Die Erfindung bezieht sich auf eine Sinterlegierung auf Eisenbasis, die bei ho
her Temperatur verschleißfest (abriebsbeständig) ist. Eine solche Sinterlegie
rung wird vorzugsweise als Material für mechanische Teile (z. B. als Ventilsitz
ring, wie er in Verbrennungsmotoren verwendet wird) verwendet, die bei hoher
Temperatur verschleißfest sein müssen.
Es gibt bereits verschiedene konventionelle verschleißfeste (abriebsbestän
dige) Materialien. In der geprüften japanischen Patentpublikation JP-B-5-55593
und in der ungeprüften japanischen Patentpublikation JP-A-7-233454
sind beispielsweise bei hoher Temperatur verschleißfeste Sinterlegierungen
beschrieben, die jeweils einen hohen Kobalt-Gehalt aufweisen. Die Herstel
lungskosten dieser Sinterlegierungen sind jedoch hoch wegen der Verwen
dung verhältnismäßig großer Mengen an Kobalt.
In JP-A-5-9667 ist eine Sinterlegierung auf Eisenbasis beschrieben, die eine
Matrix auf Eisenbasis und eine in der Matrix dispergierte harte Phase auf Ei
senbasis enthält. Die harte Phase enthält C, Cr, Mo, W, V, Si und Mn. In JP-B-1-51539
ist eine Sinterlegierung auf Eisenbasis beschrieben, die eine Matrix
auf Eisenbasis und eine dispergierte Phase enthält, die Cr, C, Mo, Si und min
destens einen Vertreter, ausgewählt aus der Gruppe Nb, Ta, Ti und V, enthält.
Nach diesen Patent-Publikationen JP-A-5-9667 und JP-B-1-51 539 ist es je
doch schwierig, eine Sinterlegierung herzustellen, die eine verbesserte Ver
schleißfestigkeit (Abriebsbeständigkeit) aufweist und gleichzeitig die Eigen
schaft hat, ein anderes Element, das mit der Sinterlegierung in Kontakt kommt,
nicht zu beschädigen.
Es ist daher ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Sinterlegierung bereit
zustellen, die bei hoher Temperatur verschleißfest (abriebsbeständig) ist und
gleichzeitig eine gute Kompatibilität hat, ohne ein anderes Element, das mit
der Sinterlegierung in Kontakt kommt, zu beschädigen.
Gemäß den nachfolgend beschriebenen ersten bis achten Aspekten der vor
liegenden Erfindung ist die Sinterlegierung bei hoher Temperatur verschleiß
fest (abriebsbeständig) und gleichzeitig weist sie eine gute Kompatibilität auf,
ohne ein anderes Element, das mit der Sinterlegierung in Kontakt kommt, zu
beschädigen.
Gemäß einem ersten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die umfaßt, bezogen auf das Ge
samtgewicht der Sinterlegierung, 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,4 bis 5,6 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, 0,6 bis
2,2 Gew.-% C und als Rest Fe.
Diese Sinterlegierung enthält eine erste Phase, die, bezogen auf das Ge
samtgewicht der ersten Phase, umfaßt 3 bis 7 Gew.-% W, bis zu 1 Gew.-% Cr,
0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als
Rest Fe; sowie eine zweite Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der
zweiten Phase, umfaßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-% V, 1 bis 7 Gew.-%
Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und
als Rest Fe, wobei die genannte zweite Phase in einer Menge von 20 bis 80
Gew.-% vorliegt, bezogen auf das Gesamtgewicht von erster Phase und
zweiter Phase.
Gemäß einem zweiten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Gesamtge
wicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,8 bis 5,9 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, 0,6 bis
2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung enthält eine erste Pha
se, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten Phase, umfaßt 3 bis 7
Gew.-% W, 0,5 bis 1,5 Gew.-% V, bis zu 1 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si,
0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, sowie eine
zweite Phase, die bezogen auf das Gesamtgewicht der zweiten Phase, umfaßt
3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-% V, 1 bis 7 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-%
Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, wobei die
genannte zweite Phase in einer Menge von 20 bis 80 Gew.-% vorliegt, bezo
gen auf das Gesamtgewicht von erster Phase und zweiter Phase.
Gemäß einem dritten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Gesamtge
wicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,4 bis 5,6 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis
0,6 Gew.-% S, 0,6 bis 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung
enthält eine erste Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten
Phase, umfaßt 3 bis 7 Gew.-% W, bis zu 1 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si,
0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis 0,6 Gew.-% S, bis zu 2,2 Gew.-% C und als
Rest Fe, sowie eine zweite Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der
zweiten Phase, umfaßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-% V, 1 bis 7 Gew.-%
Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis 0,6 Gew.-% S, bis zu
2,2 Gew.-% C, und als Rest Fe, wobei die genannte zweite Phase in einer
Menge von 20 bis 80 Gew.-% vorliegt, bezogen auf das Gesamtgewicht von
erster Phase und zweiter Phase.
