DE3017310C2 - Verschleißfeste Ferrosinterlegierung - Google Patents
Verschleißfeste FerrosinterlegierungInfo
- Publication number
- DE3017310C2 DE3017310C2 DE3017310A DE3017310A DE3017310C2 DE 3017310 C2 DE3017310 C2 DE 3017310C2 DE 3017310 A DE3017310 A DE 3017310A DE 3017310 A DE3017310 A DE 3017310A DE 3017310 C2 DE3017310 C2 DE 3017310C2
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- alloy
- basic structure
- wear
- nickel
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
30
40
Die Erfindung betrifft eine Ferrosinterlegierung zur Herstellung verschleißfester Bauteile von Verbrennungsmotoren
bzw. Brennkraftmaschinen, insbesondere von solchen Bauteilen, die gleichzeitig wärmebeständig,
korrosionsbeständig und verschleißfest sein müssen, wie Ventilsitze, Ventile sowie sonstige gleitende Bauteile.
Übliche verschleißfeste Ferrosinterlegierungen enthalten die verschiedensten Carbide und Legierungsteilchen
in einer Perlit- oder Martensitmatrix. Zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit und Verträglichkeit
mit sonstigen Bauteilen, mit denen sie in Gleitkontakt stehen, werden solche Legierungen auch
einer Blei- oder Schwefelimprägnierung oder einer Dampfbehandlung unterworfen.
Die betreffenden Materialien enthalten die verschiedensten Zusätze in großen Mengen in Form von
Pulverlegierungen, Pulvergemischen oder einzelner Pulver der betreffenden Zusätze. Der Zusatz der
verschiedenen Elemente ist oft mit Schwierigkeiten behaftet, da diese Elemente, insbesondere Kobalt, nur
unter Schwierigkeiten zur Verfügung stehen.
Bauteile, die bei hoher Temperatur und unter hoher Belastung arbeiten, werfen die verschiedensten Probleme
auf. So kommt es beispielsweise bei einer mit Blei imprägnierten Legierung zu einem Aufschmelzen und
Ausfließen des Bleis. Die Härte von dampfbehandelten Bauteilen ist zu groß, wobei das Material spröde wird.
Darüber hinaus sinkt auch bei Durchführung solcher Behandlungen infolge zusätzlicher Arbeitsschritte die
Produktivität.
Es besteht somit ein erheblicher Bedarf an Legierungen, die wichtige Legierungsbestandteile in der
geringstmöglichen Menge enthalten und trotzdem eine hohe Wärme- und Korrosionsbeständigkeit sowie
Verschleißfestigkeit aufweisen. Durch Entwicklung solcher Legierungen lassen sich sowohl die natürlichen
Quellen für die betreffenden Legierungsbestandteile schonen, als auch die Produktivität verbessern.
Der Erfindung lag die Aufgabe zugrunde, eine hervorragend wärme-, korrosions- und verschleißfeste
Ferrosinterlegierung für bei hohen Temperaturen und unter hoher Belastung arbeitende Bauteile, z. B. Ventile
und Ventilsitze von Verbrennungsmotoren, zu schaffen, die nur geringe Mengen an Legierungsbestandteilen
enthält und mit niedrigen Gestehungskosten herstellbar ist.
Gegenstand der Erfindung ist somit eine verschleißfeste Ferrosinterlegierung, welche dadurch gekennzeichnet
ist, daß sie aus 0,8 bis 1,5% Kohlenstoff, 0,5 bis 2,5% Chrom, 2,0 bis 6,0% Molybdän, 1,5 bis 5,0% Nickel, 0,1
bis 2,0% Wolfram. 0,2 bis 5,0% Kupfer, Rest Eisen besteht, daß sie Molybdänteiichen mit um diese
verteiltem Nickel aufweist, die gleichmäßig in der aus ίο einem Gemisch aus Perlit, Bainit und Martensit
bestehenden Grundstruktur dispergiert sind und ferner ein in der Grundstruktur dispergiertes zusammengesetztes
Carbid Fe—Cr—W-C enthält.
Die Erfindung wird anhand der Zeichnungen näher erläutert. Im einzelnen zeigt
Fig. 1 eine Mikrophotographie (in 200facher Vergrößerung)
einer Sinterlegierung gemäß der Erfindung und
Fig.2 eine graphische Darstellung, aus der die
Verschleißfestigkeit erfindungsgemäßer Sinterlegierungen und einer bekannten Ferrolegierung hervorgeht.
In einer Sinterlegierung gemäß der Erfindung sind Ferromolybdänteilchen, die der Legierung Verschleißfestigkeit
verleihen, gleichmäßig in der Grundstruktur in Form eines Gemisches aus zähem Perlit und einer zur
Härte der Grundstruktur beitragenden Bainit- und Martensitstruktur verteilt.
