DE2507375A1

DE2507375A1 - Eisenhaltige sinterlegierung mit verbesserter verschleissfestigkeit und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE2507375A1
Application number: DE19752507375
Authority: DE
Inventors: Kentaro Takahashi; Shigeru Urano
Original assignee: Nippon Piston Ring Co Ltd
Current assignee: Nippon Piston Ring Co Ltd
Priority date: 1974-02-21
Filing date: 1975-02-20
Publication date: 1975-08-28
Also published as: JPS50115108A; GB1500736A

Description

PATEN FANWÄ'-TE A. GRÜNECKER

DIPL.-INQ.

H. KlNKELDEY

DR.-INO.

W. STOCKMAIR

DR.-1NS. · AoE (CALTSCH)

2507375 ^K- SCHUMANN

. DR. RER. NAT. · DIPL.-PHYS.

P. H. JAKOB

DIPL.-ΙΝΘ.

G. BEZOLD

DR. RER. NAT. ■ DIPL.-CHEM.

MÜNCHEN

E. K. WEIL

DR. RER. OEC. INS.

LINDAU

MÜNCHEN 22

MAXIMILIANSTRASSE 43

====== 20.2.1975

NIPPON PISTON RING CO., LTD.

No. 1-18, Uchisaiwai-cho, 2-chome,

Chiyoda-ku, Tokyo / Japan

Eisenhaltige Sinterlegierung mit verbesserter Verschleißfestigkeit und Verfahren zu deren Herstellung

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer verschleißfesten eisenhaltigen Sinterlegierung sowie neuartige eisenhaltige Sinterlegierungen, welche zur Verwendung als Werkstoffe für dae Herstellung von mechanischen Elementen mit verbesserter Verschleißfestigkeit bei höheren und hohen Temperaturen bestimmt sind. Als Beispiel für solche mechanischen Elemente seien Ventilsitze genannt.

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TELEFON (OBB) 22 28 62 TELEX OQ-2O38O TELESBAMME MONAPAT

ORIGINAL INSPECTED

Es sind "bereits verschiedene Verfahren zur Herstellung verschleißfester eisenhaltiger Sinterlegierungen vorgeschlagen worden, "bei welchen die Verschleißfestigkeit oder Abriebbeständigkeit durch die Verwendung hochlegierter Pulver, durch die Verwendung von harten, innerhalb der Legierungsmatrix verteilten Teilchen und durch Verarbeitungsschritte, wie Wärmebehandlungen und Schmieden gesteigert wird. Werden die charakteristischen Eigenschaften der Matrix eisenhaltiger Legierungen betrachtet, so stehen drei Verfahren zur Steigerung der Verschleißfestigkeit zur Verfügung: 1) die Dichte der Legierung kann erhöht werden, 2) die Legierungsmatrix kann, gehärtet werden den_t und 3) harte Teilchen können in der Legierung dispergiert werden. Natürlich lassen sich auch Kombinationen dieser drei Verfahrensweisen vornehmen.

Das Schmieden ist zur Herstellung hochfester Legierungen verwendet worden, um die Dichte und Härte der Legierungsmatrix zu erhöhen. Beim Schmieden läßt sich jedoch das Verteilen harter Teilchen in die Legierung im Hinblick auf eine befriedigende Lebensdauer der Gosenke oder Schmiedeformen und dgl. nur schwerlich bewirken und demzufolge wird üblicherweise zur Behandlung der Legierungen, welche dispergierte harte Teilchen enthalten, ein Sinterverfahren verwendet, wodurch die Dichte relativ niedrig bleibt.

Außerdem wird bei dem im Stand der Technik bekannten Verfahren zur Kupfer-Infiltration in die eisenhaltige Sinterlegierung Kupfer gleichzeitig mit oder kurzzeitig nach dem Sintervorgang infiltriert. Bei diesem bekannten Verfahren können die Legierungen jedoch wegen der schlechten Formstabilität und der schlechten Bearbeitbarkeit der erzeugten Legierung nicht im großtechnischen Naßstab erzeugt wer-

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den, was einerseits darin liegt, daß die Matrix durch ein rasches Abkühlen gehärtet werden muß und andererseits eine Folge der jeweiligen normalerweise verwendeten Infiltrationstechnik ist.