Gemäß einem vierten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Gesamtge
wicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,8 bis 5,9 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis
0,6 Gew.-% S, 0,6 bis 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung
enthält eine erste Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten
Phase, umfaßt 3 bis 7 Gew.-% W, 0,5 bis 1,5 Gew.-% V, bis zu 1 Gew.-% Cr,
0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis 0,6 Gew.-% S, bis zu
2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, sowie eine zweite Phase, die, bezogen auf das
Gesamtgewicht der zweiten Phase, umfaßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-%
V, 1 bis 7 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis
0,6 Gew.-% S, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, wobei die genannte
zweite Phase in einer Menge von 20 bis 80 Gew.-% vorliegt, bezogen auf das
Gesamtgewicht von erster Phase und zweiter Phase.
Gemäß einem fünften Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Gesamtge
wicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,4 bis 5,6 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, 0,6 bis
2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung enthält eine erste Pha
se, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten Phase, umfaßt 3 bis 7
Gew.-% W, bis zu 1 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-%
Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, sowie eine zweite Phase, die, bezo
gen auf das Gesamtgewicht der zweiten Phase, umfaßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2
bis 7 Gew.-% V, 1 bis 7 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-%
Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, wobei die genannte zweite Phase in
einer Menge von 20 bis 80 Gew.-% vorliegt, bezogen auf das Gesamtgewicht
von erster Phase und zweiter Phase.
Gemäß einem sechsten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei ho
her Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Ge
samtgewicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,8 bis 5,9
Gew.-% V, 0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-%
Mn, 0,6 bis 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung enthält eine
erste Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten Phase, umfaßt 3
bis 7 Gew.-% W, 6,5 bis 1,5 Gew.-% V, bis zu 1 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-%
Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, sowie eine
zweite Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der zweiten Phase, um
faßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-% V, 1 bis 7 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0
Gew.-% Si, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mn, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, wo
bei die genannte zweite Phase in einer Menge von 20 bis 80 Gew.-% vorliegt,
bezogen auf das Gesamtgewicht aus erster Phase und zweiter Phase.
Gemäß einem siebten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Gesamtge
wicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,4 bis 5,6 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis
0,6 Gew.-% S, 0,6 bis 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung
enthält eine erste Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten
Phase, umfaßt 3 bis 7 Gew.-% W, bis zu 1 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si,
0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis 0,6 Gew.-% S, bis zu 2,2 Gew.-% C und als
Rest Fe, sowie eine zweite Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der
zweiten Phase, umfaßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-% V, 1 bis 7 Gew.-%
Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis 0,6 Gew.-% S, bis zu
2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, wobei die genannte zweite Phase in einer
Menge von 20 bis 80 Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht aus erster
Phase und zweiter Phase, vorliegt.
Gemäß einem achten Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung eine bei hoher
Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung, die, bezogen auf das Gesamtge
wicht der Sinterlegierung, umfaßt 3 bis 13,4 Gew.-% W, 0,8 bis 5,9 Gew.-% V,
0,2 bis 5,6 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis
0,6 Gew.-% S, 0,6 bis 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe. Diese Sinterlegierung
enthält eine erste Phase, die, bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten
Phase, umfaßt 3 bis 7 Gew.-% W, 0,5 bis 1,5 Gew.-% V, bis zu 1 Gew.-% Cr,
0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis 0,6 Gew.-% S, bis zu
2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, sowie eine zweite Phase, die, bezogen auf das
Gesamtgewicht der zweiten Phase, umfaßt 3 bis 15 Gew.-% W, 2 bis 7 Gew.-%
V, 1 bis 7 Gew.-% Cr, 0,6 bis 5,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,1 bis
0,6 Gew.-% S, bis zu 2,2 Gew.-% C und als Rest Fe, wobei die genannte
zweite Phase in einer Menge von 20 bis 80 Gew.-% vorliegt, bezogen auf das
Gesamtgewicht von erster Phase und zweiter Phase.
Bei jedem der ersten bis achten Aspekte der vorliegende Erfindung sind die
erste Phase und zweite Phase der Sinterlegierung jeweils darin in Form von
Punkten (Spots) verteilt.
Gemäß einem neunten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann die Sinterle
gierung des ersten, zweiten, fünften oder sechsten Aspekts der vorliegenden
Erfindung 0,3 bis 1,6 Gew.-% MnS enthalten, das in einem Grenzbereich
(Korngrenze) zwischen einem ersten Korn der ersten Phase und einem zwei
ten Korn der zweiten Phase und/oder in den Poren der Sinterlegierung verteilt
ist.
