt von 3 bis 8 Gew.-% enthält, und eine Martensitphase hat, wobei die Martensitphase, die eine Konzentration an im festen Zustand gelösten Kohlenstoff von 0,2 bis 0,45 Gew.-% hat, Karbid vom Typ Cr₇C₃ mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-%, Karbid vom Typ M₆C mit einem Gehalt von 5 bis 20 Vol.-% und Karbid vom Typ MC mit einem Gehalt von 5 bis 15 Vol.-% enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt der Karbide zwischen 15 und 50 Vol.-% gelöst sind, und wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Si, Mn, Ni, P, S, B, N, Ti, Co, Cu und Al bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei eine Zusammensetzung des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers (20) so eingestellt ist, dass sie ein oder mehrere Karbide enthält, die aus der aus Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC bestehenden Gruppe ausgewählt sind, welche grobkörnig sind, so dass sie eine durchschnittliche Korngröße von 40 μm oder mehr haben, die in der Zusammensetzung mit einem Gehalt von 3 Vol.-% oder mehr gelöst und durch Hinzufügen von Cr-Pulver, Mo-Pulver, W-Pulver, V-Pulver oder eisenhaltigem Legierungspulver, das Hochlegierungselemente enthält, abgeschieden sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der aus Ni mit 1 bis 5 Gew.-%, Mn mit 1 bis 2 Gew.-%, Co mit 2 bis 12 Gew.-% und Al mit 0,2 bis 1,5 Gew.-% bestehenden Gruppe ausgewählt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 16, wobei die Martensitphase eine beibehaltene Austenitphase enthält, die darin mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% dispergiert ist.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) wenigstens P oder B mit 0,1 bis 1,5 Gew.-% P oder mit 0,01 bis 0,2 Gew.-% B enthält, so dass er ein oder mehrere Verbindungen aus der aus Fe3P, Cr2P, FeMoP, V2P und FeTiP enthält, die darin mit einem Gehalt von 10 oder weniger Vol.-% gelöst sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) Legierungen auf Basis von Cu enthält, die ein oder mehrere Elemente aus der aus P, Sn, Al, Fe und Ni bestehenden Gruppe enthält, die darin in einer körnigen Form mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-% gelöst sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 18, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) wenigstens Mo-Metallpartikel, W-Metallpartikel oder Graphitpartikel enthält, die darin mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-%, gelöst sind, wobei die verteilten Partikel mit Cu oder Cu-Legierungsphasen umgeben sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) mit darin mit einem Gehalt von 1 bis 10 Vol.-% verstreuten geschlossenen Poren ausgebildet ist, ist, wobei die geschlossenen Poren eine Durchschnittsgröße von 0,03 bis 3,0 mm haben.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) mit Vertiefungen ausgebildet ist, die auf seiner Gleitfläche in einem Flächenanteil von 3 bis 10% verteilt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei die Martensitphase eine angelassene Martensitphase aufweist, die bei 150 bis 600°C angelassen ist.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei das Rückseitenmetall (21a, 21b) ein zylindrisches Element und einen Kragen (21c), der an einer Endfläche des zylindrischen Elements ausgebildet ist, aufweist, wobei der Kragen (21c) eine Gleitfläche hat, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20), der eine Dicke von 0,5 mm oder mehr hat, mit der Gleitfläche verbunden ist.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 1, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) in einer ringröhrenförmigen Form ausgebildet ist und wenigstens ein Abschnitt von einer inneren Fläche und einer unteren Fläche davon mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) sinterverbunden ist, wobei ein Abschnitt einer verbundenen Fläche des eisenhaltigen gesinterten Gleitkörpers (20) und des Rückseitenmetalls (21a, 21b) mit wenigstens Entlüftungsbohrungen (23) oder Nuten (24) ausgebildet ist, durch welche Gas, das von dem eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20) erzeugt wird, beim Sinterverbinden freigesetzt wird.