-
Technisches Gebiet
-
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Gleitlageranordnung bzw. Gleitlager-Baugruppe unter Verwendung von Pulvermetallurgie. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung eine Gleitlageranordnung für Gelenke in Baumaschinen, welche unter hohem Oberflächendruck verwendet werden.
-
Allgemeiner Stand der Technik
-
Im Allgemeinen haben Gelenke in einem Hydraulikbagger, welcher eine Art von Baumaschine ist, und Tragarmgelenke in einem Kran, welcher ebenfalls eine Art von Baumaschine ist, einen Aufbau, bei dem eine in Lagern eingesetzte Welle wiederholt und relativ innerhalb eines festgelegten Drehwinkels gedreht werden kann, und ein hoher Oberflächendruck von 60 MPa oder mehr erreicht werden kann. Daher kann für diese Art der Gleitlageranordnung eine Gleitlageranordnung, welche ein Material mit überlegenem Verschleißwiderstand aufweist, eingesetzt werden und sie wird unter Beigabe von Schmieröl, Fett, Wachs, etc. mit hoher Viskosität zwischen ihren Gleitoberflächen eingesetzt. In einer solchen Gleitlageranordnung ist es erforderlich, ausreichend Schmieröl für die Gleitoberflächen bereitzustellen, und infolgedessen kann durch die Verhinderung von Metallkontakt eine leichtgängige Lagerwirkung erreicht werden, um Verschleiß zu vermeiden, selbst wenn sie unter hohem Oberflächendruck verwendet wird. Daher wird eine Hülse bzw. Muffe für die Gleitlageranordnung aus Materialien wie zum Beispiel wärmebehandeltem Stahl bzw. Kohlenstoffstahl, hochfestem Messing etc. hergestellt und in letzter Zeit kann gesintertes Material, welches 10 bis 30 Gewichts-% Cu enthält, speziell, wie zum Beispiel in Patenveröffentlichung 1 beschrieben, verwendet werden.
-
Patenveröffentlichung 1 ist die
japanische ungeprüfte Patentanmeldung mit der Veröffentlichungsnummer Hei 11-117940 .
-
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
-
DURCH DIE ERFINDUNG GELOSTE PROBLEME
-
Wenn große Mengen an Cu in einer eisenbasierten, gesinterten Legierung, welche in der Hülse einer Gleitlageranordnung verwendet wird, enthalten sind, sind in der Regel weiche Kupferphasen oder Kupferlegierungsphasen in der Eisen-Matrix dispergiert. Daher wird die Formanpassungsfähigkeit an ein gepaartes Teil bzw. an einem Gegenteil verbessert, da der Angriff auf das gepaarte Teil verringert wird und die Hülse sich moderat verformen darf.
-
Wenn die Kupferphasen oder die Kupferlegierungsphasen desweiteren in der Matrix dispergiert sind, verringert sich die Festigkeit der eisenbasierten, gesinterten Legierung. Da der Preis von Kupferbarren in letzter Zeit zudem plötzlich angestiegen ist, haben die Produktionskosten in dem Verfahren, in welchem, wie in Patentanmeldung 1 beschrieben, 10 bis 30 Massen-% an Cu verwendet werden, zugenommen und das Verfahren ist nicht in praktischer Verwendung.
-
Wenn der Cu-Gehalt jedoch reduziert wird, werden die Kupferphasen oder die Kupferlegierungsphasen, die in der Eisen-Matrix dispergiert sind, verringert, und infolgedessen verschlechtert sich der Verschleißwiderstand und der Angriff bzw. Abtrag durch das gepaarte Teil nimmt zu.
-
Im Gegensatz dazu ist ein Verfahren, in welchem Mangansulfid-Phasen durch die Zugabe von Mangansulfid-Pulver zu Rohpulver in einer Matrix dispergiert werden, wohlbekannt. Bei diesem Verfahren ist jedoch die Fixierbarkeit des Mangansulfids in der Matrix gering und die Phasen fallen beim Gleiten oft heraus. Desweiteren inhibiert bzw. hemmt Mangansulfid-Pulver das Sintern des Rohpulvers und infolgedessen nimmt die Festigkeit einer gesinterten Legierung ab.
-
Daher ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Gleitlageranordnung für Gelenke in Baumaschinen bereitzustellen, bei der die Produktionskosten durch die Verringerung der verwendeten Menge an Cu reduziert werden und Sulfide mit einer hohen Fixierbarkeit in der Matrix dispergiert sind.
