DE2311091A1

DE2311091A1 - Bei hohen temperaturen abriebfeste sinterlegierung

Info

Publication number: DE2311091A1
Application number: DE19732311091
Authority: DE
Inventors: Kametara Hashimoto; Kunizo Imanishi; Seishu Mitani; Itaru Niimi; Yoichi Serino; Tetsuya Suganuma; Aichi Toyota; Kenji Ushitani
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1972-03-06
Filing date: 1973-03-06
Publication date: 1973-09-20
Also published as: AU5297273A; US3863318A; AU475234B2; GB1379004A; JPS4890907A; DE2311091B2; DE2311091C3; JPS5341086B2

Description

fATENTANWALT Dr. jur. UWE DREISS L"dJJ?ei£

Oirlom.|»g^i«r.M.S<. Telefon (0Π1) 24«» _ä--

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Anmelder: Toyota Jidosha Kogyo K.K. öofcm. 5.3.1973 Mein Zeichen: Tt — .

AmIl. AkI. Z

Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterle^ierunp

Die Erfindung betrifft eine bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterlegierung.

Eine derartige Sinterlegierung soll vorzugsweise für die Herstellung von Ventilsitzringen Verwendung* finden. Als Materialien für derartige Zwecke hat man seither weitgehend spezielle Gußeisensorten oder hitzebeständigen Stahl verwendet. Diese Materialien eignen sich auch für diesen Zweck, sofern die Motoren, fieren Teile aus einem solchen Material hergestellt werden, mit Treibstoffen betrieben werden, die AiitikJ opfmittel wie z.B. Totraiithylenbloi enthalten; sie sind jedoch nicht geeignet, wenn bleifreies Benzin verwendet wird. Das ist darauf zurückzuführen, da/3 verschiedene organische Bleivorbindungen, die dem Bonzin als Antiklopfmittel beigemischt sind, bei Verbrennung des Benzins Bleioxide bilden, die sich auf den Arbeitsflächen tier Ventile und der Ventilsitzringe niederschlagen und dann deren Überflächen schützen bzw. als Schmiermittel dienen oder die Aufschlagenergie der Ventile absorbieren und so Abrieb verhindern, wird jedoch bleifroies Benzin verwendet, dann geht auch der abriebniindoi-nde Effekt des als Verbrennungsrückstand zur Verfugung stehenden Bleis verloren und Ventilsitzringe oder^ ähnliche hohen mechanischen Beanspruchungen ausgesetzte Teile unterliegen

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einem sehr starken Abrieb, der wiederum zu einer nur sehr schlechten Passung zwischen Ventile und Ventilsitz führt. Daraus wiederum ergibt sich ein Abfall in dei' Leistung eines solchen Motors und BetriebsstöruniTen, die den normalen Lauf beeinträchtigen.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Material zu schaffen, das den Anforderungen ι die hinsichtlich Teniperaturbes tundiglceit und Abriebfestigkeit an derartige Bauteile zu stellen sind, auch in Abwesenheit von ßleizusätzon zum Betriebsmittel gewachsen ist.

Erf indungsgemilß wird dies dadurch erreicht, daß die Sinterlegierung aus 3~^O(Gewicht s- )^rp Molybdän, 0.5-1 · 5^ Kohlenstoff, 3-25;i Kobalt, 1-15°*. Blei und don Kest Eisen enthält, wobei eine (Wo +6) oder eine {et, + £) -Phase, sowie das/in die Eisehniatrix dispergicrt sind.

Dadurch wird erreicht, daß die Eiseninatrix besonders harte Partikel enthält und in ihr das Blei dispergiert ist.

Ausführungsbeispiele der· Erfindung weiden im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben. Es stellen dar:

Fig. 1 eine unter dem Mikroskop erstellte Fotografie der Oberfläche ein-er Sinterlegierung nach einem Ausführungsbeispiel ;

Fig. 2 eine unter dem Mikroskop erstellte Fotografie der Oberfläche einer Vergleichslegierung;

FifT« 3 die schernatische Darstellung des Gefüges der Sinterlegierung nach dem Ausführungsbeispiel.