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei das gesinterte Gleitelement ein Axialdrucklager (25, 26) ist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt von 5 bis 25 Vol.-% gelöst sind, und das Rückseitenmetall (21a, 21b) eine Härte von Hv170 oder mehr hat.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei das gesinterte Gleitelement ein Axialdrucklager (25, 26) ist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt von 5 bis 25 Vol.-% gelöst sind, und mit wenigstens geschlossenen Poren oder Vertiefungen auf seiner Gleitfläche ineinem Flächenanteil von 1 bis 10% ausgebildet ist, und das Rückseitenmetall (21a, 21b) eine Härte von Hv170 oder mehr hat.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 26 oder 27, wobei das Rückseitenmetall (21a, 21b) ein zylindrisches Element und einen Kragen an einer Endfläche davon aufweist, wobei der Kragen, der eine Gleitfläche hat, die unter einer Axialdrucklast gleitet, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) mit einer Gleitfläche des Kragens sintergebunden ist und eine Lagerbuchse starr an einer Innenfläche des zylindrischen Elements angebracht ist, wobei die Lagerbuchse aus porösem gesinterten Material hergestellt ist, welches ein Schmierungsöl oder eine Schmierungszusammensetzung eines Schmierungsöls und Wachses enthält, die darin hineingefüllt sind.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 28, wobei das poröse gesinterte Material aus einem Material hergestellt ist, das die gleichen Eigenschaften wie der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) hat.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei das gesinterte Gleitelement (25, 26) eine Gleitflächendichtung (53) ist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C, und Karbid vom Typ MC enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt von 20 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und das Rückseitenmetall (21a, 21b) eine Härte von Hv170 oder mehr hat.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 3, wobei das gesinterte Gleitelement eine Gleitflächendichtung (53) ist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) Karbid vom Typ Cr₇C₃, Karbid vom Typ M₆C und Karbid vom Typ MC enthält, die darin mit einem Gesamtgehalt von 20 bis 40 Vol.-% gelöst sind, und mit wenigstens geschlossene Poren oder Vertiefungen auf seiner Gleitfläche in einem Flächenanteil von 1 bis 10% ausgebildet ist.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 30 oder 31, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) mit wenigstens einer geschlossenen Pore ausgebildet ist, die darin mit einem Gehalt von 3 bis 10 Vol.-% verstreut ist, wobei die geschlossene Pore eine durchschnittliche Größe von 0,03 bis 1,0 mm hat.
Gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 30 oder 31, wobei eine Dichtungsfläche der Gleitflächendichtung (53) mit Vertiefungen ausgebildet ist, die darin in einem Flächenanteil von 3 bis 10% verstreut sind, wobei die Vertiefung eine Tiefe von 1 mm oder weniger in einer Richtung der Breite der Dichtungsfläche hat.
Eisenhaltiges gesintertes Gleitelement (25, 26, 53) nach Anspruch 30 oder 31, wobei die Martensitphase Austenit enthält, das darin mit einem Gehalt von 5 bis 40 Vol.-% verteilt ist.
Eine Verbindungsvorrichtung (7, 8, 9, 9A), die aufweist: ein Lager (12), das aus einem gesinterten Gleitelement (25, 26) gemäß Anspruch 26 oder 27 hergestellt ist, das ein Rückseitenmetall (21a, 21b) und einen eisenhaltigen gesinterten Gleitkörper (20), welcher mit dem Rückseitenmetall (21a, 21b) verbunden ist, aufweist, wobei der eisenhaltige gesinterte Gleitkörper (20) eine Martensitphase hat, die eine Konzentration an festem gelöstem Kohlenstoff von 0,15 bis 0,5 Gew.-% hat, und Karbid mit einem Gehalt von 5 bis 25 Vol.-% enthält, und ein zweites Lager (11), das mit Bezug zu dem ersten Lager (12) gleitet.