DE2753903C2 - - Google Patents
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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- B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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Description
Die Erfindung betrifft ein Sinterteil nach dem Oberbegriff
des Anspruches 1 bzw. 2 sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung
nach Anspruch 6.
Ein hitze- und verschleißfestes Sinterteil sowie ein Verfahren
zu dessen Herstellung ist bereits aus der DE-OS 23 40 729
bekanntgeworden, welches ebenfalls wie der Anmeldungsgegenstand
Kohlenstoff, Chrom, Molybdän, Kobalt, Wolfram
und als Resten Eisen umfaßt. Auch dieses vorbekannte Sinterteil
wird aus zwei unterschiedlichen Mischungen hergestellt,
um nämlich eine Hartlegierungsphase zu erzielen. Diese Hartlegierungsphase
umfaßt Kohlenstoff, Chrom, Wolfram und Kobalt.
Obgleich dieses vorbekannte Sinterteil sich insbesondere für
Bauteile von Brennkraftmaschinen, also auch Ventilsitzen eignet,
kann die Verschleißfestigkeit noch nicht als ausreichend
bezeichnet werden, wobei zusätzlich bei der weiteren Ver-
und Bearbeitung des Sinterteiles gewisse Schwierigkeiten auftreten.
Von daher ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein
Sinterteil, insbesondere für Ventilsitze zu schaffen, das aus
einer Sinterlegierung auf Eisenbasis besteht, welches verbesserte
Eigenschaften bezüglich der Verschleißfestigkeit aufweist
und welches sich leichter als gegenüber dem Stand der Technik
weiter verarbeiten läßt.
Die Aufgabe wird bezüglich des Sinterteiles erfindungsgemäß
entsprechend den in den Ansprüchen 1 bzw. 2, bezüglich des
Verfahrens entsprechend den im Anspruch 6, angegebenen Merkmalen
gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind
in den Unteransprüchen angegeben.
Durch die Erfindung werden also Sinterteile auf Eisenbasis
geschaffen, die sich insbesondere für die Ventilsitzherstellung
eines Kraftfahrzeugmotors eignen und die eine ausgezeichnete
Verschleißfestigkeit und eine gute Bearbeitbarkeit aufweisen.
Erfindungsgemäß wird dies im wesentlichen dadurch erreicht,
daß die Poren des das Sinterteil bildenden Sinterskeletts
mit einem Füllmaterial mit einem Schmelzpunkt im Bereich
von 120°C bis 250°C gefüllt sind. Zudem weist das Sinterteil
gemäß Anspruch 1 bzw. 2 vom bekannten Stand der
Technik, auch wenn gleiche Ausgangsmaterialien verwandt
werden, vom vorbekannten Stand der Technik abweichende Bereichsangaben
auf.
Als besonders günstig haben sich dabei Füllmaterialien aus
organischen Metallverbindungen oder Wachsen erwiesen, wobei
bei organischen Metallverbindungen Zinkstearat, Lithiumstearat
oder ein Gemisch hiervon bevorzugt werden.
Gemäß der Erfindung weist das
Sinterteil mit einer besonderen Struktur umfassend
Perlit und Hartmetall oder Legierungsphase in
einer kugeligen Form nach dem C - Cr - W - Co-System
eine gesteigerte Verschleißfestigkeit auf.
Die Hartmetallphase
ist aus einem vorlegierten Pulver nach der Formel
2 C - 30 Cr - 15 W - Co zusammengesetzt, wobei das Pulver durch
einen Zerstäubungsvorgang hergestellt ist. Bei der angegebenen
Zusammensetzung, die auch nachfolgend in dieser
formelmäßigen Art verwendet wird, bedeuten die Zahlen
vor dem jeweiligen chemischen Element an der ersten bis
zur vorletzten Position jeweils den mittleren Gew.-%-
Anteil, während das letztgenannte chemische Element (im
vorliegenden Fall Co) die Restmenge auf 100 Gew.-% darstellt.
Das zerstäubte Pulver ist allgemein von kugeliger
Teilchenform. Wegen seines kleinen Berührungsbereiches
mit dem umgebenden Perlit in einem verdichteten Körper
diffundieren diejenigen Elemente, welche die Hartphase
bilden, nicht übermäßig in den Perlit, wobei deren
kugelige Form beibehalten wird. Darüber hinaus wird der
sogenannte Kirkendall-Effekt verhindert, bei welchem die
Differenz zwischen den Diffusionsgeschwindigkeiten des
Perlits und der Hartphase eine Anzahl von Leerräumen
in der Hartphase erzeugt und um diese Leerräume Martensit
erzeugt. Im Ergebnis verhindern die Legierungen nach der
Erfindung den "Nuteffekt" und die sogenannte Narbenbildung,
d. h. ein Reißen der Oberfläche unter wiederholten Aufschlägen.
Ein aus der erfindungsgemäßen Legierung hergestellter
Ventilsitz übersteigt die Metallform-Standzeit
und ergibt eine ausgezeichnete Bearbeitbarkeit.