Die anhand der Ausführungsbeispiele beschriebenen Sinterlegierungen eignen sich besonders als Material für Ventilsitz-

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ringe und sichern eine gute Leis uhr eines Motors auch bei Verbrennung von bleifreiem Benzin, leichtem öl oder flüssigem Propangas, das von vorne herein von organischem Blei frei ist. Das Material eignet sich ferner Tür Lager und gleitende Teile, die unter Ilochterapiiraturbedinguiigen eingesetzt werden. Das folgt daraus, daß in der relativ weichen r,isen:nHtrix bestimmte Phasen von Fe und Ho mit einer Partikelgrüße von einigen
10 u und einer Härte von liv. 600-13Oi: sowie Pb dispergiert ist.

Modifiziert nan die oben angegebene Zusammensetzung der ISintorlegiening dahingehend, daß ιη?>ιι ferner Kinkel mit einem Anteil von 1-15.·- oder .Chrom init einem Anteil von 3-25'' oder sowohl Nickel als auch Chrom mit einem Gesamtanteil von 2-30$ zusetzt (alle Angaben in Gewichtsprozenten), dann kann man die Wärmebestiindigkeit und die Abriebfestigkeit noch weiter steigern.

Zur Herstellung derartiger* Sinterlegierungen ist neben der Auswahl der Bestandteile auch die Dr:uer und die Temperatur beim Sintern zu beachten. Vorzugsweise findet bei der Herstellung der auf Fe-Rasis hergestellten gesinterten Legierung, die einen beachtlichen Anteil von Mo und Co enthalten, bei einer Temperatur von I3^;>f> C über vergleichsweise lange Zeiträume statt; sie ermöglichen, daß die Atome der Legierung in ausreichendem Ausmaß in das Fe dilfundieren können.

Selbst wenn der Legierung eine beachtliche Menge von Mo beigemengt ist, kann man den Sintervorgan jedoch in einem Temperaturbereich von 1130 C und II80 C auch innerhalb relativ kurzer Zeit, also z.D. in einem Zeitraum zwischen 25 und '45 Minuten durchführen und dabei eine bestimmte Diffusion des Mo und Cr in die Fe-1-iatrix, sowie eine bestimmte Diffusion von Fe in das friO-Pulver erreichen. Wichtig ist, daß der Mo-Gehalt in der Fe-Hatrix weniger als 3/>» "die Mo-Konzentration

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im Mo-Pulver zwischen kO und 80'j beträgt und daß die Härte der Legierung Hv (io) 600 bis 1300 ist.

Fig. 1 zeigt eine mikroskopische Aufnahme einer Probe, die unter den oben anger.cbonen Bedingungen erstellt wurde. Darin sind die in Partikelform verstreuten !o-Phasen klar zu ersehen. Fig. 2 zeigt eine weitere mikroskopische Aufnnhne Tür eine Probe deren Zusammensetzung mit der des Ausführungsbeispiels Nr. k (siehe nachfolgende Tabelle) identisch ist und die eine Stunde Inr.g bei einer Temperatur 'von 1300 C gesintert wurde, Mo-Phasen sind Jedoch nicht wie in Fig. 1 ersichtlich und die £-Phasen haben sich signifikant an den Korngrenzen niedergeschlagen. Bei einer solchen Struktur AYird die Legierung selbst brüchig und eine Verbesserung der Abriebfestigkeit kann man wegen der Gefahr eines Abbröckeins der an den Korn/vrenzen niedergeschlagenen Phasen von eben diesen Korngrenzon nicht erreichen. Bei der in Fig. 2 dargestellten Probe beträgt der Abrieb unter diesen Umständen 5.74 mm.

Fig. 3 ist eine Darstellung· des Gefüges, auf dessen Eigenheiten die hohe AbricbfestigXeit bei hohen Temperaturen beruht. 1 ist die auf Fe-Easis aufgebaute Matrix, 2 sind die harten Mo-Partikel und 3 das Blei. Bei Beginn tier Benutzung der Sinterlegierung werden zunächst ciie vergleichsweise weichen Oberflächen der auf Fe-Basis aufgebauten Matrix abgerieben. Die harten Mo-Partikel bilden jedoch (at, + £) oder (Mo + £)-Phasen, di-e bei hohen Temperaturen stabil und hochgradig abriebfest sind. Durch diesen teilweisen Abriebvorgang bilden sich großstücki;-;e und löchrige Oberflächen. Das bei hohen Temperaturen schmelzende Blei wandert in diese löchrigen Bereiche, bildet dort Bleioxyd und haftet dann an diesen Stellen an der Oberfläche an.