Die Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf die beiliegenden
Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm, das den Verschleiß des Ventilsitzringes, des Ventils und
ihrer Gesamtheit bei Verwendung von unverbleitem Benzin in Abhän
gigkeit von dem Wolfram-Gehalt der ersten Phase jeder Sinterlegierung
zeigt
Fig. 2 ein ähnliche Diagramm wie in Fig. 1, das jedoch ihren Verschleiß in Ab
hängigkeit von demjenigen in ihrer zweiten Phase zeigt;
Fig. 3 ein Diagramm ähnlich Fig. 1, das jedoch diesen in Abhängigkeit von
dem Vanadin-Gehalt ihrer zweiten Phase zeigt;
Fig. 4 ein Diagramm ähnlich Fig. 3, das jedoch diesen in Abhängigkeit von
demjenigen in ihrer ersten Phase zeigt;
Fig. 5 ein Diagramm ähnlich Fig. 4, das jedoch ihren Verschleiß bei Verwen
dung von verbleitem Benzin in Abhängigkeit von demjenigen in ihrer
ersten Phase zeigt;
Fig. 6 ein Diagramm ähnlich Fig. 1, das jedoch diesen in Abhängigkeit von
dem Cr-Gehalt ihrer zweiten Phase zeigt;
Fig. 7 ein Diagramm ähnlich Fig. 1, das jedoch diesen in Abhängigkeit von
demjenigen in ihrer ersten Phase zeigt;
Fig. 8 ein Diagramm ähnlich Fig. 1, das jedoch diesen in Abhängigkeit von
dem Gewichtsprozentsatz in der zweiten Phase, bezogen auf das Ge
samtgewicht von erster und zweiter Phase, zeigt;
Fig. 9 ein Diagramm ähnlich Fig. 1, das jedoch diesen bei Verwendung von
verbleitem Benzin in Abhängigkeit von dem Silicium-Gehalt ihrer ersten
oder zweiten Phase zeigt;
Fig. 10 ein Diagramm ähnlich Fig. 9, das jedoch die radiale Druckfestigkeit der
jeweiligen Sinterlegierung in Abhängigkeit davon zeigt;
Fig. 11 ein Diagramm ähnlich Fig. 10, das jedoch diejenige in Abhängigkeit
von dem Mangan-Gehalt ihrer ersten oder zweiten Phase zeigt;
Fig. 12 ein Diagramm ähnlich Fig. 10, das jedoch diejenige in Abhängigkeit
von dem abgeschiedenen MnS-Gehalt ihrer ersten oder zweiten Phase
zeigt;
Fig. 13 ein Diagramm ähnlich Fig. 12, das jedoch die Dichte des Preßlings je
der Pulver-Mischung in Abhängigkeit davon zeigt;
Fig. 14 ein Diagramm ähnlich Fig. 12, das jedoch die maximale Schneidekraft
jeder Sinterlegierung in Abhängigkeit davon zeigt;
Fig. 14a ein Diagramm ähnlich Fig. 10, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem zugegeben MnS-Gehalt ihrer ersten oder zweiten Phase zeigt;
Fig. 14b ein Diagramm ähnlich Fig. 14a, das jedoch die Dichte des Preßlings
jeder Pulver-Mischung in Abhängigkeit davon zeigt;
Fig. 14c ein Diagramm ähnlich Fig. 14a, das jedoch die maximale Schneide
kraft jeder Sinterlegierung in Abhängigkeit davon zeigt;
Fig. 15 ein Diagramm ähnlich Fig. 1, das jedoch diese bei Verwendung von
verbleitem Benzin in Abhängigkeit davon zeigt;
Fig. 16 ein Diagramm ähnlich Fig. 15, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem Wolfram-Gehalt ihrer zweiten Phase zeigt;
Fig. 17 ein Diagramm ähnlich Fig. 15, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem Vanadin-Gehalt ihrer zweiten Phase zeigt;
Fig. 18 ein Diagramm ähnlich Fig. 15, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem Chrom-Gehalt ihrer zweiten Phase zeigt;
Fig. 19 ein Diagramm ähnlich Fig. 15, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem Chrom-Gehalt ihrer ersten Phase zeigt;
Fig. 20 ein Diagramm ähnlich Fig. 15, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem Gewichtsprozentsatz der zweiten Phase, bezogen auf das Ge
samtgewicht von erster und zweiter Phase, zeigt;
Fig. 21 ein Diagramm ähnlich Fig. 15, das jedoch diese in Abhängigkeit von
dem Silicium-Gehalt ihrer ersten oder zweiten Phase zeigt;
Fig. 22-26 Diagramme, die jeweils den Fig. 10 bis 14 ähneln, die jedoch die
Daten anderer Proben aus den Sinterlegierungen zeigen; und
Fig. 26a-26c Diagramme, die jeweils den Fig. 14a bis 14c ähneln, die jedoch
die Daten anderer (weiterer) Proben der Sinterlegierungen zeigen.
Nach jedem der obengenannten ersten, zweiten, fünften und sechsten Aspekte
der vorliegenden Erfindung kann die Sinterlegierung 0,3 bis 1,6 Gew.-% MnS
enthalten, das in einer Korngrenze zwischen den ersten Körnern der ersten
Phase und den zweiten Körnern der zweiten Phase und/oder in den Poren der
Sinterlegierung verteilt ist. Wegen des Einschlusses dieses MnS kann die
Sinterlegierung in bezug auf ihre maschinelle Bearbeitbarkeit (Zerspanbarkeit)
wesentlich verbessert sein.