-
MITTEL ZUR LÖSUNG DER PROBLEME
-
Die Gleitlageranordnung gemäß der vorliegenden Erfindung wird für Gelenke von Baumaschinen verwendet, sie schließt mindestens eine Welle und eine aus einem eisenbasierten, gesinterten Material hergestellte Hülse bzw. Muffe ein, welche als Gleitlager fungiert, wobei die Hülse eine Gesamtzusammensetzung, bestehend aus, in Massen-%, 0,1 bis 10% Cu, 0,2 bis 1,2% C, 0,03 bis 0,9% Mn, 0,36 bis 1,68% S und der Rest aus Fe sowie unvermeidbaren Verunreinigungen aufweist, wobei eine Metallstruktur Poren aufweist, die in einer Matrix dispergiert sind, welche hauptsächlich eine Martensit-Struktur und ausgefällte sowie dispergierte Sulfid-Partikel beinhaltet, und die Sulfid-Partikel sind zu 1 bis 7 Volumen-% in der Matrix dispergiert.
-
Im Folgenden werden Gründe für die zahlenmäßigen Begrenzungen in der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung mit einer Wirkung der vorliegenden Erfindung erklärt werden. Hierbei bedeutet im Folgenden „%” „Massen-%”. In der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung ist Fe, welches eine größere Festigkeit als Cu besitzt, eine Hauptkomponente und eine Matrix-Struktur ist eine eisenbasierte Matrix (Eisenlegierungs-basierte Matrix). Eine metallische Struktur der Hülse ist eine Struktur, in welcher Sulfide und Poren in dieser Eisen-Matrix dispergiert sind. Die Eisen-Matrix entsteht aus Eisenpulver. Die Poren entstehen aus Hohlräumen, welche zwischen den Pulver-Partikeln beim Verdichten des Rohpulvers in der Eisen-Matrix, welche durch Binden gemäß eines pulvermetallurgischen Verfahrens des Rohpulvers entsteht, verbleiben.
-
Das Eisenpulver enthält im Allgemeinen aufgrund der Produktionsmethode etwa 0,03 bis 1,0% Mn und die Eisen-Matrix enthält daher eine kleine Menge an Mn. Sulifid-Partikel aus Mangansulfid etc. werden anschließend als ein festes Schmiermittel durch die Zugabe von S in der Matrix ausgefällt. Da das Mangansulfid hier als ein feiner Partikel in der Matrix ausgefällt wird, wird die Bearbeitbarkeit bzw. Spanbarkeit verbessert. Da der Partikel jedoch zu fein ist, um zur Gleitfähigkeit beizutragen, ist die Verbesserung der Gleitfähigkeit klein. In der vorliegenden Erfindung wird daher mehr S zur kleinen Menge an S zugegeben, um mit dem in der Matrix enthaltenen Mn zu reagieren und Eisensulfid (FeS) wird durch Binden dieses zusätzlichen S mit Fe, welches ein Hauptbestandteil ist, gebildet. Somit bestehen in der Matrix ausgefällte Sulfid-Partikel hauptsächlich aus durch Fe, welches eine Hauptkomponente ist, gebildetem Eisensulfid und aus durch Mn, in welchem ein Teil eine unvermeidbare Verunreinigung ist, gebildetem Mangansulfid.
-
Das Eisensulfid enthält Sulfid-Partikel mit einer geeigneten Größe zur Verbesserung der Gleitfähigkeit als festes Schmiermittel, und wird gleichmäßig in der Matrix ausgefällt sowie dispergiert, um sich mit Fe, welches eine Hauptkomponente in der Matrix ist, zu verbinden.
-
Wie oben beschrieben, wird das Sulfid in der vorliegenden Erfindung durch weitere Zugabe von S zu S ausgefällt, um sich mit dem in der Matrix enthaltenen Mn zu verbinden, und durch Binden mit Fe, welches eine Hauptkomponente in der Matrix ist. Wenn der Gehalt der in der Matrix ausgefällten und dispergierten Sulfid-Partikel jedoch weniger als 1 Volumen-% beträgt, wird ein Schmiereffekt nicht ausreichend erhalten und die Gleitfähigkeit wird verringert. Der Schmiereffekt der Hülse wird hingegen mit der Erhöhung des Gehalts an Sulfid-Partikeln verbessert; wenn der Sulfid-Gehalt in der Matrix jedoch zu hoch ist, nimmt die Festigkeit der Hülse ab. Es ist daher erforderlich, den Gehalt an Sulfid-Partikeln auf 7 Volumen-% oder weniger zu verringern, um eine Festigkeit, welche einem hohen Druck von 60 MPa widersteht, zu erhalten. Das heißt, der Gehalt an Sulfid-Partikeln in der Matrix beträgt 1 bis 7 Volumen-% der Matrix.