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Die auf diese Weise wirkenden Sinterlegierungen zeigen eine überlegene Abriebfestigkeit bei hohen Temperaturen; sie geht auf die Abriebfestigkcit der harten Mo-Partikel selbst zurück; gleicnzoitig ist aber die Schmierfähigkeit des Bleioxyds gegeben, das sich an den löchrigen Vertiefungen während des Betriebs anlagert.

Im folgenden werden die Zusammensetzungen und die Herstellung von Ausführungsbeispielen eingegeben.

Grundsätzlich wurde bei allen Ausführungsbeispielcn wie folgt vorgegangen. Es wurde reduziertes Fe-Pulver mit einer Siebfeinheit von weniger als 100 mesh (woniger als 1*4? /j) ι reduziertes Co-Pulver mit einer Siebfeinheit von weniger als 200 mesh (weniger als 7^ /u), Nickel-Carbonylpulver mit einer Korngröße von durchschnittlich 3/i» gestoßenes Cr-Pulver mit einer Siebfeinheit von weniger als 2OO mesh, flockiges Grr.phit-Pulver und gestoßenes l^Jb-Pulvcr mit einer Siebfeinheit von weniger als 100 mesh benutzt. Für die Proben Nr. 1, k, 5» 6, 7, 8 und 9 wurden Legierungen verwendet, die einen Anteil von dyy an gestoßenem Fe-Mo-Legierungspulver nit weniger als 200 mesh Siebfeinheit und öe.n Rest Mo-Pulver enthielten. Für die Proben 2 und 3 wurde reduziertes Ho-Pulvor mit einer Korngröße von 3-6 verwendet und so gemischt, daJi die Zusammensetzungen nach Tabelle 1 entstanden. Für den Mischvorgang wurde ein Pulvermischgerät von V-Typ verwendet. Als Schmiermittel wurde jeder Probe O.5 $ Zink-Stearat beigegeben.

Jede der Proben wurde nach Erstellung der Mischung auf eine Dichte von 6.8 g/cm in einer hydraulisehen Presse gepreßt und geformt. Die Proben 1-5 wurden in einer zersetzten Am loniu'igas-Atmosph;ire, die Proben 6-9 wegen des Cr-Gehalts zur Ver-

-3 meldung einer Oxydation in einem Vakuum von mehr als 10 mmhg rt.

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Die Sinterteinperatur lag jeweils im Bereich von 1130 C bis 1180 C; dabei wurde die Diffusion von Mo in die Fe-Matrix auf weniger als y-o begrenzt,

Die Probe Nr. 3 wurde gewonnen, indem man das Pb-Pulver und die anderen Bestandteile zur gleichen Zeit zusammengegeben und gewischt hat. Die anderen Proben wurden gewonnen, indem die Grundsubstanz 30 Minuten lang bei 9-Oo C in der zersetzten Animoniunigas-Atmosphäre erhitzt und nach uem Sintern einer Tränkung mit Pb unterworfen wurden.

In der nachfolgenden Tabelle ist der Abrieb als Abnahme in mm der Höhe einer quadratischen Probe angegeben, die auf einem Gußeisenstuck angebracht war. Es handelt sich dabei um die Werte nach 100 Stunden Test in einem Prüfgerät, in dem die Proben jeweils mit 10 Upm und bei einer Temperatur von 5OO-55O°C rotieren und dr.bei pro Minute 25OÜ Stößen ausgesetzt werden, welche jeweils über einen Anschlag aus hitzebeständigem Stahl einen Kontaktdruck von 30 kg/cm " ausüben (Sliding High-Cycle Impact Test).