Gemäß jedem der obengenannten ersten bis neunten Aspekte der vorliegen
den Erfindung kann die Sinterlegierung ein erstes Metall enthalten, bei dem es
sich um einen Vertreter aus der Gruppe metallisches Kupfer und Kupfer-Legierung
handelt. Dieses erste Metall kann in der Sinterlegierung in der Wei
se enthalten sein, daß das erste Metall in die Sinterlegierung eingearbeitet
wird durch Infiltrieren der Poren der Sinterlegierung mit einer ersten Schmelze
des ersten Metalls. So kann gemäß den ersten, zweiten, fünften und sechsten
Aspekten der vorliegenden Erfindung die Sinterlegierung sowohl das erste
Metall als auch 0,3 bis 1,6 Gew.-% MnS enthalten. Nach jedem der obenge
nannten ersten bis neunten Aspekte der vorliegenden Erfindung kann die
Sinterlegierung ein zweites Metall enthalten, d. h. einen Vertreter aus der
Gruppe metallisches Blei und Blei-Legierung. Das zweite Metall kann in der
Sinterlegierung in der Weise enthalten sein, daß die Poren der Sinterlegierung
mit dem geschmolzenen zweiten Metall imprägniert sind. Gemäß dem ersten,
zweiten, fünften und sechsten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann somit
die Sinterlegierung sowohl das zweite Metall als auch 0,3 bis 1,6 Gew.-% MnS
enthalten. Nach jedem der obengenannten ersten bis neunten Aspekte der
vorliegenden Erfindung kann die Sinterlegierung ein Acrylharz enthalten, das
in der Weise eingearbeitet wird, welche die gleiche ist wie bei den zweiten
Metallen. Nach dem ersten, zweiten, fünften und sechsten Aspekt der vorlie
genden Erfindung kann somit die Sinterlegierung sowohl das Acrylharz als
auch 0,3 bis 1,6 Gew.-% MnS enthaltend. Aufgrund des Einschlusses des er
stes oder zweiten Metalls wie vorstehend angegeben, kann die Sinterlegierung
in bezug auf die Verschleißfestigkeit stark verbessert sein. Aufgrund der Ein
arbeitung des zweiten Metalls oder des Acrylharzes, wie vorstehend angege
ben, kann die Sinterlegierung außerdem eine weiter verbesserte maschinelle
Bearbeitbarkeit (Zerspanbarkeit) aufweisen.
Nach jedem der fünften bis achten Aspekte der vorliegenden Erfindung wird
der Silicium-Gehalt jeweils der Gesamtmenge der Sinterlegierung und ihrer
ersten und zweiten Phasen auf einen Wert in dem Bereich von 0,6 bis 5,0
Gew.-% eingestellt. Nach dem zweiten, vierten, sechsten und achten Aspekt
der vorliegenden Erfindung wird der Vanadin-Gehalt der ersten Phase der
Sinterlegierung auf einen Wert in dem Bereich von 0,5 bis 1,5 Gew.-% einge
stellt. Mit diesen Einstellungen kann die Sinterlegierung jeweils des zweiten
und des vierten bis achten Aspekts der vorliegenden Erfindung weiter verbes
sert sein in bezug auf die Verschleißfestigkeit selbst unter der Bedingung, daß
diese Sinterlegierung beispielsweise als Ventilsitzring eines Verbrennungsmo
tors verwendet wird, der mit verbleitem Benzin betrieben wird. Durch die vor
genannte Einstellung des Silicium-Gehaltes werden die Sinterlegierungen ge
mäß dem fünften und siebten Aspekt der vorliegenden Erfindung jeweils weiter
verbessert in bezug auf die Korrosionsbeständigkeit, verglichen mit der Sinter
legierung gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung, obgleich die
se Sinterlegierungen und die Pulver-Mischungen zur Herstellung derselben
jeweils schlechter werden in bezug auf Härte und Kompressibilität als die Sin
terlegierung gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung und als die
Pulver-Mischung zur Herstellung derselben. Durch die obengenannte Einstel
lung des Silicium-Gehaltes werden auch die Sinterlegierungen gemäß dem
sechsten und achten Aspekt der vorliegenden Erfindung jeweils weiter verbes
sert in bezug auf die Korrosionsbeständigkeit, verglichen mit der Sinterlegie
rung gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung, obgleich diese
Sinterlegierungen und die Pulver-Mischungen zur Herstellung derselben je
weils schlechter werden in bezug auf Härte und Kompressibilität als die Sinter
legierung des zweiten Aspekts der vorliegenden Erfindung und als die Pulver-Mischung
zur Herstellung derselben. Auf diese Weise wird, wie vorstehend
angegeben, die Sinterlegierung gemäß jedem der fünften bis achten Aspekte
der vorliegenden Erfindung verbessert in bezug auf die Verschleißfestigkeit
unter der obengenannten Bedingung, bei der verbleites Benzin verwendet
wird. Nach jedem der fünften bis achten Aspekte der vorliegenden Erfindung
wird dann, wenn der Silicium-Gehalt mehr als 5,0 Gew.-% beträgt, die Sinter
legierung schlechter in bezug auf die Härte. Außerdem wird die Pulver-Mischung
zur Herstellung der Sinterlegierung wesentlich schlechter in bezug
auf die Kompressiblität. Wenn der Silicium-Gehalt unter 0,6 Gew.-% liegt, wird
die Korrosionsbeständigkeit der Sinterlegierung nicht ausreichend verbessert.