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein VerfahEEn zu schaffen, welches die Herstellung von äußerst dichten eisenhaltigen Sinterlegierungen gestattet, bei denen die Verschleißfestigkeit durch die Dispersion von harten Partikeln innerhalb der Legierungsmatrix so gesteigert ist, daß eine nachfolgende Härtung der Legierung mit Hilfe einer anschließenden Wärmebehandlung nicht erforderlich ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß a) einem Eisenpulver wenigstens eines der Elemente Kohlenstoff, Nickel, Mangan, Molybdän, Wolfram, Chrom und Kupfer in elementarer Form zugesetzt wird, daß b) das Produkt der Verfahrensstufe a) gesintert wird, daß c) das Produkt der Verfahrensstufe b) mit Kupfer oder einer vorherrschend kupferhaltigen Legierung bei einer Temperatur infiltriert wird, welche oberhalb des Schmelzpunktes des infiltrierenden Materials liegt und daß d) das Produkt der Verfairensstufe c) abgekühlt wird.

Im Gegensatz zu den bekannten mit Kupfer infiltrierten eisenhaltigen Sinterlegierungen besitzt die erfindungsgemäße Legierung eine ausgezeichnete Bearbeitbarkeit, da bei ihr eine perlitische Matrix, welche Ferrit oder Karbid enthält, nach der ersten oder Primärsinterung im Feingefüge ausgebildet ist.

Außerdem können durch Anwendung des Verfahrens nach der

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Erfindung die Legierungselemente und die Infiltrationselemente so miteinander kombiniert und wechselseitig diffundiert werden, daß das Grundgefüge teilweise oder vollständig in ein äußerst hartes Martensit- oder Bainit-Gefüge überführt wird, wodurch die Verschleißfestigkeit erhöht wird. Außerdem läßt sich bei dem erfindungsgemäßen Verfahren die Geschwindigkeit der abschließenden Abkühlung so steuern, daß eine zusätzliche Wärmebehandlung überflüssig ist.

Erfindungsgemäß wird demzufolge die Verschleißfestigkeit einer eisenhaltigen Legierung dadurch gesteigert, daß zunächst wenigstens eines der Elemente Kohlenstoff, Nickel, Mangan, Molybdän, Wolfram, Chrom und Kupfer mit den Anfangs-Legierungspulvern vermischt wird, worauf das ß'rzielte Produkt gesintert wird, um ein perlitisches Feingefüge zu erzielen. Sodann wird das nach dem Sintern vorliegende Produkt mit Kupfer oder einer vorhex-rschend kupferhaltigen Legierung bei einer hohen Temperatur infiltriert, worauf das Erzeugnis abgekühlt wird.

Wie bereits erwähnt, wurde das Verfahren nach der Erfindung geschaffen, um die vorstehend erwähnten Nachteile des bekannten Standes der Technik zu beheben. Dabei wird bei dem Verfahren nach der Erfindung 1) eines oder mehrere der Elemente C, Ni, Mn, Mo, W, Cr, Cu ausgewählt und mit den eisenhaltigen Legierungspulvern kombiniert, 2) anschließend das Produkt der Verfahrensstufe 1 gesintert, um eine perlitische Feinstruktur der Matrix zu erzielen, 3) das Produkt der Verfahrensstufe 2, welches das perlitische Feingefüge besitzt (welches Ferrit oder Karbid enthält) mit Kupfer oder einer vorherrschend kupferhaltigen Legierung bei einer Temperatur infiltriert, die oberhalb der Schmelz-

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temperatur des Kupfers oder der Kupferlegierung liegt. Der Infiltrationsvorgang kann auch bei einer geeigneten, unterhalb der Temperatur der Primärsinterung liegenden 'Temperatur der Verfahrensstufe 2 vorgenommen werden. 4) wird das Produkt der Verfahrensstufe 3 abgekühlt. Zwischen der zweiten und dritten Verfahrensstufe kann eine Bearbeitung vorgenommen werden. Die in der ersten Verfahrensstufe mit den eisenhaltigen Legierungspulvern vermischten Elemente (wenigstens eines der Elemente C, Ki, Kn, Mo, W, Cr und Cu) wirken in dor Verfahrensstufc 3 jeweils so mit dem nachfolgend infiltrierten Kupfer oder der vorherrschend kupferhaltigen Kupferlegierung zusammen, daß während der in der Verfahrensstufe id) erfolgenden Abkühlung mehr als 10% des Feingefüges der erzeugten Legierung in eine martensitische und/oder bainitische Matrix von hoher Härte umgewandelt werden.