Gemischte Pulver aus Hartlegierungs- und Eisenpulvern
weisen eine hohe Fließfähigkeit auf und können leicht zu
einer gewünschten Abmessung verdichtet werden, wobei eine
Dimensionsveränderung verhindert wird. Demgemäß weist
ein mit dem erfindungsgemäßen Material hergestellter
Ventilsitz den wirtschaftlichen Vorteil auf, daß Ventilsitze
mit einem vorgegebenen Innendurchmesser innerhalb
einer bestimmten Toleranz ohne nachfolgende mechanische
Bearbeitung herstellbar sind.
Die Erfindung ist nachstehend anhand der Zeichnung näher
erläutert: Es zeigt:
Fig. 1 die Struktur der Sinterlegierung nach
der Erfindung in einer Mikroskopaufnahme mit
vierhundertfacher Vergrößerung,
Fig. 2 die Struktur einer Sinterlegierung auf
Eisenbasis, welche durch Einlagerung einer
pulverisierten 2 C - 30 Cr - 15 W - Co-Legierung erzeugt
wurde,
Fig. 3 eine Vorrichtung zur Prüfung der
Bearbeitbarkeit in Schnittdarstellung,
Fig. 4 und 5 den Verschleiß als Funktion der
Prüflingnummer bei Legierungen, die gemäß
einem ersten Ausführungsbeispiel der Erfindung
hergestellt wurden, in Schaubilddarstellung,
Fig. 6 ein ähnliches Schaubild wie Fig. 4 und
5, jedoch bezogen auf ein zweites Ausführungsbeispiel,
Fig. 7 ein ähnliches Schaubild wie Fig. 4 - 6,
jedoch bezogen auf ein drittes Ausführungsbeispiel.
Gemäß Fig. 1 stellt eine große weiße Kugel die Hartlegierungsphase
in dem Perlit dar, während eine Anzahl verstreuter
Flecken Leerräume sind, die durch Diffusion von Elementen
in der Hartlegierungsphase während des Sinterns als Folge
des Kirkendall-Effekts entstanden sind. Eine geringe Menge
von Martensit ist rund um die Umgebungsbereiche dieser
Leerräume gebildet.
Gemäß Fig. 2 ergibt sich eine große weißflächige Hartphase
in unregelmäßiger Form, in welcher einige große
Leerräume durch den Kirkendall-Effekt innerhalb der Hartphase
gebildet sind, jeweils umgeben durch eine große
Menge Martensit. Beim Vergleich der beiden Aufnahmen nach
Fig. 1 und 2 ergibt sich, daß die Hartphase nach der vorliegenden
Erfindung eine Kugelform aufweist, wogegen die
Hartphase, welche durch das Pulver erzielt wird, eine
unregelmäßige Form aufweist. Diese Kugelform der Hartphase
kann durch Verwendung eines zerstäubten Pulvers gemäß den
obigen Erläuterungen und ferner durch eine geeignete Auswahl
einer chemischen Verbindung erhalten werden, um eine
Diffusion von Bestandteilselementen in der Hartphase
während des Sintervorganges zu verhindern. Diese chemische
Zusammensetzung des Hartlegierungspulvers ist nachfolgend
noch erläutert.
Chrom vereinigt sich mit Kohlenstoff und bildet Karbid.
Dieses Element diffundiert jedoch leicht während des Sinterns
und erzeugt in dem umgebenden Perlit Martensit, was
die Bearbeitbarkeit verschlechtert. Ferner wird durch den
Kirkendall-Effekt eine Anzahl von Leerstellen in der und
rund um die Hartphase gebildet, was die Widerstandsfähigkeit
gegen Lochfraß vermindert. Erfindungsgemäß wird eine
beträchtliche Menge Chrom zugefügt, um den Perlit zu
stabilisieren und die Härtbarkeit zu erleichtern, jedoch
sollte der Anteil auf 20 bis 40%, vorzugsweise 20 bis
35% beschränkt sein, um die Kugelform der Hartphase zu
erhalten. Ein Anteil von weniger als 20% Chrom ist ungenügend,
um die erforderliche Karbidmenge zu bilden, während
mehr als 40% die Diffusion in das umgebende Perlit
beschleunigen, wobei eine Anzahl von Leerräumen erzeugt
wird, was den Lochfraßwiderstand vermindert, während der
gebildete Martensit die Bearbeitbarkeit verschlechtert.
Wolfram steigert die Härte der Hartlegierungsphase durch
Bildung von MC-Karbid und Doppelkarbiden mit Kobalt,
ergibt jedoch in einem Anteil von weniger als 5% eine
kleinere Wirkung; ein größerer Anteil erzeugt eine unerwünschte
Martensit-Bildung, welche die Bearbeitbarkeit
verschlechtert und die Kosten des Erzeugnisses erhöht,
obgleich die Härte gesteigert wird. Daher sollte der
Anteil an Wolfram weniger als 20% betragen und vorzugsweise
im Bereich von 5 - 15% liegen.
Kohlenstoff erzeugt Karbide mit Chrom, Wolfram und Kobalt
in der Hartphase und erhöht die Härte; der Anteil sollte
auf einen Bereich von 1 - 3% beschränkt sein, da eine
geringere Menge eine kleine Wirkung ergibt, wogegen eine
größere Menge mehr Karbidanteile und damit eine Sprödigkeit
ergibt; bei Verwendung als Ventilsitz zeigt das
Erzeugnis das Bestreben zu Rissen infolge von Brüchen in
der Hartphase.
