DE2508798C3 - Pulver für die Herstellung eines abriebbeständigen Gleitwerkstoffs und daraus hergestellter Gleitwerkstoff - Google Patents
Pulver für die Herstellung eines abriebbeständigen Gleitwerkstoffs und daraus hergestellter GleitwerkstoffInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein Pulver für die Herstellung eines abriebbeständigen Gleitwerkstoffs
auf Eisenbasis mit Graphit- und Phosphor-Zusatz.
Sinterprodukte aus Gemischen, die Teilchen aus Carbid, beispielsweise aus WC, TiC oder dergleichen als
Basis und Co, Cu oder dergleichen als Bindemittel enthalten, sind bereits bekannt und als sehr abriebbeständig
verwendet worden. Da jedoch die in diesen Sir terlegierungen enthaltenen Carbide sehr hart sind,
füiirt die Verwendung dieser Werkstoffe manchmal zu einem sehr starken Abrieb der mit ihnen in Gleitberührung
stehenden Werkstoffe. Aus F. E i s e η k ο 1 b »Über pulvermetallurgisch hergestellte Gleit- und Reibwerkstoffe«,
Referat, gehalten am 24.4.1957 in Dresden, sind
Gleitwerkstoffe auf Eisenbasis mit Graphit- und Phosphor-Zusatz bekannt, wobei aus DL-PS 20 635 zu
erkennen ist, dal) bei Eisen-Phosphor-Gemischen Sintertemperaturen von 950 bis 11500C zu den üblichen
Temperaturen gehören. Ferner wird in der DT-PS 9 75 195 beschrieben, die Herstellung dichter Sinterkörper
werde durch den Zusatz geringer Bormengen günstig beeinflußt.
Bei den bekannten Gleuwerkstoffen besteht jedoch die Gefahr des Festfressens oder sie weisen nicht die
erforderliche Abriebfestigkeit auf.
Es ist die Aufgabe der Erfindung, einen Gleitwerkstoff zu schaffen, der billig ist, zugleich eine gute
Abriebfestigkeit besitzt, ohne zu spröde zu sein, und bei dem die Gefahr des Festfressens nicht auftritt.
Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe dadurch gelöst, daß das Pulver aus einem pulverförmigen Legierungsgemisch
aus 70 bis 98% einer ternären eutektischen Legierung aus 0,2 bis 3% Bor, 1 bis 4% Kohlenstoff und
Eisen als Rest und aus 2 bis 30% einer ternären eutektischen Legierung aus 3 bis 7% Phosphor und 0,5
bis 2,5% Kohlenstoff und Eisen als Rest, wobei beide Legierungspulver eine Teilchengröße gleich oder
kleiner als 70 μηι haben.
Die mit der Erfindung erzielten Vorteile bestehen insbesondere darin, daß das Pulver gute Sintereigenschaften
besitzt und der nach der Sinterung erhaltene Gleitwerkstoff gute Festigkeit und Abriebbeständigkeit
besitzt. Ferner tritt bei Verwendung des erfindungsgemäßen Gleitwerkstoffes die Erscheinung des Festfres
sens nicht auf.
Nachstehend wird die Erfindung ausführlich erläutert
Die erfindungsgemäß als Grundmetall verwendete eutektische Fe- B—C-Legierung besteht aas 0,2 bis 3%
B, 1 bis 4% C, Rest Eisen. Die kritische Bedeutung dieser Anteilsbereiche wird nachstehend erläutert
B ist für die Erzielung einer genügend hohen Abriebbeständigkeit wichtig. Bei einem B-Gehalt unter
0,2% nimmt der Metallgehalt zu, so daß leicht ein Festfressen vorkommen kann. Bei einem B-Gehalt über
3% wird der Werkstoff dagegen für die praktische Verwendung zu spröde.
C ist wichtig für die Bildung von Carbiden. Bei einem C-Gehalt unter 1% werden nur sehr wenig Carbide
gebildet und nimmt der Metallgehalt zu. Bei Verwendung des Werkstoffes als Gleitwerkstoff kommt es dann
leicht zum Festfressen. Ferner hat der Gleitwerkstoff dann eine geringere Abriebbeständigkeit Dagegen
bilden sich bei einem C-Gehalt über 4% beim Schmelzen große Mengen von Graphit und Gasblasen.