-
Der Gehalt an S beträgt 0,36 bis 1,68 Massen-% der Gesamtzusammensetzung, um das Sulfid zu erhalten, welches hauptsächlich Eisensulfid als diesen Gehalt enthält. Wenn der Gehalt an S weniger als 0,36 Massen-% beträgt, ist es schwierig, die Sulfid-Partikel in einem gewünschten Gehalt zu erhalten, und im Gegensatz dazu werden die Sulfid-Partikel übermäßig ausgefällt, wenn er 1,68 Massen-% überschreitet.
-
S wird durch die Zugabe von Eisensulfid-Pulver in einer leicht zersetzlichen Form zum Rohpulver, welches hauptsächlich Eisenpulver enthält, bereitgestellt. In diesem Fall wird S durch die Zersetzung des Eisensulfid-Pulvers beim Sintern bereitgestellt und durch Binden von S durch Fe, welches auf der Peripherie bzw. dem Umfang des Eisensulfid-Pulvers präsentiert wird, wird FeS gebildet und eine eutektische Flüssigphase wird zwischen Fe und S erzeugt, und somit wird das Wachstum von Einschnürungen zwischen den Pulver-Partikeln durch das Flüssigphasen-Sintern erleichtert. S wird zudem gleichmäßig von dieser eutektischen Flüssigphase zur Eisen-Matrix diffundiert, ein Teil des S wird als Mangansulfid in der Eisen-Matrix durch Binden mit dem Mn der Eisen-Matrix ausgefällt, und der Rest des S wird als Eisensulfid in der Eisen-Matrix ausgefällt.
-
Auf diese Art und Weise wird das Sulfid, wie zum Beispiel Mangansulfid, Eisensulfid etc., durch Binden von S mit Mn und Fe und S in der Matrix ausgefällt und ist deshalb gleichmäßiger als bei konventionellen Verfahren dispergiert, in welchen das Sulfid durch Zugabe dispergiert wird. Da das Sulfid zudem ausgefällt und dispergiert wird, ist es fest haftend an der Matrix, es fällt nicht leicht beim Gleiten heraus und es besitzt für eine lange Zeit überlegene Gleitfähigkeit.
-
Des Weiteren wird das Flüssigphasen-Sintern, wie oben beschrieben, ausgeführt und die Rohpulver werden zweckdienlich dispergiert und infolgedessen wird die Festigkeit der Eisen-Matrix verbessert und der Verschleißwiderstand der Eisen-Matrix wird verbessert. In der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung wird daher die Gleitfähigkeit und die Matrix-Festigkeit verbessert und der Verschleißwiderstand wird verbessert, da das fest an der Matrix haftende feste Schmiermittel nicht nur in den Poren und in der Pulver-Korngrenze gleichmäßig verteilt wird, sondern auch in der Matrix.
-
Um in der Lage zu sein, die Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung einzusetzen, sogar wenn ein hoher Oberflächendruck von 60 MPa vorhanden ist, hat die Eisen-Matrix eine metallische Struktur, in welcher Martensit die Hauptstruktur ist. Die Metallstruktur, in welcher Martensit die Hauptstruktur ist, bedeutet hier eine Struktur, in welcher der Martensit 60% oder mehr des Querschnittflächenverhältnisses der Eisen-Matrix beträgt, und es ist bevorzugt, dass der Martensit in der Eisen-Matrix 80% oder mehr des Querschnittflächenverhältnisses beträgt. Das heißt, der Martensit besitzt eine Struktur, welche hart ist und welche eine hohe Festigkeit besitzt, und durch das Vorliegen einer Struktur, in welcher solch ein Martensit 60% oder mehr der Matrix beträgt, kann die plastische Verformung der Matrix verhindert werden und überlegene Gleitfähigkeit kann erhalten werden, sogar wenn er unter einer Gleitbedingung, in welchen ein hoher Oberflächendruck vorhanden ist, verwendet wird. Obwohl es am bevorzugtesten ist, dass die komplette Matrixstruktur aus Martensit besteht, kann ein Teil der Eisen-Matrix eine metallische Struktur wie zum Beispiel Sorbit, Troostit und Bainit besitzen.