Nach jedem der zweiten, vierten, sechsten und achten Aspekte der vorliegen
den Erfindung wird dann, wenn der Vanadin-Gehalt der ersten Phase unter 0,5
Gew.-% liegt, die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung schlechter wegen
der unzureichenden Korrosionsbeständigkeit. Wenn er über 1,5 Gew.-% liegt,
wird die als Ventilsitzring verwendete Sinterlegierung verbessert in bezug auf
die Eigenschaft, das Ventil zu beschädigen. Nach dem dritten, vierten, siebten
und achten Aspekt der vorliegenden Erfindung werden der Mangan-Gehalt
und der Schwefel-Gehalt sowohl der Gesamtmenge der Sinterlegierung als
auch ihrer ersten und zweiten Phasen jeweils auf einen Wert in dem Bereich
von 0,2 bis 1,0 Gew.-% und auf einen Wert in dem Bereich von 0,1 bis 0,6
Gew.-% eingestellt. Mit diesen Einstellungen scheidet sich MnS in der ersten
und in der zweiten Phase der entsprechenden Sinterlegierungen aus. Deshalb
kann die Sinterlegierung beträchtlich verbessert sein in bezug auf die maschi
nelle Bearbeitbarkeit (Zerspanbarkeit). Wenn die Mangan- und Schwefel-Gehalte
jeweils höher sind als 1,0 Gew.-% und 0,6 Gew.-%, weist die Pulver-Mischung
zur Herstellung der Sinterlegierung eine schlechte Kompressibilität
auf. Damit nimmt die Härte der Sinterlegierung ab. Wenn die Mangan- und
Schwefel-Gehalte jeweils unter 0,2 Gew.-% und 0,1 Gew.-% liegen, scheidet
sich kein MnS in einer ausreichender- Menge ab. Deshalb wird die maschinelle
Bearbeitbarkeit (Zerspanbarkeit) der Sinterlegierung nicht ausreichend ver
bessert.
Im Vergleich zu konventionellen Sinterlegierungen, die große Mengen an Ko
balt enthalten, kann die erfindungsgemäße Sinterlegierung viel wirtschaftlicher
hergestellt werden und sie ist beträchtlich verbessert in bezug auf die Ver
schleißfestigkeit.
Nach jedem der ersten bis achten Aspekte der vorliegenden Erfindung können
die erste Phase und die zweite Phase der Sinterlegierung jeweils erste und
zweite Körner enthalten, von denen jedes einen durchschnittlichen Teilchen
durchmesser von 20 bis 150 µm aufweist.
Gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann die Sinterlegie
rung enthalten eine erste Phase, d. h. Wolframcarbid vom M₆C-Typ, dispergiert
in der Sinterlegierung, und eine zweite Phase, die einen durchschnittlichen
Teilchendurchmesser von 20 bis 150 µm aufweist, wird mit Chrom verstärkt
und wird aus Wolframcarbid vom M₆C-Typ und aus Vanadincarbid vom MC-Typ
hergestellt, die gleichmäßig darin dispergiert sind. Mit diesen ersten und
zweiten Phasen kann dann, wenn die Sinterlegierung als Ventilsitzring eines
Verbrennungsmotors verwendet wird, diese ausreichend schwach sein in ihrer
Eigenschaft, das Ventil zu beschädigen.
Erfindungsgemäß wird dann, wenn der Wolframgehalt der ersten Phase der
Sinterlegierung mehr als 7 Gew.-% beträgt, bei der als Ventilsitzring verwende
ten Sinterlegierung die Eigenschaften, das Ventil zu beschädigen, ausgeprägt.
Wenn ihr Wolfram-Gehalt weniger als 2 Gew.-% beträgt, nimmt die Verschleiß
festigkeit der als Ventilsitzring verwendeten Sinterlegierung ab. Wenn der
Chrom-Gehalt der ersten Phase der Sinterlegierung steigt, wird die Eigen
schaft der als Ventilsitzring verwendeten Sinterlegierung, das Ventil zu be
schädigen, ausgeprägter. Daher kann Chrom in der ersten Phase der Sinter
legierung weggelassen werden, die erste Phase kann aber auch bis zu 1
Gew.-% Chrom enthalten, das durch Diffusion aus der zweiten Phase in die
erste Phase zum Zeitpunkt des Sinterns gebildet werden kann.