Ferner wird dann die gegenseitige Benetzbarkeit der eutektischen Fe-B-C-Legierung und der eutektischen
Fe-P—C-Legierung herabgesetzt, so daß der Werkstoff
keine genügende Festigkeit und Abriebbeständigkeit besitzt.
Die erfindungsgemäß als Bindemetall verwendete eutektische Fe- P—C-Legierung enthält 3 bis 7% P und
0,5 bis 2,5% C, Rest Fe.
Die kritische Bedeutung dieser Anteilsbereiche wird nachstehend erläutert.
P ist wichtig, weil es in Form eines Phosphides, wie Fe3P, die Abriebfestigkeit verbessert. Bei einem
P-Gehalt unter 3% nimmt der Metallgehalt zu und es kommt leicht zum Festfressen. Bei einem P-Gehalt über
7% dagegen bilden sich beim Schmelzen der eutektischen Fe-P—C-Legierung Gasblasen in beträchtlichen
Mengen und wird die gegenseitige Benetzbarkeit der eu tektischen Fe — P—C- Legierung u nd der eutektischen
Fe-B—C-Legierung herabgesetzt so daß die Sintereigenschaften
verschlechtert werden. Infolgedessen kann man nicht einwandfrei sintern, und der erhaltene
Gleitwerkstoff hat eine geringere Festigkeit und Abriebbeständigkeit.
C ist wichtig für die Verschleißbeständigkeit des Gleitwerkstoffes, weil es zu einer Verkokung führt. Bei
einem C-Gehalt unter 0,5% ist der Metallgehalt höher. Dagegen werden bei einem C-Gehalt über 2,5% beim
Schmelzen mehr Graphit und Gasblasen gebildet, so daß die gegenseitige Benetzbarkeit der Legierung und
der eutektischen Fe-B —C-Legierung herabgesetzt
wird. Dies führt zu schlechteren Sintereigenschaften und zu einer geringeren Festigkeit und Verschleißbeständigkeit.
Man kann diese beiden eutektischen Legierungen nach allen üblichen Verfahren herstellen, beispielsweise
durch Gießen.
Jede der beiden eutektischen Legierungen wird nach bekannten Verfahren zu einem Pulver mit einer
Teilchengröße nicht größer als 74 um zerkleinert. Weder die eutektische Fe-B—C-Legierung noch die
eutektische Fe-P—C-Legierung kann in beträchtlichem
Maße plastisch verformt werden, wenn Teilchen größer als 74 μπι vorhanden sind. Beim Formpressen
eines aus den beiden eutektischen Legierungen bestehenden Gemisches mit einer Teilchengröße größer
als 74 μπι hat der Preßkörper daher große Poren. Wenn der Preßkörper danach gesintert wird, wobei die
eutektische Fe-P-C-Legierung eine flüssige Phase
Ιλ.
bildet, füllt diese die Poren nicht vollständig aus, sondern
es sind auch in dem Sinterprodukt große Poren vorhanden. Das Produkt hat daher eine geringe Dichte,
und man kann in diesem Fall keine genügende Festigkeit und Abriebbeständigkeit erzielen.
Durch Pulverisieren beider eutektischen Legierungen zu sehr feinen Teilchen erhält man zwar ein aktiviertes
Pulver, doch kann man die ,Aufgabe der Erfindung auch
dann einwandfrei lösen, wenn man ein derartiges aktiviertes Pulver verwendet. Für die Erfindung genügt ι ο
es daher, beide eutektische Legierungen zu einem Pulver mit einer Teilchengröße von 74 μπι oder kleiner
zu mahlen.
Die auf diese Weise pulverisierte eutektische pe_B—C-Legierung und eutektische Fe-P—C-Legierung
mit den vorstehend angegebenen Zusammensetzungen und Teilchengrößen werden zu einem genügend
einheitlichen Gemisch vermischt, das zu 2 bis 30% aus der pulverförmigen eutektischen Fe-P-C-Legierung
besteht.