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TABELLE

Probe Nr.	Chemische Zusammen setzung Gewichts-%	Härte	600°C Hv(5)	Zug festig keit (600⁰C) Kg/mm	\br*ieb mm
Beispiel 1	(Fe-10% Mo-10% Co -1.2%C) -12%Pb	Raumtempe ratur Iv(IO)	180	29	0.73
Beispiel 2	(Fe-3%Mo-3%Co-0.5%C) -15%Pb	2H0 I ί	120	13	0.61
Beispiel 3	Fe-20%Mo-2 5%Co-l.5%C -l%Pb	150 ¹	180	21	0.67
Beispiel 4	(Fe-10%Mo-10%Co -l%Ni-1.2%C) -12%Pb	250	185	23	0.64
Beispiel 5	(Fe-10%Mo-10%Co -15%Ni-i.2%C) - 12%Pb	290	. 220	37	0.51
Beispiel 6	(Fe-10%Mo-10%Cc-3%Cr -1.2%C) -12%Pb	3M0	210	30	0.62
Beispiel 7	(Fe-10%Mo-10%Co 35%Cr-1.2%C) -12%Pb	280	230	46	0.48
Beispiel 8	(re-10%Mo-10%Co-l%Ni -l%Cr-1.2%C) -12.%Pb	320	205	28	0.60
Beispiel 9	(re-10%Mo-10%Co-5%Ni -25%Cr-1.2%C) -12%Pb	300	240	54	0.46
Vergleichs- probe 1 (Gußeisen)	re-3.5%C-25'³oSi-l%Mn 0.5%P-Ö.5%Cr-05%Ho -0.1%V	330	220	30	7.42
Vergleichs probe 2 Hitzebe ständige r Stahl)	Fe-O.4%C-2%Si-15%Cr 15%Ni-2%W-O.5%Mn	280	260	45	6.88
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Wie aus der Tabelle ersichtlich, ist der Abrieb bei den Ausfuhrungsbeispielen der Sinterlegierung erheblich geringer als bei den herkömmlichen Materialien für Ventil si tzrin,^r:e, also z.B. bei Gußeisen oder hi tzebestündigern Stahl, Wenn notwendig, kann die Hochtcmperaturfestipkeit ferner durch Beigaben von Ni und Cr erhöht werden.

Im folgenden werden die Wirkungen der einzelnen Komponenten und die Grunde für die Bereichsauswahl in der Zuscitmiensetzung der Sinterlegierung angegeben.

Bei den angegebenen Sinterlegierungen dringt der Kohlenstoff in das Eisen in Form einer festen Lösung ein und bildet Perlit. Er führt zu einer Erhöhung der Härte und der Abriebfestigkeit und verbessert auch die mechanischen Eigenschaften, Kombiniert mit Ho bildet der Kohlenstoff Karbide der Art MOpC oder MoC. Dadurch wird die Abriebfestigkeit ebenfalls erhebt. Ist der Kohlenstoffgehalt jedoch geringer als o.5/=>» dann ist diese Wirkung noch unbefriedigend; ist er höher als 1.5ί»ι dann schlagen sich die Karbide und ferner Zementit so übermäßig nieder, daß die Bearbeitbax'keit der Legierung beeinträchtigt wird. Daher sollte sich der Kohlenstoffgehalt innerhalb der Grenzen von 0.5-1.5/^ bewegen.

Sowohl Molybdän als auch Blei sind wichtig für die beschriebene Sinterlegierung. Das Mo ist nicht gleichmäßig in die Fe-Matrix diffundiert; es ist vielmehr in Form von Körnern mit einer Größe von mehreren 1Ou verteilt. Durch Steuerung der Diffusion des Fe in das Mo wird erreicht, daß das Mo in seiner (ot +£ ) oder (Mo + £)-Phase vorhanden ist. Dadurch ergibt sich eine härte von Hv 600-130O.

Die (Mo +£) oder (06 + £)-Phase behält ihre Härte selbst bei 6OO C und hat bei diesen hohen Temperaturen eine hohe Abriebfestigkeit.

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Ist der Mo-Gehalt kleiner als yja_% dann ist die Zahl der Partikel mit der (<* +6) oder der (Mo + £ )--Phase zu klein und damit auch die Abriobf estigktjit unzureichend. Ein i-iO-Gc lalt von mehr als 3$ ist daher erstrebenswert. Auf der anderen Seite ist ein Mo-Gehalt von mehr als 20)4 nicht so wirkungsvoll für die Erhöhung tier Abriebfestigkeit wie tnpn es an sich erwarten würde. Ks ergibt sich im Gegenteil sogar eine Verschlechterung der nechanisclicn Eigenschaften. Daher sollte der Mo-Gehalt im Dereich zwischen 3 und 20^ liefen.

Mo in teilweiser fester Lösung im Fe hat die Wirkung der Erhöhung seiner \.idorstandsfähigkoit gegenüber einem ./eicherwerden durch einen Anlaflvorpang bni hohen Temperaturen und verbessert die Stoßfestigkeit. Ferner ergibt sich, daß »las niedergeschlagene oder quasi-niedei'gesctilagene Ho, das bei hohen Temperaturen ko-Oxyde bildet, eine Verbesserung dar Abriebfestigkeit durch Verringerung des Reibungskoeffizienten mit sich bringt.