Der Anteil an der oben erwähnten martensitischen oder bainitischen. Matrix von hoher Härte muß mehr als 10% der gesamten Legierung ausmachen, um die angestrebte Verschleißfestigkeit zu erzielen. Der genaue Anteil hängt jedoch ab von der Menge der Legierungselemente, der Teilchengröße und der Abkühlungsgeschwindigkeit in der abschließenden Verfahrensstufe (d).

Ausführungsbeispiele der Erfindung v/erden im folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher beschrieben. In dieser zeigen:

Fig. 1 eine perspektivische Darstellung eines blockförmigen Stückes der eisenhaltigen Sinterlegierung, nach der Erfindung,

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I¹Ig. 2 einen Schnitt durch ein Prüfgerät, welches zur Bestimmung der Versclileißf estigkeit der "blockförmig gestalteten Legierung nach Figur 7 "benutzt wird,

Fig. 5 eine perspektivische Darstellung eines ringförmigen rotierenden Elementes, welches o"ben auf den Drehteller des in Figur 2 dargestellten Gereutes angeordnet wird,

Fig. 4- einen Schnitt durch das ringförmige Element in Fig. 3, und

Fig. 5 zeigt die graphische Darstellung des Verhältnisses des Abriebs eines Probekörpers zum Abrieb bei 100% Perlit in Abhängigkeit vom Gehalt der Legierung am Martensit und Bainit.

Nachdem eine eisenhaltige Sinterlegierung nach der Erfindung in eine blockföriaige Gestalt (Figur 1) gebracht worden ist, kann sie mit Hilfe des in Figixr 2 dargestellten Gerätes auf ihre Versclileißf estigkeit geprüft werden. Die blockförmig gestaltete Legierung wird mit dem ringförmigen rotierenden Element in Berührung gebracht, welches sich auf dem mit einer Drehzahl von 800 Umdrehungen je Hinute drehenden Drehteller befindet. Dabei herrscht zwischen der blockförmig gestalteten Legierung und dem ringförmigen Element eine

Flächenpressung von 50 kg/cm . Ein Schmieröl gemäß SAE 30 mit einer Temperatur von 50°C wird in einer Menge von 0,5 l/min zwichen die Legierungsprobe und das sich drehende Element eingebracht. Die Verschleißfestigkeit wird bestimmt als das Verhältnis des Abriebs dec Probekörpers zu dem Abrieb, der bei einen zu 100% aus Perlit bestehenden Vergleichswerkstoff gemessen wurde.

B_eJ..cnapl__1

Ausgangnpuj.ver, welche Eisenpulver, Graphitpulver, reines Kieke !pulver (weniger als 74/tun Teilchengröße) (below. 200 mesh) und li'e-Ho--Pulver (weniger als 105 /Ui Teilchengröße) (below 150 mesh) enthielten, vmr-

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den in hinreichenden nennen miteinander* vermischt, um eine PuIVeX-¹LIiOCiUXnS zu erzielen, die 1,1 Gew.-^C,w Kohlenstoff, 0,8 Gew.-ya ITiekel und 1 Gew.-% Molybdän enthielt. Zinkstearat (Zink-Stearinsäure) wurde dann in einer Kenge von 1% hinzugefügt, und die gesamte Mischung wurde unter einen Druck von 6 t/cm^d~ gebracht und "bei einer Temperatur von 1120⁰C in einer Ammonia.k-Krackgas-Atmosphäre gesintert . ITach der Sinterung betrug die Dichte der Legierung 6,55 g/cm^, die Härte 87 auf der Rockwell-B-Skala war die Matrix perliticch und waren die Fe-Ho-Teilchen gleichförmig dispergiert.

Demgegenüber betrungen bei der Legierung nach der Infiltration mit Kupfer die Dichte 7>80 g/err*, die Härte 51₅0 auf der Bockwell-C-Skala und bestand die Matrix zu 80% aus Martensit und Bainit.

Die Figur 5 veranschaulicht die Abhängigkeit des bereits erwähnten Abriebverhälnitsser. von dem Gehalt an Martensit und Bainit im Gefüge der Legierung.