Der Anteil der als Bindemetall verwendeten eutektischen Fe-P—C-Legierung muß unbedingt im Bereich
von 2 bis 30% liegen. Wenn der Anteil dieser eutektischen Legierung kleiner ist als 2%, bildet das
Bindemetall beim Sintern die flüssige Phase nicht in genügender Menge, so daß keine gute Sinterung erzielt
wird. Infolgedessen hat das Sinterprodukt dann keine genügend hohe Festigkeit und Abriebbeständigkeit.
Wenn der Anteil der eutektischen Fe-P-C-Legierung
dagegen größer ist als 30%, bildet das Bindemetall beim Sintern die flüssige Phase in einer zu großen Menge, so
daß das Produkt zu stark verformt wird und daher die Nachverarbeitungskosten erhöht werden.
Zur Erzielung eines Sinterprodukts mit guten Gleiteigenschaften ist es zweckmäßig, wenn der Anteil
der eutektischen Fe-P-C-Legierung 5 bis 20%
beträgt.
Das auf diese Weise erhaltene Pulvergemisch wird in
eine Form eingebracht, welche die gewünschte Gestalt besitzt, und wird unter einem Preßdruck von 0,5 bis
3 t/cm2 gepreßt Bei einem Preßdruck unter 0,5 t/cm2 hat der Preßkörper nur eine geringe Festigkeit und kann
nur schwer manipuliert werden. Bei einem Preßdruck über 3 t/crn2 wird die Dichte nicht so erhöht, wie dies
angesichts der Höhe des Preßdruckes zu erwarten wäre, und bilden sich Risse im Preßkörper.
Der auf diese Weise erhaltene Preßkörper wird bei 950 bis 11300C in einer geeigneten Atmosphäre
mindestens 5 min lang gesintert. Als Sinteratmosphäre kann man ein Inertgas, beispielsweise Argon oder
Stickstoff, verwenden oder Wasserstoffgas, durch die Zersetzung von Ammoniak gebildetes Gas, oder
Vakuum. Unsere Versuche haben gezeigt, daß im Hinblick auf die Porosität des Produkts diese Atmosphären
in folgender Reihenfolge zu bevorzugen sind: Inertgase, durch die Zersetzung von Ammoniak
gebildetes Gas, Wasserstoffgas und Vakuum, welches zu dem besten Produkt führte. Bei einer Sinterdauer untc
5 min bildet die eutektische Fe-P-C-Legierung keine flüssige Phase in genügender Menge, so daß kein
genügend festes Produkt erzielt werden kann. Die obere Grenze der Sinterzeit ist im Rahmen der Erfindung
nicht besonders kritisch. Die Begrenzung der Sintertemperatur auf den Bereich von 950 bis 11300C ist darauf
zurückzuführen, daß die Kristallisationstemperatur der
eutektischen Fe-P-C-Legierung 9500C und die der
eutektischen Fe-B-C-Legierung 11300C beträgt. Bei
einer Temperatur unter 9500C bildet die eutektische Fe- P—C-Legierung keine flüssige Phase, so daß sie
keine Bindemittelwirkung haL Bei einer Temperatur über 1130° C schmilzt auch das GnindmetaU, so daß die
gewünschten Wirkungen nicht erzielt werden und beim Abkühlen der Schmelze Fehler beispielsweise in Form
von Rissen auftreten.
Im Rahmen der Erfindung kann man vor der
Sinterung eine Vorsinterung vornehmen.
Das auf diese Weise erhaltene Sinterprodukt enthält in seinem Gefüge Teiie aus Fe3(B1C) und aus
(Fe + Fe3[B1P1C]) und feine Poren.
Der erfindungsgemäße Gleitwerkstoff hat ein Porenvolumen nicht über 7% und einen Porendurchmesser
von nicht über 50 μηι. Bei einem Porendurchmesser von
höchstens 30 μπι hat der Werkstoff eine besonders hohe
Festigkeit und Abriebbeständigkeit und erhält man einen besonders guten Gleitwerkstoff.