Erfindungsgemäß werden dann, wenn die Wolfram- und Vanadin-Gehalte der
zweiten Phase der Sinterlegierung jeweils größer sind als 15 Gew.-% und 7
Gew.-%, bei der als Ventilsitzring verwendeten Sinterlegierung die Eigen
schaft, das Ventil zu beschädigen, ausgeprägt. Wenn sie jeweils weniger als 3
Gew.-% und 2 Gew.-% betragen, wird sie schlechter in bezug auf die Ver
schleißfestigkeit. Aufgrund des Einschlusses von 1 bis 7 Gew.-% Chrom in der
zweiten Phase der Sinterlegierung wird die Härtbarkeit der Sinterlegierung
verbessert. Außerdem bilden sich Vanadincarbid-Ablagerungen vom MC-Typ
in der zweiten Phase und somit wird die zweite Phase härter als die erste Pha
se. Deshalb wird die Sinterlegierung in bezug auf die Härte ungleichmäßig und
sie wird verbessert in bezug auf die Verschleißfestigkeit. Wenn der Chrom-Gehalt
der zweiten Phase über 7 Gew.-% beträgt, wird die Eigenschaft der als
Ventilsitzring verwendeten Sinterlegierung ausgeprägter, das Ventil zu be
schädigen. Wenn er unter 1 Gew.-% liegt, nimmt die Verschleißfestigkeit ab.
Gemäß den ersten bis vierten Aspekten der vorliegenden Erfindung wird der
Silicium-Gehalt sowohl der Gesamtmenge der Sinterlegierung als auch ihrer
ersten und zweiten Phase auf einen Wert in dem Bereich von 0,1 bis 0,6
Gew.-%, wie vorstehend angegeben, eingestellt. Wenn er über 0,6 Gew.-%
liegt, nimmt die Härte der Sinterlegierung ab. Wenn er unter 0,1 Gew.-% liegt,
nimmt die Härte ebenfalls ab wegen der schlechteren Sinterbarkeit.
Gemäß den ersten, zweiten, fünften und sechsten Aspekten der vorliegenden
Erfindung wird der Mangan-Gehalt jeweils der Gesamtmenge der Sinterlegie
rung als auch ihrer ersten und zweiten Phasen auf einen Wert in dem Bereich
von 0,1 bis 0,6 Gew.-% eingestellt, wie vorstehend angegeben. Aufgrund die
ser Einstellung wird die Härte der Sinterlegierung hoch. Wenn der Gehalt
mehr als 0,6 Gew.-% beträgt, nimmt die Härte ab wegen der schlechteren
Sinterbarkeit.
Erfindungsgemäß liegt das Gewichtsverhältnis zwischen der zweiten Phase
und der ersten Phase in der Sinterlegierung in einem Bereich von 20 : 100 bis
80 : 100. Wenn es unter 20 : 100 liegt, nimmt die Verschleißfestigkeit der als
Ventilsitzring verwendeten Sinterlegierung ab. Wenn das Verhältnis mehr als
80 : 100 beträgt, wird die Eigenschaft, das Ventil zu beschädigen, stärker
(ausgeprägt).
Gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird der Vanadin-Gehalt
der ersten Phase der Sinterlegierung auf einen Wert in dem Bereich
von 0,5 bis 1,5 Gew.-% eingestellt. Damit wird die Korrosionsbeständigkeit der
Sinterlegierung weiter verbessert und sie weist somit eine verbesserte Ver
schleißfestigkeit auf bei Verwendung von verbleitem Benzin. Wenn der Vana
din-Gehalt unter 0,5 Gew.-% liegt, nimmt die Verschleißfestigkeit der Sinterle
gierung ab wegen der unzureichenden Korrosionsbeständigkeit. Wenn er über
1,5 Gew.-% liegt, wird die als Ventilsitzring verwendete Sinterlegierung stark
(ausgeprägt) in bezug auf die Eigenschaft, das Ventil zu beschädigen.
Wie vorstehend angegeben, wird bei jedem der fünften bis achten Aspekte der
vorliegenden Erfindung der Silicium-Gehalt sowohl der Gesamtmenge der
Sinterlegierung als auch ihrer ersten und zweiten Phasen auf einen Wert in
dem Bereich von 0,6 bis 5,0 Gew.-% eingestellt.
Das folgende nicht-beschränkende Beispiel dient der Erläuterung der vorlie
genden Erfindung.
Beispiele
Zuerst wurden Pulver (G1-G113), die jeweils einen durchschnittlichen Teil
chendurchmesser von 20 bis 150 µm und eine chemische Zusammensetzung
wie in der Tabelle 1 angegeben hatten, hergestellt. Dann wurde jede Pulver-Mischung,
wie in der Tabelle 2 angegeben, hergestellt durch 30 min langes
Mischen eines Pulvers zur Herstellung der ersten Phase eines weiteren Pul
vers zur Herstellung der zweiten Phase, eines Graphit-Pulvers und von Zink
stearat, das als Schmiermittel verwendet wurde, unter Verwendung eines Mi
schers gemischt. Dann wurde jede Pulver-Mischung einem Druck von 6,5 t
f/cm², ausgesetzt, wodurch ein Pulver-Preßling mit einem Innen-Durchmesser
von 20 mm, einen Außen-Durchmesser von 40 mm und einer Dicke von 10 mm
hergestellt wurde. Danach wurden die Pulver-Preßlinge in einer Atmosphäre
aus zersetzendem Ammoniakgas 30 min lang bei 1180°C gesintert, wodurch
Sinterlegierungen mit den Proben Nr. 1 bis 138 und mit den in den Tabellen 3a
bis 3m angegebenen chemischen Zusammensetzungen erhalten wurden.