Kobalt spielt eine wichtige Rolle insofern, als eine
Diffusion von Chrom und Wolfram aus der Hartphase in das
Perlit während des Sinterns nebst Bildung von Martensit
verhindert wird. Der Gehalt an Kobalt entspricht allgemein
einem Rest, welcher die Summe der vorangehend erwähnten
Anteile an Kohlenstoff, Chrom und Wolfram gegenüber
der Gesamtmenge der Zusätze reduziert, wobei sich
vorzugsweise ein Bereich von 40 - 60% ergibt. Ein
geringerer Anteil als 40% ist nicht ausreichend, um
eine Martensitbildung zu verhindern, ein größerer Anteil
als 60% reduziert die Verschleißfestigkeit infolge verminderter
Härte.
Im Hinblick auf die vorangehenden Erläuterungen ist es
notwendig, Kobalt mit Chrom und Wolfram vorzulegieren.
Wenn das Kobaltpulver den gemischten Pulvern zuzufügen
ist, so ist nicht nur eine große Menge an Kobalt erforderlich,
um eine Martensitbildung zu verhindern, sondern
es wird auch eine Entkohlung während des Sintervorganges
infolge einer beschleunigten Diffusion von Kohlenstoff
verursacht.
Die Zusammensetzung der Eisenbasislegierung nach der vorliegenden
Erfindung enthaltend eine kugelige Hartphase
hängt in erster Linie vom Legierungsverhältnis der Bestandteile
ab. Insbesondere kann ein Anteil von weniger als 5%
des 2 C - 30 Cr - 15 W - Co-Pulvers nicht zu der gewünschten Verschleißbeständigkeit
führen, während ein größerer Anteil
die Aufschlagfestigkeit, die Dichte, die Verschleißfestigkeit
und die Bearbeitbarkeit des Enderzeugnisses verschlechtert,
so daß der maximale Anteil des vorlegierten
Pulvers auf 20% beschränkt sein sollte, vorzugsweise 6,5 - 20%.
Auf diese Weise werden die entsprechenden Anteile
in der Sinterlegierung für einen Ventilsitz nach der Erfindung
im wesentlichen festgelegt auf 1,0 - 8,0% Chrom,
0,25 - 4,0% Wolfram und 2,0 - 12% Kobalt, vorzugsweise
1,2 - 7% Chrom, 0,3 - 3% Wolfram und 2,6 - 12% Kobalt.
Da ferner Kohlenstoff die Härte, die Biegefestigkeit und
Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung verbessert, sollte
dessen Gehalt im Bereich von 0,6 - 1,5% gewählt werden,
so daß die Matrix hauptsächlich eine Perlitstruktur aufweist.
Ein Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,6% ergibt
in erster Linie eine mit Ferrit angereicherte Struktur,
welche eine unzureichende Festigkeit und Verschleißbeständigkeit
aufweist, während durch einen Gehalt von
mehr als 1,5% das Erzeugnis spröde wird.
Daher umfaßt die chemische Zusammensetzung des Sinterteiles
nach der Erfindung im wesentlichen 0,6 - 1,5% C,
1,0 - 8,0% Cr, 0,25 - 4,0% W, 2,0 - 12,0% Co, Rest im
wesentlichen Eisen, und vorzugsweise 0,6 - 1,5% C, 1,2 - 7,0%
Cr, 0,3 - 3,0% W, 2,6 - 12,0% Co, Rest im wesentlichen
Eisen.
Verdichtungs- oder Konsolidierungs- und Sintervorgänge
an der Legierung nach der vorliegenden Erfindung werden in
üblicher Weise ausgeführt, mit Ausnahme der Wahl der
Sinterungstemperatur und der Zeit. Mit anderen Worten wird
Rohmaterialpulver mit der oben erwähnten Zusammensetzung
unter Zugabe einer angemessenen Menge Schmiermittel in
eine Metallform gegeben, bei einem Druck von 392 - 686 MNm-2
verdichtet und bei einer Temperatur von 1100 - 1180°C
über 30 - 60 Minuten bei Vakuum oder unter einer
reduzierenden Atmosphäre gesintert. Unterhalb einer
Temperatur von 1100°C ist der Sintervorgang ungenügend,
wobei sich eine ziemlich niedrige Festigkeit ergibt,
wogegen bei höheren Temperaturen Chrom und Wolfram aus
der Hartphase hinaus diffundieren, wobei ein großer Anteil
an Martensit erzeugt wird, welcher die Bearbeitbarkeit
verschlechtert. Daher beträgt die maximale Sintertemperatur
vorzugsweise 1180°C. Ein auf diese Weise
gesintertes Erzeugnis aus Eisenbasis weist eine Dichte
von 6,5 - 7,2 g/cm³ auf und umfaßt eine kugelige Hartlegierungsphase
mit einer Mikro-Vickerhärte von 500 - 1200
in gleichförmiger Verteilung innerhalb einer Perlit-
Matrix, wobei Martensit erzeugt wird, das die kugelige Hartlegierungsphase
umgibt.