-
Ein Beispiel der metallischen Struktur der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung ist in 1 dargestellt. 1A ist eine Fotografie, welche die Metallstruktur zeigt, und 1B ist eine schematische Ansicht, in welcher die Positionen des Sulfids in der Fotografie der metallischen Struktur in 1A in grau und die Positionen der Poren in schwarz dargestellt sind. In der 1B ist ein in weiß dargestellter Teil ein Teil der Matrix-Struktur und dieser Teil ist eine, wie in der Fotografie der in 1A dargestellten metallischen Struktur ersichtlich, Martensit-Phase. Das Sulfid (grauer Teil) wird so in der Matrix ausgefällt und dispergiert, dass Teile in den Poren vorhanden sind und das meiste in der Matrix dispergiert ist.
-
In der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung werden Cu und C in der Eisen-Matrix gelöst, um die Festigkeit der Eisen-Matrix zu erhöhen, und die Eisen-Matrix wird als Eisen-Legierung verwendet. Cu wird in der Eisen-Matrix gelöst und es trägt zur Erhöhung der Festigkeit der Eisen-Matrix bei. Es ist für diese Matrix-Festigung erforderlich, dass der Gehalt an Cu 0,1 Massen-% oder mehr beträgt. Wenn der Gehalt an Cu 3,5 Massen-% oder mehr beträgt, wird übersättigtes Cu ausgefällt und in der Matrix als eine weiche Cu-Phase dispergiert und infolgedessen kann der Angriff des gepaarten Materials verringert werden. Zudem wird eine Grenzfläche, welche ein Startpunkt der Ausfällung des Sulfids ist, zwischen peripherem Fe und Cu durch in der Eisen-Matrix ausgefälltem Cu gebildet. Somit wird das Sulfid durch das Enthalten von Cu leicht ausgefällt und in der Matrix dispergiert und das Sulfid ist nicht in einem Zustand, in welchem es in Poren, existiert, und ist stattdessen in einem Zustand, in welchem es fest an der Matrix anhaftet. Wenn der Gehalt an Cu jedoch zu hoch ist, wird die Festigkeit der Hülse verringert, da zahlreiche Kupfer-Phasen mit geringer Festigkeit dispergiert werden. Eine Obergrenze des Gehalts an Cu wird daher auf 10 Massen-% festgelegt.
-
Wenn das oben erwähnte Cu durch die Zugabe von Eisenlegierungs-Pulver, in welchen Cu in Fe gelöst ist, zugegeben wird, wird das Rohpulver verhärtet und die Verdichtbarkeit wird verschlechtert. Cu wird daher durch die Zugabe von Kupferpulver zugegeben. Ein Eisenpulver wird durch eine Cu-Flüssigphase, welche durch Sintern erzeugt wird, benetzt sowie bedeckt und infolgedessen wird das Kupferpulver im Eisenpulver dispergiert. Cu wird daher zu einem gewissen Grad gleichmäßig in der Eisen-Matrix dispergiert, sogar wenn Cu durch die Zugabe von Kupferpulver zugegeben wird, da Cu ein Element ist, welches sich schnell in der Eisen-Matrix dispergiert.
-
In dem Fall, in welchem die Kupfer-Phase in der Matrix dispergiert wird, bildet ein Teil hier oft Kupfersulfid. Wenn ein solches Kupfersulfid in der Matrix dispergiert wird, wird der Gehalt an Eisensulfid verringert, da das Kupfersulfid dispergiert wird. Die Gleitfähigkeit wird jedoch von der Verringerung des Eisensulfids nicht betroffen, da Kupfersulfid auch eine Schmierwirkung hat.