Wie in der Tabelle 6 angegeben, wurde jede der Sinterlegierungen der Proben
Nr. 4, 22, 58, 124, 46, 112, 63 und 129 mit geschmolzenem Kupfer infiltriert
(getränkt), indem man einen Kupfer-Pulver-Preßling auf jede Sinterlegierung
legte, dann beide 30 min lang in einer Atmosphäre aus zersetzendem Ammo
niakgas bei 1140°C hielt. Außerdem wurde jede dieser Sinterlegierungen mit
Blei imprägniert durch Eintauchen jeder Sinterlegierung in einem Vakuum in
einer Bleischmelze, die auf 550°C erhitzt war, und anschließendes Unter
drucksetzen bis auf 8 Atmosphären durch Einschluß von Stickstoffgas. Ferner
wurde jede dieser Sinterlegierungen mit einem Acrylharz unter Anwendung
eines Vakuumimprägnier-Verfahrens imprägniert und danach in heißem Was
ser, das auf 100°C erhitzt wurde, ausgehärtet. In der Tabelle 6 stellen bei
spielsweise die Proben Nr. 4, 4-Cu, 4-Pb und 4-Harz jeweils eine Sinterlegie
rung Nr. 4 ohne Imprägnierung, eine Sinterlegierung Nr. 4, die mit Kupfer im
prägniert ist, eine solche, die mit Blei imprägniert ist, und eine solche, die mit
einem Acrylharz imprägniert ist, dar.
Bewertungstests
Es wurde Verschleißfestigkeitstest mit den Sinterlegierungen wie
nachstehend angegeben durchgeführt, um die Verschleißfestigkeit jeder Sin
terlegierung zu bewerten. Zuerst wurden die Sinterlegierungen zu einem Ven
tilsitzring eines Verbrennungsmotors geformt. In diesem Test wurde jeder
Ventilsitzring auf einer Auspufföffnungsseite eines Verbrennungsmotors mit 4
Zylindern in Reihe, der 16 Ventile und einen Hubraum von 1600 cm³ aufwies,
installiert. Diese Ventile waren aus SUH-36 hergestellt und ihre Ventilflächen
waren mit Stellite #32 beschichtet. Der Verschleißfestigkeitstest wurde durch
geführt durch Inbetriebnahme des Motors für 300 Stunden mit einer Motor-Umdrehungszahl
von 6000 UpM unter Verwendung von unverbleitem Normal
benzin oder von verbleitem Benzin. Nach dem Test wurde der Verschleiß je
des erfindungsgemäßen Ventilsitzringes und des entsprechenden Ventils ge
messen.
Es wurde ein Maschinenbearbeitungstest mit den Sinterlegierungen wie folgt
durchgeführt. In diesem Test wurden die äußeren Oberflächen von 50 Stücken
aus jeder Sinterlegierung mit einem Außen-Durchmesser von 40 mm und einer
Dicke von 10 mm mittels einer Drehbank vom Ohkuma-Typ mit einer Umdre
hungsgeschwindigkeit von 525 UpM, mit einem Maschinenbearbeitungsschaft
von 0,5 mm, einer Laufgeschwindigkeit von 0,1 mm pro Umdrehung und einem
superharten Chip ohne Verwendung irgendeines Schneidöls geschnitten. In
diesem Test wurde als Ergebnis die maximale Schneidekraft der Drehbank
aufgezeichnet.
Mit einem Autographen wurde unter Anwendung einer Kreuzkopf-Geschwin
digkeit von 0,5 mm/min die radiale Druckfestigkeit jeder Sinterlegierung mit
einem Außendurchmesser von 40 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm
und einer Dicke von 10 mm bestimmt.
Die Bewertung der Kompressibilität jeder Pulver-Mischung wurde wie folgt
durchgeführt: zuerst wurde jede Pulver-Mischung unter einer Belastung von 6 t
f mit einer Test-Vorrichtung vom Amsier-Typ unter Verwendung einer Kokille
mit einem Durchmesser von 11,3 mm verdichtet. Dann wurde die Dichte des
Pulver-Preßlings bestimmt.
In jeder der Fig. 1 bis 26c repräsentieren die in dem Diagramm angegebenen
Ziffern die Proben-Nummer der Sinterlegierungen.
Die Ergebnisse der obengenannten Test wurden wie folgt interpretiert:
Wie in Fig. 1 und in der entsprechenden oberen Hälfte der Tabelle 4a darge
stellt, wurden sie so interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von un
verbleitem Benzin ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Wolfram-Gehaltes
der ersten Phase auf einen Bereich von 3 bis 7 Gew.-%. Außerdem
wurden sie auch, wie in Fig. 15 und der entsprechenden oberen Hälfte der Ta
belle 4e dargestellt, so interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von
verbleitem Benzin ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Wolfram-Gehaltes
der ersten Phase auf einen Bereich von 3 bis 7 Gew.-%. Wie in Fig.