Eine Legierung gemäß der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß sie Nickel enthält, welches die
Wärme- und Korrosionsbeständigkeit bzw. -festigkeit verbessert. Das Nickel ist um die Ferromolybdänteilchen
herum verteilt. Ferner enthält eine erfindungsgemäße Legierung in der Grundstruktur verteilte Legierungsteilchen
in Form eines zusammengesetzten Carbids Fe—Cr—W-C. Die in der Grundstruktur verteilten
Teilchen bewirken zusätzlich gegenüber üblichen Legierungen eine Steigerung der Wärme-, Korrosionsund
Verschleißfestigkeit. Ferner vermögen sie die Legierung mit anderen Bauteilen, mit denen sie in
gleitendem Kontakt steht, verträglich zu machen.
Im folgenden werden nun die Aktivität der verschiedenen Einzelbestandteile der Ferrosinterlegierung gemäß
der Erfindung und die Gründe für die Begrenzung ihrer Mengen auf die angegebenen Bereiche näher
erläutert.
Kohlenstoff bildet mit dem Eisen eine feste Lösung, wobei in der Grundstruktur zäher Perlit ausgebildet
wird. Wenn die Menge an Kohlenstoff 0,8% unterschreitet, neigt das Perlitgefüge zur Umwandlung in
Ferrit, wodurch die Verschleißfestigkeit verringert wird. Wenn andererseits die Menge an Kohlenstoff 2,0%
überschreitet, erhöht sich in der Grundstruktur der Gehalt an sprödem Zementit, so daß Festigkeit und
Bearbeitbarkeit der Legierung beeinträchtigt werden.
Molybdän, das in die Legierung in Form von Ferromolybdänpulver eingeführt werden kann, geht in
der Grundstruktur mit dieser eine teilweise feste Lösung ein. Der Rest der Grundstruktur dispergierte harte
Ferromolybdänteilchen. Durch diese werden die Verschleißfestigkeit und Festigkeit bei hoher Temperatur
verbessert. So erfolgt der Molybdänzusatz zur Stabilisierung des Legierungsgefüges nach dem Sintern. Wenn
das Molybdän in einer Menge von unter 2% zugesetzt wird, ist der Gehalt der Legierung an Ferromolybdänteilchen
gering, so daß deren Verschleißfestigkeit beeinträchtigt wird. Wenn andererseits die Molybdän-
als 6,0% betragt
wird die Grundslruktür
rricngc meh
spröde.
spröde.
Nickel steigert die Zähigkeit der Grundstruktur und
erhöht gleichzeitig ihre Festigkeit. Darüber hinaus tragt dieses Element zu einer Umwandlung eines Teils der
Grundstruktur zu Martensit/Bainit bei. Wenn die Nickelmenge unter 1,5% liegt, ist die Martensitmenge
so gering, daß die Grundstruktur keine ausreichende Härte erhält Wenn andererseits die Nickelmenge mehr
als 5,0% beträgt, ist die Martensitmenge r.u hoch, um die
Legierung gegen ein Sprödewerden zu schützen. Folglich sollte die Nickelmenge zweckmäßigerweise 1,5
bis 5,0% betragen. '°
Chrom ist in der Grundstruktur in Form von Legierungsteilchen aus dem zusammengesetzten Carbid
Fe-Cr-W—C dispergiert und verleiht der Legierung
Verschleißfestigkeit. Ein Teil des Chroms bildet jedoch mit dem Grundmaterial eine feste Lösung und
verbessert dadurch die Festigkeit der Grundstruktur. Die Chrommenge ist auf 0,5 bis 2,5% begrenzt, weil die
Verwendung von weniger als 0,5% Chrom zur Bildung einer unzureichenden Menge an zusammengesetztem
Carbid führt, wodurch die Verschleißfestigkeit beeinträchtigt wird, und die Verwendung von mehr als 2,5%
Chrom zur Bildung übermäßiger Carbidmengen, wodurch die Legierung spröde wird, führt.
Wolfram, das in der Grundstruktur in Form von Legierungsteilchen des zusammengesetzten Carbids
Fe-Cr-W—C verteilt ist, verhindert eine Carbidstreuung
bei hohen Temperaturen und bedingt eine Stabilisierung der Grundstruktur. Wenn das Wolfram
unter 0,1% beträgt, wird das Carbid instabil. Wenn dagegen die Wolframmenge mehr als 2,0% beträgt,
erreicht man keine weitere Verbesserung mehr. Es erhöht sich vielmehr die Härte des Carbids auf einvn
höheren Wert als erforderlich. Folglich wird die zugesetzte Wolframmenge auf 0,1 bis 2,0% begrenzt.