Nachstehend werden Ausführungsbeispiele der Erfindung
anhand der Zeichnungen beschrieben. In diesen zeigt
A b b. 1 in einem Diagramm die Ergebnisse eines Abriebversuches bei erfindungsgemäßen und üblichen
Produkten,
A b b. 2 eine Mikroaufnahme eines gemäß Beispiel 1 erhaltenen Produkts in 200facher Vergrößerung,
A b b. 3 eine Mikroaufnahme eines gemäß Beispiel 2 erhaltenen Produkts in 200facher Vergrößerung,
A b b. 4 eine Mikroaufnahme eines gemäß Beispiel 3 erhaltenen Produkts in 200facher Vergrößerung und
A b b. 5 in einem Diagramm die durch Röntgenfeinstrukturanalyse bestimmte P- und C-Konzentration im
Gefüge eines erfindungsgemäßen Produkts.
(1) Eutektische Fe-B-C-Legierung:95%.
davon 1,83% B, 3,0% C, Rest Fe.
(2) Eutektische Fe-P—C-Legierung: 5%,
davon 5,66% P, 1,6% C, Rest Fe.
Die eutektischen Legierungen aus Fe, B and C und aus
Fe, P und C wurden getrennt voneinander aus ihren Bestandteilen erschmolzen. Jede Legierung wurde dann
so pulverisiert und gesiebt, daß durch ein Sieb von 74 μιτι Maschenweite gehende Teilchen gewonnen
wurden. Die erhaltenen Legierungspulver wi.rden in dem vorgenannten Mischungsverhältnis miteinander
gemischt. Dem pulverförmigen Legierungsgemisch wurde eine Azetonlösung hinzugefügt, die als Schmiermittel
Campher in einer Menge von 2% der Legierungskomponenten enthielt. Das so erhaltene
Gemisch wurde getrocknet und eine Stunde lang mit einem Zwillingstrommelmischer gemischt. Das gemischte
Pulvergemisch wurde unter einem Preßdruck von 2 t/cm2 zu einem Formkörper von 3,7 χ 11 χ 80 mm
gepreßt und zum Vorsin'.ern 20imin lang bei 4000C in
einer Argon-Atmosphäre stehengelassen. Das vorgesinterte Gemisch wurde danach 30 min lang bei KKX)0C
gesintert und allmählich abgekühlt
Die auf diese Weise erhaltene Sinterlegierung hatte eine Dichte von 7,1 — 7,2 g/cm3, eine Porosität von
6,0 - 6,3%, eine Porengröße nicht über 25 μπι, eine
Härte von 45-50 HRC-Einheiten und eine Biegefestigkeit
von 55-60 kp/'mm2. in der Abriebprüfung wurden
die in A b b. 1 dargestellten Eigenschaften ermittelt. Dabei wurde keine Beschädigung des als Gegenwerkstoff
verwendeten verchromten Gegenstandes beobachtet.
Das Gefüge der auf diese Weise erhaltenen Sinterlegierung ist in Abb.2 gezeigt. In dieser
Mikroaufnahme stellen die schwarzen Kreise Poren dar; die grauen Flächen bestehen aus (Fe-I Fe3[B1P1C]) und
die weißen Flächen aus Fe3(B1C).
(1) Eutektische Fe-B—C-Legierung:90%,
davon 1,5% B, 4.0% C. Rest Fe.
davon 1,5% B, 4.0% C. Rest Fe.
(2) Eutektische Fe-P-C-Legierung: 10%.
davon 4,73% P, 1.0% C1 Rest Fe.
davon 4,73% P, 1.0% C1 Rest Fe.
Die eutektischen Legierungen aus Fe, B und C und aus
Fe, P und C wurden getrennt voneinander aus ihren Bestandteilen erschmolzen. Jede Legierung wurde dann
so pulverisiert und gesiebt, daß durch ein Sieb von 42 μΐη Maschenweite gehende Teilchen gewonnen
wurden. Die erhaltenen Legierungspulver wurden in dem vorgenannten Mischungsverhältnis miteinander
gemischt. Dem pulverförmigen Legierungsgemisch wurde eine Azetonlösung hinzugefügt, die als Schmiermittel
Campher in einer Menge von 2% der Legierungskomponenten enthielt. Das so erhaltene
Gemisch wurde getrocknet und eine Stunde lang mit einem Zwillingstrommclmischer gemischt. Das gemischte
Pulvergemisch wurde unter einem Preßdruck von 2 t/cm2 zu einem Formkörper von 3,7 χ Π χ 80 mm
gepreßt und in einem Vakuum von 2x10~2Torr mit
einer Erhitzungsgeschwindigkeit von 3 Grad/min auf 9800C erhitzt. Der Formkörper wurde zum Sintern