-
Die Eisen-Matrix wird durch das Auflösen von C in der Eisen-Matrix gefestigt, und die Matrix besitzt durch die Verwendung von C eine Martensit-Struktur. Wenn der Gehalt an C zu niedrig ist, werden Festigkeit und Verschleißwiderstand durch die Dispergierung von Ferrit, welches eine geringe Festigkeit in der Matrix besitzt, verringert. Der Gehalt an C wird daher auf 0,2 Massen-% oder mehr festgelegt. Wenn der Gehalt an C dagegen zu hoch ist, kann die Hülse durch das Ausfällen zerbrechlichen Zementits in einem Netzwerk-Zustand einem hohen Druck von 60 MPs nicht widerstehen. Eine Obergrenze des Gehalts an C wird daher auf 1,2 Massen-% festgelegt. Wenn das oben erwähnte C als Eisenlegierungs-Pulver, in welchem C in Fe gelöst ist, zugegeben wird, wird das Rohpulver verhärtet und die Verdichtbarkeit verschlechtert sich. C wird daher durch die Zugabe von Graphitpulver zugegeben.
-
Gemischtes Pulver, welches durch die Mischung aller oben genannten Pulver zubereitet wird, das heißt, (1) Eisenpulver bestehend aus 0,03 bis 1,0 Massen-% Mn und der Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, (2) Kupferpulver, (3) Graphitpulver und (4) Eisensulfid-Pulver, so dass die Gesamtzusammensetzung aus, in Massen-%, 0,1 bis 10% Cu, 0,2 bis 1,2% C, 0,03 bis 0,9% Mn, 0,36 bis 1,68% S und der Rest aus Eisen sowie unvermeidbaren Verunreinigungen, besteht, wird als Rohpulver verwendet und die Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung kann durch Verdichten und Sintern dieses Rohpulver hergestellt werden.
-
Das Verdichten wird mit konventionellen Pressform-Verfahren durchgeführt. Die konventionellen Pressform-Verfahren enthalten: Einen Schritt zum Einfüllen des Rohpulvers in einen Hohlraum, der durch eine Pressform mit einer Formausnehmung zur Bildung der Außenkontur eines Produktes, durch einen Unterstempel zur Bildung einer unteren Oberfläche des Produkts, welcher gleitbeweglich mit der Ausnehmung der Pressform ineinandergreift, und durch eine Kernstange zur Bildung einer inneren Form des Produktes oder eines Teils mit verringertem Querschnitt, wie benötigt, gebildet wird; einen Schritt zum Verdichten des Rohpulvers durch einen Oberstempel zur Bildung einer oberen Oberfläche des Produkts und des Unterstempels; und einen Schritt zum Herausziehen aus der Ausnehmung der Pressform.
-
Das Formteil wird bei 1.000 bis 1.200°C in einem Sinterofen gesintert. Der Fortschritt des Sinterns und der Dispergierung der Elemente werden von dieser Heiztemperatur, das heißt einer Sintertemperatur, beeinflusst. Wenn die Sintertemperatur hier weniger als 1.000°C beträgt, wird die Cu-Flüssigphase nicht ausreichend erzeugt und es ist schwierig, eine gewünschte metallische Struktur zu erhalten. Wenn die Sintertemperatur dagegen mehr als 1.200°C beträgt, wird die Flüssigphase übermäßig gebildet und die Form des gesinterten Formteils geht leicht verloren. Es ist daher bevorzugt, dass die Sintertemperatur 1.000 bis 1.200°C beträgt.
-
Das gesinterte Formteil wird gehärtet, so dass die Mehrheit der Matrix eine Martensit-Struktur besitzt. Die Härtung wird durch schnelles Abkühlen in Öl oder Wasser ausgeführt, nachdem das gesinterte Formteil über eine austenitische Umwandlungstemperatur erwärmt wird, in der gleichen Art und Weise wie bei konventionellen Methoden. Die Heiztemperatur beim Härten ist entsprechend 820 bis 1.000°C. Nicht-oxidierendes Gas wird als Atmosphäre benutzt und Aufkohlungsgas kann verwendet werden.
-
Das gehärtete, gesinterte Formteil besitzt eine harte und zerbrechliche metallische Struktur, da Verzug bzw. Verformung oder Distortion übermäßig durch Härten akkumuliert. Das gesinterte Formteil wird daher nach dem Härten durch erneutes Erhitzen auf 150 bis 280°C und Abkühlen auf eine normale Temperatur in der gleichen Art und Weise wie in den konventionellen Verfahren getempert. Gemäß solchen Temperns wird die Eigenspannung verringert und der Verzug bzw. Distortion oder Verformung, der bzw. die während des Härtens erzeugt wird, wird entfernt, ohne die Härte des gesinterten Formteils zu verringern. Wenn in diesem Fall eine Heiztemperatur des Temperns weniger als 150°C beträgt, wird die Verzerrung nicht genügend entfernt, und wenn sie im Gegenteil 280°C übersteigt, wird Martensit mit geringem Kohlenstoffgehalt leicht zu Ferrit oder Zementit zersetzt und die Härte wird verringert.