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Vie aus Figur 5 ersichtlich, sind bei einem Anteil von Martensit + Bainit von weniger als 10% im Gefüge keine Verbesserungen der Verschleißfestigkeit zu erzielen.

Der Einfluß der Infiltrierung auf die Dichte und die Härte der vorstehend; genannten Legierung ist aus der folgenden Tafel 1 zu ersehen. Als Infiltrationselement diente Kupfer.

Tafel

	1,1	Beisniel 2	Ni	,8	Ho(%)	Fe(%)	Dichte	,80	g/cm^	Härte
	1,1		0	,8	1,0	Rest	2	,55	g/cnr	Rockwell-C 51,0
Legierung nach der Infiltra tion	0		1,0	Rest	6			Rockv/ell-B 87
Legierung vor der Infiltra tion

Mit dem Werkstoff der in Tafel 1 angegebenen Zusammensetzung wurde eine Vergleichs-Verschleißprüfung zwischen dem infiltrierten und. dem nichtinfiltrierten Material vorgenommen. Die bei dem Vergleichsversuch benutzten Ventilsitze bestanden aus dem Werkstoff: SuH 31 B; die Versuchstemperatur betrug 500°C, wobei die Temperatur durch Verbrennen eines Gemisches aus Propan und Luft erzielt wurde, der Federdruck betrug 35 kg, die Ventil-Drehzahl betrug 8 bis 10 Umdrehungen je Minute, die Prüfung erfolgte- vrihrend 8 χ 1Cr Umdrehungen 'bei einer Drehzahl von 3000 Upa_} und die GeschwindigKeit beim Schließen des Ventils betrug 0,5 m/sek. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tafel 2 zusammengestellt

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ORlGiNAL INSPECTED

Tafel 2

	Mittlere Abriebsnenge
Legierung nach, der Infiltration	0,0121 am^ (n=5)
Legierung vor der Infiltration	0,028? mm² (n=5)

Um der rauhen Behandlung vor der Infiltration zu widerstehen, nuß die Legierung nach der Erfindung prinzipiell eine perlitische Matrix mit ausgezeichneten Verschleißeigenschaften "besitzen und einen geringen Anteil an Ferrit aufweisen. Zur Steigerung der Verschleißfestigkeit müssen Legierungselenente in einer gewissen Menge zugesetzt sein, damit in· gesinterten Zustand eine perlitische Matrix vorliegt. Die spezifischen Mengen an Molybdän und/oder Wolfram, die zur Umwandlung des Gefüges in ein martensitisches und/oder bainitisches Gefüge nach der Infiltration notwendig sind, hängen jedoch von den Ausgangsmaterialien, insbesondere der Pe-Ho, IPo-W, Mo und W enthaltenden Pulvermischung ab. Die notwendige Menge liegt zwicken 0,5 "bis 5%. Beträgt beispielsweise der Zusatz nur weniger als 0,5%, so ist er zu klein, um ein martensitisch.es und/oder ■bainitisch.es Gefüge hervorzurufen. Ein Zusatz von 5/6 scheint jedoch ausreichend zu sein, um ein Martensit- und/ oder Bainitgefüge hervorzurufen. Zusätze von mehr als 5/« sind unnötig. Kohlenstoff, Mangan und Chrom haben keinen Einfluß auf die Förderung der Gefiigeurswandüung, aber steigern die Verschleißfestigkeit. Zusätze an Nickel und/oder Kupfer fördern die Ausbildung des martensitischen und/oder

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OHk IiXiSFcCTED

- ίο -

■bain.itiscb.en. Gefüges.

Im Hinblick auf die Sintertemperatur, die Zeitdauer und den Schmiededruck wird die erfindungsgemäße Legierung in der gleichen Weise behandelt wie dieses bei eisenhaltigen Sinterlegierungen üblich ist. Vorzugsweise wird bei Sintertemperaturen von 1100 bis 1200⁰C über einen Zeitraum von 0,5 "bis 2 Stunden gesintert und wird ein Druck von 4,0 bis 6,0 t/cm zur Anwendung gebracht. Die Atmosphäre braucht nicht besonders eingestellt zu werden,und als Abkühlungsgeschwindigkeit ist wegen der Gefügeunwandlung eine Geschwindigkeit von 450⁰C Qe Stunde bevorzugt.