1 Stunde lang auf dieser Temperatur gehalten. Der Sinterkörper wurde allmählich abgekühlt.
Die auf diese Weise erhaltene Sinterlegierung hatte eine Dichte von 7,5 — 7,6 g/cm3, eine Porosität von
0,5 — 0,8%, eine Porengröße nicht über ΙΟμίη. eine
Härte von 50-55 HCR-Einheiten und eine Biegefestigkeit von 60 —65 kp/mm2. Beim Abriebversuch wurden
die in Abb. 1 dargestellten Eigenschaften ermittelt. Dabei wurde keine Beschädigung der Oberfläche des als
Gegenwerkstoff verwendeten verchromten Gegenstandes beobachtet.
Das Gefüge der auf diese Weise erhaltenen Sinterlegierung geht aus der Abb.3 hervor. In dieser
Mikroaufnahme stellen die schwarzen Kreise Poren dar: die grauen Flächen bestehen aus
(Fe + Fe3[B1P1C])
und die weißen Flächen aus Fe3(BX]).
Beispiel 3
Beispiel 3
(1) Eutektische Fe-B-C-Legierung:80%.
davon 0.92% B. 1,2% C, Rest Fe.
davon 0.92% B. 1,2% C, Rest Fe.
(2) Eutektische Fe-P—C-Legierung:20%.
davon 3,1 % P. 1,3% C, Rest Fe.
davon 3,1 % P. 1,3% C, Rest Fe.
Zur Herstellung des Formkörpers wurde auch hier so vorgegangen, wie im Beispiel 2 beschrieben.
Der Formkörper wurde 30 min lang bei 400cC in
einer Wasserstoffgasatmosphäre vorgesintert. Danach wurde er 30 min lang bei 1080"C gesintert. Der
Sinterkörper wurde allmählich abgekühlt.
Der Sinterkörper hatte eine Dichte von 7,3-7.4 g/
cm3, eine Porosität von 3.8 — 2.9%. eine Porengrößc
nicht über 30 μπι, eine Härte von 40 — 45 HRC-Einheiten
und eine Biegefestigkeit von 40 —45 kp/mm2. Die Ergebnisse des Abricbversiiches des so erhaltenen
Sinlerprodukts gehen aus der A b b. 1 hervor. Nach diesem Abriebversuch wurde keine Beschädigung dei
Oberfläche de» als Gegen werkstoff verwendeter verchromten Gegenstandes beobachtet.
Das Gefüge der auf diese Weise erhaltener Sinterlegierung ist in Abb.3 gezeigt. In diesel
Mikroaufnahme stellen die schwarzen Kreise Poren dar die grauen Flächen bestehen aus
(Fe + Fe3[B1P1C])
ic und die weißen Flächen aus Fe3(B1C).
A b b. 5 zeigt die durch Röntgen-Feinstrukturanalyse
ermittel'e Verteilung von P und C in erfindungsgemäßen Produkten. In Abb.5 ist auf der Abszisse det
Abtastweg des Röntgenstrahls und sind auf dei
Ordinate die Konzentrationen von P und C aufgetragen In dem in A b b. 5 gezeigten Diagramm ist mit A der
(Fe+ Fe3[B1P1C])TeU
und mit B der Fe3(B1C)TeU des Gefüges dargestellt. Ar
den Grenzflächen des
Fe+Fe3[B1RC])TeUs
bilden sich nichtmetallische Einschlüsse, die eine höhere
als die im mittleren Bereich vorhandene P-Konzentra tion besitzen. Dies geht aus der A b b. 5 hervor.