Das Mo kann entweder als rio-Pulver oder als Pulver einer Fe-Mo-Legierung verwendet worden.

Das Co wird ebenfalls den Sinterlegierungen beigegeben. Als vollkommene feste Lösung im Eisen verhindert"es das Wachstum der Ferrit-Krlstall-Kürner und daher einen Abfall der iiärte bei hohen Temperaturen; die Wirkung tritt mit zunehmendem Co-Gehnlt ein; ferner werden die mechanischen Eigenschaften verbessert. Dieser Effekt führt, wenn er mit einer Verstärkung der'hinduug zwischen der Fe-Kntrix und dein Mo-Kürnern gekoppelt ist, zur Erhöhung der Abriobfestigkeit bei hohen Temperaturen. Die Wirkung, die dem Co in Form einer festen Lösung bei der Härtung des Ferrits zukommt, ist jedoch gering, da sie nicht zu einer beachtlichen Zunahme der Härte der Logierung bei Raumtemperatur führt. Co hat den Vorteil»

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daß es die Benrbeitbarkeit des Materials nicht im gleichen Maße negativ beeinflußt, wie es die Hitzebeständigkeit verbessert. Dieser Vorteil wirkt sich jedoch in der Praxis bei einem Co-Gehalt von weniger als 5^» noch nicht aus. Andererseits ist dieser Vorteil bei einem Co-Gehalt von mehr als 25/b nicht mehr so groß, wie man das an und für sich aufgrund der Zunahme erwarten müßte. Außerdem bildet sich bei einem Gehalt von ^6-69^0 teilweise eine Super-Gitterstruktur, die zu einer Versprödung der Le;;ieruriß rührt. Aus diesen: 'irunde sollte der Co-Gehalt im Bereich zv.-i sehen 5 und 25/* liefen.

Während des praktischen Einsatzes der Legierung schlügt sich Blei auf der Überfläche uer Legierung als dünner Film nieder und bildet so Bleioxyd, das als Schmiermittel dient und damit ebenfalls zur Erhöhung der Abriebfestigkeit beitragt. Die bedeutsame Zunahme in der Abriebsfestigkeit bei hohen Temperaturen bei den angegebenen Sinterlegierungen beruht auf dem kombinierten Effekt der Schmioi-wirivung des Pb, der Krhöhung der Abriebfestigkeit durch das Mo der Erhöhung der Hitzebeständigkeit durch das Co. Das Pb erhöht außerdem die maschinelle Bearbeitbarkeit erheblich. Dieser Effekt ist jedoch bei einem Bl'ei-Gehalt von weniger als 1^ sehr gering; auf der anderen Seite zeigt sich, daß bei einem Gehalt von mehr als 15';i die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung nicht mehr zufriedenstellend ist. Daher sollte der Gehalt zwischen 1 und 15$ liegen.

Gemäß der Erfindung wird also durch eine adäquate Kombination der Elemente Fe, Mo, Co, C und Pb \md eine wirksame Ausnützung der durch sie teilweise bzw. in Kombination erzeilten Erhöhung der Abriebfestigkeit, der Hitzebeständigkeit und der Schmierwirkung auch bei hohen Temperaturen eine Erhöhung der Abriebfestigkeit als Gesanitwirkung erzielt, Hitzobostündigkeit

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und Abriebfestigkeit können noch weiter erhöht werden, wenn Ni und Cr entweder einzeln oder in Kombination zugegeben werden, ohne/uabei die oben bereits beschriebenen Wirkungen preisgegeben werden müssen.

Zusätzliche Beigabe von Ni, das, wie das Co, in jedem Verhältnis mit dem Fe eine feste Lösung eingehen kann, erhöht die Härte und die Zähigkeit der Legierung; wird Ni in großen Mengen zugegeben, trägt es auch zur Erhöhung der Hitzebeständigkeit bei.

Das Mo kann mit dem Ni eine bis zu 2ü> Mo enthaltende feste Lösung eingehen, die selbst bei Raumtemperatur die Bindung zwischen der Fe-Matrix und dem Mo und damit die Abriebfestigkeit der Sinterlegierung erhöht. Diese Wirkung ist jedoch bei einem Ni-Gehalt von weniger als 1^ gering. Vom Standpunkt der Abriebfestigkeit genügt ein Gehalt von 5/^i er kann jedoch je nach dem gewünschten Grad der Hitzebeständigkeit erhöht werden. Bei über 15$ ergibt sich jedoch keine bedeutende Zunahme der Hitzebeständigkeit mehr, so daß man den Ni-Gehalt auf normaler V/eise auf einen Bereich zwischen 1 und 15$ begrenzt.