Wenn Sulfide gebildet werden, kann die Bearbeitbarkeit
des Erzeugnisses verbessert werden. Schwefel in einer
Menge von 0,04 - 0,4% in der gesinterten Legierung
bildet ein Sulfid, in erster Linie Eisensulfid, welches
die Bearbeitbarkeit der Legierung verbessert. Als Schwefelquelle
ist ein Metallsulfid vorzuziehen, welches eine
hohe Reinheit aufweist und keine ungünstige Wirkung bei
der Legierung mit dem Eisen ausübt, wie dies für Molybdän-
Disulfid zutrifft, welches die geeignetste Quelle darstellt.
Im Handel erhältliches Eisensulfid ist nicht zu empfehlen,
da es ein hohes Maß an Verunreinigungen aufweist; Zinksulfid
ist ebenfalls nicht empfehlenswert, da es eine
Zwischenmetallverbindung mit Eisen bildet und eine starke
Ausdehnung verursacht. Molybdän-Disulfid setzt Schwefel
während des Sintervorganges frei, welcher sich mit dem
Eisen in den Mischpulvern verbindet, um Eisensulfid zu
bilden. Molybdän in dem Sulfid diffundiert in den Perlit
und verfestigt es. Die bevorzugte Menge von Molybdän-
Disulfid liegt in einem Bereich von 0,1 - 1%. Im Hinblick
auf die Steigerung der offensichtlichen Härte und Abnahme
der radialen Bruchfestigkeit ist ein Bereich von 0,3 - 0,5%
am günstigsten.
Die Zugabe von 0,1 - 1% Molybdän ergibt einen
Schwefelgehalt von 0,04 - 0,4% und einen Molybdängehalt
von 0,06 - 0,6%. In diesem Fall ist Molybdän lediglich
ein Trägermetall zur Zugabe von Schwefel in den Perlit.
Wenn die Eisensulfidphase in dem Perlit neben der kugeligen
Hartlegierungsphase verteilt ist, so hat die entstehende
Verbindung der gesinterten Legierung folgende Zusammensetzung:
0,6 - 1,5% C, 1,0 - 8% Cr, 0,5 - 4% W, 2,0 - 12,0%
Co, 0,04 - 0,4% S, Rest im wesentlichen Fe.
Wenn die Kobalt-Basis-Legierung, d. h. vom Typ 2 C - 30 Cr - 15 W - Co,
als Rohmaterialpulver in der gesinterten Legierung
nach der Erfindung verwendet werden soll und einen hohen
Kobaltanteil aufweist, sind die Kosten des entstehenden
Erzeugnisses verhältnismäßig hoch. Nach ausgedehnten
Untersuchungen wurde gefunden, daß ein Teil des zerstäubten
Rohmaterialpulvers durch Molybdänpulver oder
niedrig gekohltes Ferromolybdän-Pulver mit einer Zugabe
einer kleinen Menge von Nickelpulver ersetzt werden kann,
so daß bei Geringhaltung der Reduzierung des Verschleißwiderstandes
die Erzeugungskosten beträchtlich erniedrigt
werden können. Die gesinterte Legierung nach diesem Ausführungsbeispiel
umfaßt eine Eisen/Molybdän-Hartphase
enthaltend geformtes Eisen/Molybdän-Karbid und weist eine
chemische Zusammensetzung von 0,6 - 1,5% C, 1,2 - 3,5%
Cr, 0,2 - 2,0% W, 2,0 - 7,0% Co, 3,0 - 8,0% Mo, 3,0%
Maximalanteil Ni, Rest im wesentlichen Fe auf.
Das Molybdän kann einen Teil eines teueren Legierungspulvers
ersetzen und wird in Form eines Metall-Molybdän-
Pulvers oder eines niedrig gekohlten Ferromolybdän-Pulvers
zugefügt. Das Metall-Molybdän-Pulver bildet eine Eisen/
Molybdän-Phase durch Diffusion des Matrixeisens. Das
Metall-Molybdän oder das niedrig gekohlte Ferromolybdän
absorbiert ferner Kohlenstoff aus der Matrix, wobei ein
Doppelkarbid des Eisen und Molybdäns gebildet wird. Die
Eisen/Molybdän-Phase einschließlich eines solchen Doppelkarbids
hat eine Mikro-Vickershärte von 600 - 1300, was
die Verschleißfestigkeit verbessert. Der bevorzugte
Gehalt an Molybdän beträgt 3,0 - 8%, wobei ein höherer
Gehalt hiervon die Aufschlagfestigkeit verschlechtert,
ein niedriger Gehalt hingegen unzureichend in der Wirkung
ist. Auch die Verwendung von hochgekohltem Ferromolybdän-
Pulver ergibt eine übermäßige Härte, welche einen Verschleiß
des angepaßten Ventils ergibt und die Standzeit
der Metallform reduziert. Beim vorliegenden Ausführungsbeispiel
ist eine geringe Menge an Nickel zugegeben, um
das Perlit zu verstärken und die Abnahme der Verschleißfestigkeit
zu vermeiden. Da jedoch Nickel das Bestreben
zur Erzeugung von Martensit hat, beträgt der bevorzugte
Gehalt an Kobalt bei diesem Ausführungsbeispiel 50 - 70
Gew.-%
Wie vorangehend erwähnt wurde, verändert sich die Zusammensetzung
nach diesem Ausführungsbeispiel mit den entsprechenden
Gehalten des vorlegierten und zerstäubten Pulvers von der
Zusammensetzung 2 C - 30 Cr - 15 W - Co und des Molybdän- oder
niedrig gekohlten Ferromolybdän-Pulvers. Der maximale
Gehalt des zerstäubten Legierungspulvers beträgt 20%,
wobei 10% oder die Hälfte hiervon durch Molybdän ersetzbar
sind. Daher umfaßt ein Ausführungsbeispiel der gesinterten
Legierungen nach der Erfindung für einen Ventilsitz einen
Gehalt von 1,2 - 3,5% Chrom, 0,2 - 2,0% Wolfram, 2,0 - 7,0%
Kobalt, 3,0 - 8,0% Molybdän, Rest im wesentlichen
Eisen.