Dabei wurden Prüfkörper analysiert, die gemäE Abb. 3 in einer Wasserstoffgasatmosphärc gesinten
worden waren. Ähnliche Ergebnisse kann man natürlich bei der Analyse von Prüfkörpern erhalten, die in einei
anderen Atmosphäre gesintert worden sind« beispiels weise in einer Argongasatmosphäre oder im Vakuum.
Die in den vorstehenden Beispielen erwähnter Abriebversuche wurden wie folgt durchgeführt:
Ein Prüfkörper mit einer konvexen Stirnfläche, die einen Krümmungsradius von 3 mm hatte (Grundlinie
3 mm, Länge 15 mm) wurde mit einer Kraft von 1.8 kf gegen eine rotierende verchromte Scheibe gedrückt
wobei der konvexe Teil des Prüflings vertikal an dei Scheibe angriff. Die Scheibe wurde mit einer solcher
Drehzahl gedreht, daß sie an ihrer Berührungsstelle mil
dem Prüfkörper eine Geschwindigkeit von 19,8m/sec hatte. Dieser Versuch wurde in Abwesenheit vor
Schmieröl 10 min lang durchgeführt. Der Abrieb wurde gemessen. In A b b. 1 sind auch die Ergebnisse vor
Abriebversüchen dargestellt denen Kontrollprodukte 1
und 2 unterworfen wurden. Das Kontrollprodukt 1 bestand aus phosphorreichem Gußeisen mit 3% C, 0,6%
P. 2% Si. 0.8% Mn, Rest Fe. Das Vergleichsprodukt 2 war eine Sinterlegierung, in der 10% MoS2 in einei
Cu-Sn-Legierung dispergieri: waren.
Aus der Beschreibung geht hervor, daß der durch Sintern von zwei pulverförmigen ternären eutektischer
Legierungen hergestellte Gleitwerkstoff gemäß dei Erfindung nicht nur die für Sinterprodukte typischer
Eigenschaften besitzt, sondern daß er auch kleinere Poren und eine niedrigere Porosität aufweist als sie ir
den üblichen Sinterprodukten erzielt werden könner und daß er ferner eine hohe Abriebbeständigkeit hat
wie aus der A b b. 1 hervorgeht. Da in dem erfindungs gemäßen Gleitwerkstoff der zu einem unerwünschter
Festfressen neigende Metallanteil von einem nichtme tallischen Anteil mit hohem P-Gehalt umgeben ist. kanr
man auch eine genügend niedrige Neigung zurr Fesifressen und eine genügend hohe Festigkeit erzielen
<'=, Insbesondere mit einem verchromten Gegenwerkstof
ist der erfindungsgemäße Gleitwerkstoff gut vertrag lieh. Er beschädigt einen verchromten Gegenwerksiof
nicht.
Hierzu 2 Blatt Zeichnungen
Claims (3)
1. Pulver für die Herstellung eines abriebbeständigen
Gleitwerkstoffes auf Eisenbasis mit Graphit- und Phosphor-Zusatz, bestehend aus einem pulverförmiger!
Legierungsgemisch aus 70 bis 98% einer ternären eutektischen Legierung aus 0.2 bis 3% Bor,
1 bis 4% Kohlenstoff und Eisen als Rest und aus 2 bis 30% einer ternären eutektischen Legierung aus 3 bis «o
7% Phosphor und 0,5 bis £5% Kohlenstoff und
Eisen als Rest, wobei beide Legierungspulver eine Teilchengröße gleich oder kleiner als 74 μπι haben.
2. Pulver nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das pulverförmige Legierungsgemisch zu 5
bis 20% aus der ternären eutektischen phosphorhaltigen
Legierung besteht.
3. Abriebbeständiger Gleitwerkstoff aus dem Pulver nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch ein
Porenvolumen von nicht mehr als 7,0%.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2501874A JPS5551418B2 (de) | 1974-03-01 | 1974-03-01 | |
JP2501874 | 1974-03-01 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2508798A1 DE2508798A1 (de) | 1975-09-04 |
DE2508798B2 DE2508798B2 (de) | 1977-01-27 |
DE2508798C3 true DE2508798C3 (de) | 1977-09-08 |
Family
ID=
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