2 und in der entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 4a dargestellt, wurde
dies so interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von unverbleitem
Benzin ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Wolfram-Gehaltes der
zweiten Phase auf einen Bereich von 3 bis 15 Gew.-%. Außerdem wurde dies,
wie in Fig. 16 und in der entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 4e dar
gestellt, auch so interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von verblei
tem Benzin ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Wolfram-Gehaltes
der zweiten Phase auf einen Bereich von 3 bis 15 Gew.-%. Wie in Fig. 3 und
in der entsprechenden oberen Hälfte der Tabelle 4b dargestellt, wurde dies so
interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von unverbleitem Benzin
ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Vanadin-Gehaltes der zweiten
Phase auf einen Bereich von 2 bis 7 Gew.-%. Außerdem wird, wie in Fig. 17
und in der entsprechenden oberen Hälfte der Tabelle 4f dargestellt, dies so
interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von verbleitem Benzin aus
reichend niedrig wird durch Einstellung des Vanadin-Gehaltes der zweiten
Phase auf einen Bereich von 2 bis 7 Gew.-%. Wie in Fig. 4 und 5 und in der
entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 4b dargestellt, wurde dies so inter
pretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von unverbleitem und verbleitem
Benzin ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Vanadin-Gehaltes der
ersten Phase auf einen Bereich von bis zu 1,5 Gew.-%. Wie in Fig. 6 und in
der entsprechenden oberen Hälfte der Tabelle 4c angegeben, wurde dies so
interpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von unverbleitem Benzin
ausreichend niedrig wird durch Einstellung des Chrom-Gehaltes der zweiten
Phase auf einen Bereich von 1 bis 7 Gew.-%. Außerdem wird dies, wie in Fig.
18 und in der entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 4f dargestellt, so in
terpretiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von verbleitem Benzin ausrei
chend niedrig wird durch Einstellung des Chrom-Gehaltes der zweiten Phase
auf einen Bereich von 1 bis 7 Gew.-%. Wie in Fig. 7 und in der entsprechen
den unteren Hälfte der Tabelle 4c dargestellt, wurde dies so interpretiert, daß
der Verschleiß bei Verwendung von unverbleitem Benzin ausreichend niedrig
wird durch Einstellung des Chrom-Gehaltes der ersten Phase auf einen Be
reich von bis zu 1 Gew.-%. Außerdem wird dies, wie in Fig. 19 und in der ent
sprechenden oberen Hälfte der Tabelle 4g dargestellt, so interpretiert, daß der
Verschleiß bei Verwendung von verbleitem Benzin ausreichend niedrig wird
durch Einstellung des Chrom-Gehaltes der erste Phase auf einen Bereich von
bis zu 1 Gew.-%. Wie in Fig. 8 und in der entsprechenden oberen Hälfte der
Tabelle 4d dargestellt, wurde dies so interpretiert, daß der Verschleiß bei Ver
wendung von unverbleitem Benzin ausreichend niedrig wird durch Einstellung
des Gewichtsverhältnisses zwischen der ersten Phase und der zweiten Phase
auf einen Bereich von 20 : 80 bis 80 : 20. Außerdem wird dies, wie in Fig. 20 und
in der entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 4g dargestellt, so interpre
tiert, daß der Verschleiß bei Verwendung von verbleitem Benzin ausreichend
niedrig wird durch Einstellung des Gewichtsverhältnisses zwischen der ersten
Phase und der zweiten Phase auf einen Bereich von 20 : 80 bis 80 : 20. Wie in
den Fig. 9 bis 10 und in der entsprechenden oberen Hälfte der Tabelle 5a und
in den Fig. 21 bis 22 und der entsprechenden oberen Hälfte der Tabelle 5d
dargestellt, wurde dies so interpretiert, daß die Verschleißfestigkeit bei Ver
wendung von verbleitem Benzin und die radiale Druckfestigkeit ausreichend
hoch werden durch Einstellung des Silicium-Gehaltes der ersten oder zweiten
Phase auf einen Wert in dem Bereich von 0,1 bis 5,0 Gew.-%. Wie in Fig. 11
und in der entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 5a und in Fig. 23 und in
der entsprechenden unteren Hälfte der Tabelle 5d angegeben, wurde dies so
interpretiert, daß die radiale Druckfestigkeit ausreichend hoch wird durch Ein
stellung des Mangan-Gehaltes der ersten oder zweiten Phase auf einen Wert
in dem Bereich von 0,1 bis 0,6 Gew.-%.
Der gesamte Inhalt der japanische Patentanmeldung Nr. 8-92752, eingereicht
am 15. April 1996, und der japanischen Patentanmeldung Nr. 9-57943, einge
reicht am 12. März 1997, umfassend die Beschreibung, Patentansprüche,
Zeichnungen und eine Zusammenfassung, wird in seiner Gesamtheit in die
vorliegende Erfindungsbeschreibung aufgenommen.