Nickel kann in einer Menge von weniger als 3% zugegeben
werden, um die Perlitfestigkeit zu steigern und eine Abmessungsstabilität
zu erhalten, insbesondere im Bereich von
0,5 - 1,5% Nickel.
Gemäß der Erfindung wird
ein Füllmaterial in die Poren in dem Sinterteil
eingefüllt, um seine
Bearbeitbarkeit zu verbessern. Die Wirkung eines solchen
Einfüllvorganges ist bekannt. Wenn andererseits ein
Ventilsitz in einen Zylinderkopf eingebaut wird, wobei
der Sitz vorher auf eine Temperatur von etwa 120 - 180°C
erwärmt wird, muß der Schmelzpunkt eines solchen Füllmaterials
eine höhere Temperatur gegenüber dem vorangehend
erwähnten Temperaturbereich aufweisen, um ein Abschmelzen
des Materials zu vermeiden. Auch erreicht die Betriebstemperatur
eines solchen Ventilsitzes allgemein einen
Wert über 300°C; dem zufolge soll das Füllmaterial eine
Schmelztemperatur von weniger als 300°C aufweisen, um
diese Poren während des Betriebs einer Brennkraftmaschine
wieder herzustellen. Der Hauptgrund für diese Wiederherstellung
der Poren liegt in einem Beitrag zu einer verbesserten
Verschleißfestigkeit infolge der Tatsache, daß
ein Oxidfilm umfassend Fe₃O₄ nicht nur an der Oberfläche
des Ventilsitzes, sondern auch an dem umgebenden Teil der
Poren gebildet wird, um die offensichtliche Härte zu
steigern und den Reibungskoifizienten zu vermindern.
Insbesondere unterstützt das Vorliegen von Poren die
Steigerung der Härte und der Stabilität des Oxidfilms.
Demzufolge sollte der entsprechende Bereich der Schmelztemperatur
des Füllmaterials bei etwa 120 - 250°C liegen.
Eine geeignete Gruppe solcher Füllstoffe umfaßt Spezialwachse
und organische Metallverbindungen. Kürzlich wurde
ein Wachs mit einem hohen Schmelzpunkt über 120°C entwickelt,
wobei jedoch gegenwärtig kein Wachs mit einem
Schmelzpunkt über 250°C vorliegt. Ein Wachsgemisch mit
einer Schmelztemperatur von nicht weniger als 120°C kann
mit irgendeinem niedrig schmelzenden Wachs verwendet
werden.
Eine geeignete Gruppe organischer Metallverbindungen umfaßt
Stearate von Lithium oder Blei oder einem Gemisch
hiervon.
Ein geeignetes Infiltrierverfahren für die oben erwähnten
Füllstoffe umfaßt das Eintauchen eines Sinterteiles
in geschmolzenes Füllmaterial, Verminderung des Druckes
der umgebenden Atmosphäre, Wiederherstellung des normalen
Druckes und Anwendung eines atmosphärischen Überdruckes,
um eine Infiltration dieses geschmolzenen Materials in
diese Poren zu erreichen.
Zwei Arten von Pulver, deren Zusammensetzung in der
folgenden Tabelle 1 wiedergegeben ist, umfassend feines
vorlegiertes Pulver der Formel 2 C - 30 Cr - 15 W - Co mit einer
Feinheit entsprechend einem Standardsieb von hundert
Maschen und ein feines Eisenpulver der gleichen Korngröße
werden mit Graphitpulver zusammengemischt, wobei
sich eine Zusammensetzung nach der folgenden Tabelle
2 ergibt. Danach wird 0,6% Zinkstearatpulver als Schmiermittel
dem Gemisch zugegeben; dieses wird in einer Metallform
bei einem Druck von 588 - 686 MNm-2 zusammengepreßt oder
verdichtet, wobei sich ein kompakter Körper mit einer
Sinterdichte von 6,95 + 0,05 g/cm³ ergibt. Der Körper
wird unter Vakuum über fünfzig Minuten bei einer Temperatur
von 1140°C gesintert. Die Rockwellhärte und die radiale
Bruchfestigkeit ergeben sich aus Tabelle 2.
Die Ventilsitzproben werden aus diesen Proben hergestellt,
aus Auslaßventilsitze in Aluminiumlegierungs-Zylinderköpfe
einer wassergekühlten Viertakt-OHC-Brennkraftmaschine von
1600 cm³ eingebaut. Prüfstandmessungen wurden mit bleifreiem
Benzin unter Vollast bei 6000 U/min über hundert
Stunden durchgeführt. Der Verschleiß der Ventilsitze wurde
durch Rückbeziehung gegenüber einem Standardventil ermittelt,
wobei gleichzeitig die Abnützung beobachtet wurde.