Bei der Bestimmung des Cr-Gehaltes ist von folgendem auszugehen: Dieses Element erhöht als feste Lösung im Eisen dessen Festigkeit und Zähigkeit j seine Koexistenz mit Fe _C bildet Karbide, z.B. (Fe₃C)₁₈, Cr₁^C, (Fe₃C)₉, Cr^C und Fe₃CCrC, die ihrerseits wieder die Härte und die Abriebfestigkeit der Sinterlegierung erhöhen. Das Cr bewirkt fterner eine Kinimalisierung der Verschlechterung des Materials infolge eines Temperaturanstiegs und erhöht somit die Hitzebeständigkeit. Bei weniger als 3/& ist dieser Effekt jedoch nicht besonders groß; bei mehr als 25Ϊ9 ist dieser Effekt geringer, als man es aufgrund der Zunahme des Gehaltes an sich erwarten würde; es tritt

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vielmehr eine Versprödung des Materials ein. Daher ließt der Gehalt vorzugsweise bei weniger als 25/4. .

Wenn sowohl Ni und Cr beigefügt werden, dann ist der Boreich ihres geneinsamen Anteils 2-3'wo. Wenn Ki oder Cr allein beigefügt werden, dann wird die Wirkung einer gleichzeitigen Zugabe beider Elemente noch nicht in vollem Umfange auftreten, wenn nicht der Gehalt jeder Komponente mindestens O. 5^- beträgt,,

Bei den Sinterlegierungen gemäß vorliegender Erfindung sind Körner mit der Größe von einigen 10 u der (Mo + £)-Phase mit einer Härte von Hv 600-13^i>0, die selbst bei hohen Temperaturen stabil ist, gleichmäßig in der Matrix der hitzebeständigen Sinterlegierung des relativ weichen Fe-Co-C-Systems dispergiert und erhöhen so die Abriebfestigkeit. Das Pb wird beigegeben, um die Schinierwirkung zu erhöhen.

Sinterlegierungen der beschriebenen Art eignen sich ganz besonders als Material für Venti lsitzrin/^e bei Verbrennungsmotoren, in denen ein Treibstoff verbrannt wird, der keine AntiklDjfinittel enthält, also beispielsweise nicht-verblei te Benzine, verflüssigtes Propangas oder leichtes Öl; d;»s Katerir.l ist jedoch gleichermaßen verwendbar für Lager, die ohne Schmierung und bei hohen Temperaturen betrieben werden, wie z.B. Lager in Warmwalzen.

Patentansprüche

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Claims

7 STUTTGART 1 AJnondaritraO« M Toyota Jidosha Ko#yo K.K. Do*«.. 5.3.1973 Am«. Akt. Z.i Patentansprüche

1) Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sintei'lefsieimnpi dadurch gekennzeichnet, daß sie 3-2ü(Gowichts-)>> Molybdän, 0.5-1.5/· Kohlenstoff, 3-25',ΰ Kobalt, 1-15'' Blei und den Rest Eisen enthalt, wobei eine (Mo +£ ) oder die (o£ + £)-Phase, sowie das Blei in die Eisenmatrix disperftiert sind.

2) Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterlefiierunp nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinterle^iö· rung ferner Nickel mit einom Anteil von 1-15,» entlialt.

3) Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterlegierung nach Anspruch 1, deidurch gekennzeichnet, daß die Leßierunc ferner Chrom mit einem Gehalt von 3-25'/" enthält.

h) Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterleßierun^ nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinterlegierung ferner Nickel und Chrom mit einem Gesamtariteil 2-30'^ enthält.

5) Bei hohen Temperaturen abriebfeste binterlegierunß nach einem der Ansprüche 1 bis h, dadurch pokennzeichnet, daß die Korngröße der (Mo + £ ) oder (öS + £ )-Phase einige 10 yu beträft.

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6) Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis k, dadurch gekennzeichnet, daß es eines oder mehrere der Karbide (Fe„C)iS, Cr.C, (Fe„C)_Q und Fe„C.CrC enthält.

7) Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5» dadurch ^kennzeichnet daß der in die Fe-Matrix diffundierte Anteil des Molybdän weniger als 'J\\ beträft.

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