-
In der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung, welche durch die oben erwähnten Schritte erhalten wird, sind die Sulfid-Partikel ausgefällt und dispergiert in der Matrix, in welcher die Mehrheit aus Martensit besteht. Das Sulfid wird so dispergiert, dass die Hauptkomponente Eisensulfid und ein Teil davon Mangansulfid oder Kupfersulfid ist. Diese Sulfid-Partikel besitzen überlegene Gleitfähigkeit und dies trägt zur Verbesserung der Gleitfähigkeit der Hülse bei. Wenn der Gehalt an Cu im Rohpulver hier 3,5 Massen-% oder mehr beträgt, werden Kupfer-Phasen weiter in der Matrix dispergiert und der Angriff auf das gepaarte Material wird weiter vermindert. Zudem wird das Flüssigphasen-Sintern ausgeführt und die Rohpulver werden zweckdienlich dispergiert und infolgedessen wird die Festigkeit der Eisen-Matrix verbessert und der Verschleißwiderstand der Eisen-Matrix wird verbessert. In der Hülse der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung werden daher die Gleitfähigkeit sowie die Matrix-Festigkeit verbessert und der Verschleißwiderstand wird verbessert, da das feste Schmiermittel, welches fest an der Matrix anhaftet, gleichmäßig verteilt wird, nicht nur in den Poren und an den Pulver-Korngrenzen, sondern auch in der Matrix.
-
Als Material einer Welle in der Gleitlageranordnung der vorliegenden Erfindung kann hier, zum Beispiel, S45C verwendet werden. Die Gleitlageranordnung mit einer solchen Welle und der oben erwähnten Hülse wird zweckdienlich unter Gleitbedingungen verwendet, in welchen der Oberflächendruck 60 MPa oder mehr beträgt und eine maximale Rotationsgeschwindigkeit 1,2 bis 3 m pro Minute beträgt.
-
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine Gleitlageranordnung für Gelenke von Baumaschinen bereitgestellt werden, in welcher Produktionskosten durch die Verringerung der verwendeten Menge an Cu reduziert werden und Sulfide mit hoher Fixierbarkeit in einer Matrix dispergiert sind.
-
KURZE BESCHREIBUNG DER FIGUREN
-
1 ist ein Beispiel einer metallischen Struktur in einer Hülse für eine Gleitlageranordnung gemäß der vorliegenden Erfindung; 1A ist eine Fotografie, welche die metallische Struktur zeigt, und 1B ist eine schematische Ansicht, welche die Lagen der Sulfide in der Fotografie, welche die metallische Struktur aus 1A wiedergibt, zeigt.
-
2 ist ein Diagramm, welches die Beziehung zwischen der Sinterzeit und dem Gehalt an S der Gesamtzusammensetzung darstellt.
-
3 ist ein Diagramm, welches die Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und dem Gehalt an S der Gesamtzusammensetzung darstellt.
-
4 ist ein Diagramm, welches die Beziehung zwischen der Sinterzeit und der Zugfestigkeit sowie dem Gehalt an C der Gesamtzusammensetzung darstellt.
-
BEISPIELE
-
Eisensulfid-Pulver (Gehalt an S: 36,48 Massen-%), Kupferpulver und Graphitpulver wurden zu einem Eisenpulver, welches 0,3 Massen-% Mn enthält, in einem in Tabelle 1 gezeigten Verhältnis zugegeben und wurden vermischt, um Rohpulver anzufertigen. Das Rohpulver wurde zu einem Ring-Formteil mit einem Außendurchmesser von 75 mm, einem Innendurchmesser von 45 mm und einer Höhe von 51 mm oder zu einem prismatischen Formteil 10 × 10 × 100 mm unter einem Verdichtungsdruck von 600 MPa verdichtet. Die Formteile wurden als nächstes bei 1.130°C unter einem nicht-oxidierenden Gas gesintert, wurden bei 850°C unter einem Aufkohlungsgas belassen und wurden öl-gekühlt. Die Formteile wurden dann bei 180°C getempert und folglich wurden die gesinterten Bauteilproben, Proben Nummern 01 bis 39, hergestellt. Die Gesamtzusammensetzung dieser Proben ist in Tabelle 1 dargestellt.