Die Berührungsflächen der zugeordneten Ventile waren mit
Stellit beschichtet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3
wiedergegeben.
Die Proben T und U sind Kontrollproben von Sinterlegierungen
auf Eisenbasis. Die Probe T bestand aus 1,1% C, 9,8% Mo,
0,29% Ni, Rest Fe, wobei die Härte HRB einem Wert von 93
entsprach. Die Probe U bestand aus 2,5% C, 50% Cr, 30% W,
17,5% Co einschließlich 15% Hartlegierungspulver, 1%
Graphitpulver, 6% Kobaltpulver, Rest Eisenpulver.
Aus der Tabelle 3 ergibt sich, daß die Kontrollproben
größere Abnützungen gegenüber den Proben A - D aufwiesen,
welche nach der Erfindung hergestellt waren.
Es wurden Bearbeitungsprüfungen nach den folgenden Verfahren
ausgeführt. Von den Proben, die dem vorangehend
erwähnten Prüfstandversuch unterworfen waren, wurden
Körper in zylindrischer Form (Außendurchmesser 38 mm,
Innendurchmesser 29 mm, Höhe 7,5 mm) unter Verwendung der
Stoffe der Proben A, D, T und W gefertigt. Die zylindrischen
Proben A, D wurden in eine dichte Kammer enthaltend ein
geschmolzenes Bad mit einem Schmelzpunkt von 140°C eines
Gemisches aus Zinkstearat und Lithiumstearat (60 : 40) bei
einer Temperatur von 160°C eingebracht. Danach wurde die
Kammer mit Vakuum von 1333 Pa beaufschlagt, um die Poren
in den Proben zu evakuieren. Diese Proben wurden in das
geschmolzene Bad durch ein geeignetes Bauelement eingetaucht,
um die Poren mit dem Badmaterial zu füllen. Danach
wurde der Druck in der Kammer auf 9,8 · 10⁴ Nm-2 erhöht, um das
Einfüllen oder Infiltrieren in die Poren zu fördern. Nach
Wiederherstellung des Druckes auf den normalen Wert wurden
die Proben aus dem Bad genommen und zentrifugiert, um
überschüssiges Material an der Oberfläche zu entfernen.
Ähnliche Proben A, D wurden unter Verwendung des anderen
Füllmaterials, nämlich Wachsgemisch (Schmelzpunkt 158°C und
Schmelzpunkt 140°C) bei einer Temperatur von
190°C unter einem Druck von 667 Pa hergestellt. Die Proben
T und U wurden lediglich mit Wachs mit einem Schmelzpunkt von 158°C gefüllt.
Die Prüfvorrichtung ergibt sich aus Fig. 3. Eine zu untersuchende
Probe 1 wird in einem Drehbankfutter 2 eingespannt
und mit einer Schneidgeschwindigkeit von 58 m/min und
einem Vorschub von 0,05 mm pro Umdrehung gefahren, wobei
ein Plättchen 4 an einem Drehstahl 3 angebracht war. Der
Drehstahl 3 entsprach dem Typ KO1 nach der ISO-Norm 513
und wies eine Form vom Typ SNGN 432N nach der ISO-Norm
1832 auf. Die Probe wurde an ihrer Innenkante mit einer
Fase versehen, bis zu der gestrichelt veranschaulichten
Stellung. Nach jeweils zehn Drehvorgängen wurde die
Bearbeitbarkeit durch die an der Angriffsfläche des
Plättchens verschlissene Breite bestimmt. Die Ergebnisse
sind in Fig. 4 veranschaulicht. Es ergibt sich, daß sogar
die nicht gefüllte Probe A′ eine geringere Verschleißbreite
zeigt, welche eine bessere Bearbeitbarkeit ergibt,
als die gefüllten Proben t und u. Die zweite Prüfung
wurde an der ungefüllten Probe A′ und gefüllten Proben
A, D unter Verwendung verschiedener Füllstoffe durchgeführt,
wobei die Ergebnisse in Fig. 5 veranschaulicht
sind. Diese Figur gibt also die Wirkung der Infiltration
wieder.
Feines Pulver vom Typ 2 C - 30 Cr - 15 W - Co mit einer Korngröße
entsprechend einem Standardsieb von hundert Maschen,
dessen Zusammensetzung sich aus Tabelle 4 ergibt, wird
mit Graphit und Molybdän-Disulfidpulver vermischt, wobei
eine Zusammensetzung gemäß Tabelle 5 entsteht.
Dem Gemisch werden 0,7% Zinkstearatpulver als Schmiermittel
zugegeben, wobei das gemischte Pulver in einer Metallform
bei einem Druck von 588 MNm-2 verdichtet wird. Alsdann
erfolgt eine Sinterung in Vakuum über 50 Minuten bei
einer Temperatur von 1140°C. Die Rockwellhärte B sowie
die radiale Bruchfestigkeit des erzeugten gesinterten
Körpers ergeben sich aus der Tabelle 5.
Ventilsitze wurden aus diesen Probestoffen hergestellt
und unter ähnlichen Bedingungen wie im Beispiel 1 untersucht.
Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 6
veranschaulicht. Diese Ventilabnützung wurde in Millimeter
gemessen.
In der Tabelle 6 stellen die Proben W, U Kontrollproben
dar, wobei die erste 1,0% C, 5,0% Mo, 2% Cr, Rest
Fe enthält, während die letztere derjenigen des Beispiels
1 entspricht. Beide Kontrollproben sind Eisenbasis-Legierungen,
wie sie gegenwärtig als Ventilsitzmaterial verwendet werden.
Aus der Tabelle 6 ergibt sich, daß die Ventilabnützung
der Kontrollproben größer als bei den Sinterlegierungen
nach der Erfindung ist, wobei in den letztgenannten
Legierungen auch lediglich eine geringere oder
gar keine Abnützung beobachtet wurde.
Die Bearbeitungsprüfungen wurden an den Proben F, G, I
sowie den Kontrollproben W, U wie beim Beispiel 1 durchgeführt.
Die Ergebnisse sind in Fig. 6 zusammen mit den
Füllstoffen veranschaulicht. Es ergibt sich hieraus die
sehr gute Verarbeitbarkeit der Legierungen nach der Erfindung.
Auch läßt sich beim Vergleich von Fig. 6 mit
Fig. 5 erkennen, daß sich eine verbesserte Bearbeitbarkeit
durch Zugabe von Schwefel zu den Legierungen des Beispiels
1 erzielen läßt.
Pulverzusammensetzungen K, L, M gemäß der folgenden
Tabelle 7 wurden hergestellt unter Verwendung von Graphit
mit einer Korngröße entsprechend einem Standardsieb von
325 Maschen, fein pulverisierter Legierung vom Typ 2 C - 30 Cr - 15 W - Co,
niedrig gekohltem Ferromolybdän mit einer Korngröße
entsprechend einem Standardsieb von hundert Maschen,
Nickelkarbonyl von weniger als 10 Mikron, Kobalt mit einer
Korngröße entsprechend einem Standardsieb von dreihundertfünfundzwanzig
Maschen und feinem Eisenpulver. Diese
Legierung besteht aus 2,5% C, 33,4% Cr, 11,5% W, 1,5% Si,
Rest Co, wobei das niedrig gekohlte Ferromolybdän aus
0,005% C, 1,0% Si, 66,0% Mo, Rest Fe, besteht. Dem
obigen Gemisch wurden 0,6% Zinkstearatpulver als Schmiermittel
beigemischt. Das Gemisch wurde in einer Metallform
von 38 mm Außendurchmesser und 29 mm Innendurchmesser bei
einem Druck von 539 - 637 MNm-2 verdichtet, um eine Dichte
von 6,9 ± 0,05 g/cm³ zu erhalten.
Die Formen wurden in Vakuum über 40 Minuten bei einer
Temperatur von 1140°C gesintert. Die chemische Analyse
und die offenbare Härte ergeben sich aus der folgenden
Tabelle 8. Zum Zwecke des Vergleichs wurden andere Proben
N, X, Y mit einer Dichte von 6,95 ± 0,05 g/cm³ geformt
und unter den gleichen Bedingungen wie die Proben K, L,
M nach der Erfindung gesintert. Die chemischen Zusammensetzungen
und die offenbare Härte dieser gesinterten Erzeugnisse
ergeben sich ebenfalls aus der Tabelle 8.
Die Proben K, L, M wurden einem Füll- oder Infiltriervorgang
gemäß der vorangehenden Beschreibung unterworfen,
die Proben X, Y sind als häufig verwendete Ventilsitzlegierungen
zum Vergleich aufgelistet.
Aus diesen Legierungen wurden Ventilsitze hergestellt und
Prüfstandmessungen unterworfen. Bei diesem Versuch besteht
das zugeordnete Ventil aus 21 - 4 N Stahl (21 Cr - 4 Ni - 9 Mn - 0,5 C - 0,4 N),
die Kühlwassertemperatur beträgt 85 ± 5°C,
die Schmieröltemperatur 110 ± 5°C. Diese Ventilsitze sind
in jedem Zylinderkopf bei einer Temperatur von 140°C unter
einer Last von etwa 1 Tonne eingepreßt, jedoch ergab
sich kein Aussickern des Füllmaterials. Die Ergebnisse
der Ventilsitzabnützung sind in Tabelle 9 veranschaulicht.
Gemäß der Tabelle 9 ergeben sich geringere Abnützungen der
Proben K, L, M, N als bei den Proben X, Y, die aus häufig
verfügbaren Ventilsitzlegierungen bestehen. Gemäß Tabelle
7 umfassen die Proben K, L, M steigend zunehmende Legierungsgehalte
und abnehmende Ferromolybdängehalte. Andererseits
ergeben sich gemäß Tabelle 9 steigend größere Abnützungen
in der Ordnung von K, L, M. Betrachtet man jedoch das allgemeine
Abnützungslimit von 0,3 mm des Ventilsitzes, so
erfüllen die Proben K, L und M die praktischen Forderungen
an die Standzeit.