Der Abkühlungsvorgang und die Abkühlungsgeschwindigkeit brauchen nicht besonders gesteuert zu werden, da sie von der Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterofens selbst abhängen.

Wie bereits erwähnt, ist die Menge an Molybdän und/oder Wolfram auf 0,5 his 5% begrenzt, wobei je nach dem unterschiedliche Mengen verwendet werden, ob eisenhaltige Legierungen oder reine Metalle verwendet werden. Außerdem hängen die Zusatzmengen von dem angestrebten Gebrauchszweck der Legierung ab. Soll lediglich das Matrixgefüge in ein inartensitisches und/oder bainitisches Gefüge umgewandelt werden, so werden die Pulver vorzugsweise in Form ihrer reinen Metalle zugegeben.

Reines Kupfer wird 45 Minuten lang bei maximal 1100 C gesintert, worauf es über zwei Stunden auf eine Temperatur von 200⁰C abgekühlt wird.

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Unter den Bedingungen gemäß Beispiel 2 ist der Anteil an Martensit und/oder Bainit durch Änderung des Molybdängehaltes bestimmbar und demzufolge wurden Probekörper mit unterschiedlichen Gehalten an Martensit und/oder Bainit hergestellt. Der Einfluß unterschiedlicher Gehalte an Martensit und Bainit auf die Verschleißfestigkeit ist aus der folgenden Tafel 3 ersichtlich.

T a f e 1

Martensit + Bainit (I'lächenverhältnis )	Abrieb (mm")
5	0,0212
10	0,0148
30	0,0140
50	0,0135
80	0,0129
100	0,0118

Um bei scharfer Beanspruchung eine gesteigerte Verschleißfestigkeit zu erziele^ist es erforderlich, daß das Gefüge perlitisch oder ferritisch und karbidisch ist. Geeignete Härten liegen zwischen 71 und 95 auf der Rockwell-B-Skala, wobei eine Beeinflußung der Härte durch unterschiedliche Behandlungsbedingungen erzielbar ist.

Die Menge des infiltrierenden Kupfers bzw. der infiltrierenden Kupferlegierung liegt im Bereich von 50 bis 85%, bezogen auf das poröse Material. Bei porösem Material ist eine

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Infiltration "bis 100% möglich., a"ber eine Infiltration von bis zu 85%, bezogen auf das poröse Material ist bevorzugt, wenn das Streuverhalten berücksichtigt wird. Bei einer Infiltration von weniger als 50% wird die Verteilung des martensitischen und/oder bainitischen Gefüges inhomogen. Der Gehalt der Kupferlegierung ist verschieden, wie bei Cu-Sn-Pb-Legierungen und dgl.,aber er wird in Abhängigkeit vom Schmelzpunkt der Legierung, dem Verwendungszweck und den Verwendungsbedingungen gewählt.

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Claims

— Λ5 — Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung einer verschleißfesten eisenhaltigen Sinterlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß

a) einem Eisenpulver wenigstens eines der Elemente Kohlenstoff, Nickel, Mangan, Molybdän, Wolfram, Chrom und Kupfer in elementarer Form zugesetzt wird, daß

b) das Produkt der Verfahrens stufe a) gesintert wird, daß

c) das Produkt der Verfahrensstufe b) mit Kupfer oder einer vorherrschend kupferhaltigen Legierung bei einer Temperatur infiltriert wird, welche oberhalb des Schmelzpunktes des infiltrierenden Materials liegt und daß

d) das Produkt der Verfahrensstufe c) abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Zusatz des in der Verfahrensstufe a) zugesetzten Elementes so hinreichend vorgenommen wird, daß während der Abkühlung X2i der Verfahrensstufe d) eine wenigstens ΛΟί'ο des Legierungsgefüges ausmachende raartensitische oder bainitische Matrix erzielt.

3. Verfdren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch g e ke η n-

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zeichnet, daß zwischen den Verfahrensstufen b) und c) eine Bearbeitung vorgenommen wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennz ei chne t, daß in der Verfahrensstufe a) nicht mehr als eines der Elemente Kohlenstoff, Nickel, Mangan, Molybdän, Wolfram, Chrom und Kupfer in elementarer Form zugesetzt wird.

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