-
Was die Proben anbetrifft, wurde eine sektionale Struktur bzw. eine Querschnittstruktur beobachtet und ein Flächenverhältnis von Sulfiden und Martensit-Phasen wurde unter Verwendung von Bildanalysen-Software (Handelsname: WinROOF, hergestellt von der Mitani Corporation) gemessen. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. Das Flächenverhältnis der Martensit-Phase wurde hier in Tabelle 1 „Mt-Phase” genannt.
-
Das gesinterte Bauteil in Ringform wurde zudem mit Schmieröl entsprechend ISOVG 460 (kinematische Viskosität von 460 cSt bei 40°C) vakuum-imprägniert und wurde in einer Form mit einem Außendurchmesser von 70 mm, einem Innendurchmesser von 50 mm und einer Höhe von 50 mm mit einer Drehmaschine bearbeitet. Die Sinterzeit wurde dann mit einem Lagerprüfer unter Verwendung von SCM435H thermal verfeinertem Material gemäß der japanischen Industrienorm als gepaartem Material gemessen. Das gesinterte ringförmige Bauteil wurde speziell in einer Lagerprüfung an einem Gehäuse befestigt und eine Welle aus einem gepaarten Material wurde in eine innen umlaufende Oberfläche hiervon eingesetzt. Die Welle wurde mit einer Gleitgeschwindigkeit von 2,0 m pro Minute über 60°C in Schwingungsrotation versetzt, während Last in radialer Richtung aufgebracht wurde, um einen Oberflächendruck von 60 MPa anzulegen. Er wurde jeweils für 0,5 Sekunden in den Endpositionen der Schwingbewegung gestoppt. Ein Zustand, in welchem der Reibungskoeffizient 0,3 überschritt, wurde dann als Einbrennzustand bzw. Festfressen beurteilt und die Gleitzeit zum Erlangen des Festfresszustands wurde als die Festfresszeit gemessen. Dieses Ergebnis ist ebenfalls in Tabelle 1 dargestellt.
-
Desweiteren wurde das gesinterte Material mit prismatischer Form in eine Form von Nummer 10 Teststücken gemäß JIS 22201 verarbeitet, um ein Teil für einen Zugfestigkeitstest herzustellen, und die Zugfestigkeit wurde unter Verwendung eines von der Shimadzu Corporation hergestellten Autographs gemäß einer Methode gemäß JIS 22241 gemessen. Diese Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 1 dargestellt. Tabelle 1
-
In Bezug auf die Proben, Proben-Nummern 01 bis 33 in Tabelle 1, ist das Verhältnis zwischen der Sinterzeit und dem Gehalt an S der Gesamtzusammensetzung in 2 dargestellt. Wie in 2 ersichtlich, war in den Proben, in welchen der Gehalt an S 0,18 Massen-% oder 0,27 Massen-% betrug, das Sulfid leicht ausgefällt und die Sinterzeit betrug nur 2 Stunden oder sogar weniger, sogar wenn der Gehalt an Cu entweder 0,1 Massen-%, 5,0 Massen-% oder 10,0 Massen-% betrug. In den Proben in denen der Gehalt an S jedoch 0,36 Massen-% betrug, war die Sinterzeit erheblich länger als in der der Proben, in welchen der Gehalt an S 0,18 Massen-% oder 0,27 Massen-% betrug. Wenn der Gehalt an S zudem 1,68 Massen-% oder weniger betrug, ungeachtet des Gehalts an Cu, erhöhte sich die Sinterzeit mit der Erhöhung des Gehalts an S. Wenn der Gehalt an S jedoch 1,68 Massen-% überschritt, erhöhte sich die Sinterzeit nicht weiter, auch wenn der Gehalt an S weiter erhöht wurde.
-
Desweiteren, im Vergleich mit den Proben, in welchen der Gehalt an Cu 0,1 Massen-%, 5,0 Massen-% und 10,0 Massen-% betrug, wurde, je höher der Gehalt an Cu war und je länger die Sinterzeit war, die Matrix infolgedessen erheblich gefestigt. In den Proben, in welchen der Gehalt an Cu jedoch auch 0,1 Massen-% betrug, wurde die Sinterzeit durch Dispergierung von Metallsulfid verbessert und die Proben waren im praktischen Gebrauch zufriedenstellend.