An den Proben K, L wurden Bearbeitbarkeitsprüfungen ausgeführt,
wie vorangehend beschrieben. Die Ergebnisse
finden sich in Fig. 4. Hierbei ist die Verschleißbreite
an den Drehstählen gegenüber der Anzahl von Drehvorgängen
für eine ungefüllte Probe K (als K′ bezeichnet) und für
eine andere Probe Z aufgetragen, welche 0,8% C, 0,3% Mo,
0,1% W, 0,5% Cr, 0,7% Ni, Rest Fe enthält und eine Dichte
von 6,8 g/cm³ sowie eine Härte HRA von 58 aufweist; die
letztgenannte Probe war mit Blei infiltriert, um eine
verbesserte Bearbeitbarkeit zu erzielen. Die unteren vier
Kurven zeigen die verbesserte Bearbeitbarkeit durch Füllen
oder Infiltrieren eines Wachses oder einer organischen
Metallverbindung. Ein wichtiges Merkmal der Erfindung liegt
darin, daß ein Teil der teuren 2 C - 30 Cr - 15 W - Co-Legierung
durch weniger teures Molybdän oder Ferromolybdän ersetzbar
ist, wodurch die Kosten des Rohmaterials auf etwa die
Hälfte reduziert werden.
In der vorliegenden Beschreibung ist die Bezeichnung
"Maschen" des Standardsiebes entsprechend dem Tyler-
System definiert.
Claims (7)
1. Sinterteil, insbesondere gesinterte Ventilsitze, bestehend aus einem
porösen Sinterskelett auf Eisenbasis aus (in Gew.-%) 0,6 bis 1,5%
Kohlenstoff, 1,0 bis 8,0% Chrom, 0,25 bis 4,0% Wolfram, 2,0 bis
12,0% Kobalt, Rest Eisen und herstellungsbedingten Verunreinigungen,
wobei das Sinterskelett eine aus pulverförmigen vorlegierten
Materialien bestehende Hartlegierungsphase aus (in Gew.-%) 1,0 bis
3,0% Kohlenstoff, 20,0 bis 40,0% Chrom, 5,0 bis 20,0% Wolfram und
Rest Kobalt umfaßt, dadurch gekennzeichnet, daß das Sinterskelett
eine Perlit und die darin gleichförmig verteilte kugelförmige Hartlegierungsphase
umfassende Mikrostruktur aufweist und die Poren
des Sinterskeletts mit einem Füllmaterial mit einem Schmelzpunkt
im Bereich von 120°C bis 250°C gefüllt sind.
2. Sinterteil, insbesondere gesinterte Ventilsitze, bestehend aus einem
porösen Sinterskelett auf Eisenbasis aus (in Gewichtsprozent) 0,6 bis
1,5% Kohlenstoff, 1,2 bis 3,5% Chrom, 0,2 bis 2,0% Wolfram,
2,0 bis 7,0% Kobalt, Rest Eisen, wobei das Sinterskelett eine
aus pulverförmigen vorlegierten Materialien bestehende Hartlegierungsphase
aus (in Gewichtsprozent) 1,0 bis 3,0% Kohlenstoff,
20,0 bis 35,0% Chrom, 5,0 bis 20,0% Wolfram und Rest Kobalt umfaßt,
dadurch gekennzeichnet, daß das Sinterskelett (in Gewichtsprozent)
3,0 bis 8,0% Molybdän bzw. eine dieser Menge entsprechende
Menge an Ferromolybdän und vorzugsweise zusätzlich bis zu maximal
3,0% Nickel umfaßt und daß das Sinterskelett eine Perlit und die
darin gleichförmig verteilte kugelförmige Hartlegierungsphase umfassende
Mikrostruktur aufweist und daß die Poren des Sinterskeletts
mit einem Füllmaterial mit einem Schmelzpunkt im Bereich von
120°C bis 250°C gefüllt sind.
3. Sinterteil nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
daß das Füllmaterial aus organischen Metallverbindungen
oder Wachsen besteht.
4. Sinterteil nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch
gekennzeichnet, daß die organischen Metallverbindungen
aus Zinkstearat, Lithiumstearat oder einem Gemisch
hiervon besteht.
5. Sinterteil nach einem der Ansprüche 1 oder 3 bzw. 4,
dadurch gekennzeichnet, daß der Wolframanteil in dem
Sinterskelett mehr als 0,5% beträgt und zusätzlich zur
Erzielung einer neben der Hartlegierungsphase in der
Mikrostruktur ebenfalls gleichmäßig verteilt vorliegender
Eisensulfidphase der Schwefelgehalt 0,04 bis 0,4%
in der Sinterlegierung beträgt.
6. Verfahren zur Herstellung eines Sinterteils nach
einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Legierungsbestandteile,
vorzugsweise mit dem Schwefel- und Nickelanteil,
einschließlich des Anteiles der pulverisierten Hartlegierungsphase
gemischt, verdichtet und bei einer Temperatur im
Bereich von 1100°C bis 1180°C für 30 bis 60 min gesintert
werden, dadurch gekennzeichnet, daß das Sinterskelett
in eine abgedichtete Kammer mit einem Schmelzbad
des Füllmaterials mit einem Schmelzpunkt von 120°C bis
250°C gegeben wird und daß der Druck in der Kammer
abgesenkt wird und daß das Material dann in das Bad
getaucht und danach der Druck über den Normalwert angehoben
wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet,
daß als Füllmaterial organische Metallverbindungen
oder Wachse verwendet werden.
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