-
In Bezug auf die Proben, Proben-Nummern 01 bis 33 in Tabelle 1, ist das Verhältnis zwischen der Zugfestigkeit und dem Gehalt an S der Gesamtzusammensetzung in 3 dargestellt. Wie aus 3 ersichtlich, verringerte sich die Zugfestigkeit mit der Erhöhung des Gehalts an S, sogar wenn der Gehalt an Cu entweder 0,1 Massen-%, 5,0 Massen-% oder 10,0 Massen-% betrug. Im Besonderen war die Zugfestigkeit ungeachtet des Gehalts an Cu erheblich verringert in den Proben, in welchen der Gehalt an S 1,68 Massen-% überstieg.
-
Zudem, im Vergleich mit den Proben, in welchen der Gehalt an Cu 0,1 Massen-%, 5,0 Massen-% und 10,0 Massen-% betrug, war die Zugfestigkeit am höchsten, wenn der Gehalt an Cu 5,0 Massen-% betrug, und wenn er 5,0 Massen-% überschritt, war die Zugfestigkeit verringert. In den Proben, in welchen der Gehalt an Cu 10,0 Massen-% betrug, war die Zugfestigkeit immer noch brauchbar. Wenn der Gehalt an Cu jedoch 10,0 Massen-% überschritt, war die Zugfestigkeit weiter verringert. Der Gehalt an Cu der vorliegenden Erfindung wurde daher auf 10,0 Massen-% oder weniger festgelegt.
-
Wie oben beschrieben, wurde bestätigt, dass der Gehalt an S der Gesamtzusammensetzung im Hinblick auf die Schmierfähigkeit und Zugfestigkeit 0,36 bis 1,68 Massen-% betrug. Das Flächenverhältnis des Sulfids in den Proben, in welchen der Gehalt an S 0,36 Massen-% betrug, war hier 1% des Querschnittflächenverhältnisses, sogar wenn der Gehalt an Cu entweder 0,1 Massen-%, 5,0 Massen-% oder 10,0 Massen-% betrug. Zudem betrug das Flächenverhältnis des Sulfids 7%, ungeachtet des Gehalts an Cu, in der Probe, in welcher der Gehalt an S 1,68 Massen-% betrug. Demzufolge war die Schmierfähigkeit überlegen und die Festigkeit war nicht bemerkenswert verringert, wenn das Flächenverhältnis des Sulfids im Bereich von 1 bis 7% lag. Desweiteren war die Festigkeit überlegen, wenn der Gehalt an Cu im Bereich von 0,1 bis 10 Massen-% lag.
-
In Bezug auf die Proben, Proben-Nummern 18, 34 bis 39 in Tabelle 1, ist das Verhältnis zwischen der Sinterzeit und der Zugfestigkeit sowie dem Gehalt an C der Gesamtzusammensetzung in 4 dargestellt. Wie aus 4 ersichtlich, war die Festigkeit der Matrix gering und die Sinterzeit betrug 0 Stunden in den Proben, in welchen der Gehalt an C 0 Massen-% betrug und infolgedessen wurde sofort ein Festfressen erzeugt. In den Proben, in welchen der Gehalt an C jedoch 0,2 Massen-% betrug, war die Matrix gefestigt und die Sinterzeit war bemerkenswert verbessert. Wenn der Gehalt an C zudem 1,2 Massen-% oder weniger betrug, wurde die Sinterzeit mit steigendem Gehalt an C verlängert. In der Probe, in welcher der Gehalt an C jedoch 1,2 Massen-% überstieg, war die Sinterzeit umgekehrt verkürzt.
-
In den Proben, in welchen der Gehalt an C 0 Massen-% betrug, war die Festigkeit der Matrix gering und die Zugfestigkeit war gering. Im Gegensatz dazu war in den Proben, in welchen der Gehalt an C 0,2 Massen-% betrug, die Matrix gefestigt und die Zugfestigkeit war verbessert. Wenn der Gehalt an C desweiteren 0,6 Massen-% oder weniger betrug, wurde die Zugfestigkeit mit steigendem Gehalt an C erhöht. Wenn der Gehalt an C jedoch 0,6 Massen-% überstieg, wurde die Zugfestigkeit verringert und in den Proben, in welchen der Gehalt an C 1,2 Massen-% überstieg, wurde die Zugfestigkeit bemerkenswert verringert.
-
Der Gehalt an C der Gesamtzusammensetzung wurde daher auf 0,2 bis 1,2 Massen-% festgelegt.