Kupfer wird in der Grundstruktur dispergiert und J5
verfestigt dieselbe. Wenn die Kupfermenge weniger als 0,2% beträgt, ist die Festigkeit der Grundstruktur
unzureichend. Wenn dagegen die Kupfermenge mehr als 5,0% beträgt, wird die Grundstruktur spröde. Somit
wird die Kupfermenge auf 0,2 bis 5,0% begrenzt.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform besteht eine erfindungsgemäße verschleißfeste Legierung aus
0,8 bis 1,5% Kohlenstoff, 0,5 bis 2,5% Chrom, 2,0 bis 6,0% Molybdän, 1,5 bis 5,0% Nickel, 0,1 bis 2,0%
Wolfram, 0,2 bis 5,0% Kupfer, 0,1 bis 5,0% Phosphor und/oder Bor und/oder Silicium, Rest Eisen, Molybdänteilchen
mit um diese verteiltem Nickel, die an der Grundstruktur in Form eines Gemischs aus Perlit, Bainit
und Martensit gleichmäßig verteilt sind, ferner in der Grundstruktur dispergierte Legierungsteilchen in Form
eines zusammengesetzten Carbids Fe-Cr-W—C und
0,2 bis 10Vol.-% Sinterporen, von denen mindestens 40% eine Porengröße von nicht über 150 μίτι aufweisen.
Wie bereits ausgeführt, tragen Kohlenstoff, Chrom, Molybdän, Nickel, Wolfram und Kupfer zu einer
Verbesserung der Härte, Festigkeit und Verschleißfestigkeit der Grundstruktur bzw. des Grundgefüges bei.
Andererseits werden 0,1 bis 5,0% Phosphor und/oder Bor und/oder Silicium zugesetzt, um eine Flüssigphasensinterung
zu ermöglichen. &o
Phosphor, Bor und Silicium vermögen die Temperatur, bei der eine Flüssigphase auftritt, im umgekehrten
Verhältnis zu ihrer Menge zu senken unii ermöglichen
somit eine akzeptable Flüssigphasensinterung bei niedrigen Temperaturen, d. h. bei Temperaturen von b5
nicht über 12500C, die im Hinblick auf die Haltbarkeit des Sinterofens keine Probleme schaffen. Eine Fiussigphasensinterung
ist deshalb von Vorteil, weil man kleinere Sinterporengrößen erreicht und das Gesamtvolumen
der Sinterporen verringert werden kann. Dies führt zu einer hervorragenden Festigkeit insbesondere
bei Einwirkung hoher Planardrucke, einer hervorragenden Beständigkeit gegen Grübchenbildung bzw. Lochfraß
und einer ausgezeichneten Verschleißfestigkeit
Die Gründe für die Begrenzung der Menge an Phosphor und/oder Bor und/oder Silicium auf Werte
innerhalb des angegebenen Bereichs sind folgende: Wenn die Menge an Phosphor und/oder Bor und/oder
Silicium unter 0,1 % liegt, ist die Menge der Flüssigphase zu gering, wobei man keine Steigerung der Verschleißfestigkeit
erreicht. Wenn andererseits die Menge an Phosphor und/oder Bor und/oder Silicium 5,0%
übersteigt, wird die Menge an Flüssigphase zu groß, so daß man keinen Sinterkörper hoher Dimensionsgenauigkeit
mehr erhält Deshalb werden Phosphor und/oder Bor und/oder Silicium in einer Menge von 0,1 bis 5,0%
zulegiert.
Wenn die Porosität 10VoI.-% übersteigt, ist die
Sinterung unzureichend und die Bindefestigkeit zwischen den Teilchen schwach. Somit ist die erhaltene
Legierung ermüdungsanfällig und neigt zur Abnutzung infolge Grübchenbildung oder Lochfraß. Darüber
hinaus wird ihre mechanische Festigkeit beeinträchtigt. Folglich wird die Porosität auf höchstens 10 Vol.-%
begrenzt. Wenn sie dagegen unter 0,2 Vol.-% liegt, gibt es zu wenige ölpools, so daß das aus der Legierung
hergestellte Produkt eine schlechte Haltekraft erhält und gegen Abnutzung durch Festfressen anfällig wird.
Die Bedeutung der Poren ergibt sich aus der Tatsache, daß aus einer Lösung derselben Bestandteile hergestellte
nicht-poröse Materialien nicht die gewünschten Eigenschaften zeigen.
Zweckmäßigerweise sollen die Poren fein und gleichmäßig verteilt sein. Wenn die Porengröße 150 um
übersteigt und die Porosität unter 10 Vol.-% liegt, sind die Poren ungleichmäßig verteilt und die ölrückhaltung
des aus der Legierung hergestellten Produkts schlecht. Folglich kommt es aus demselben Grund zu einer
Abnutzung durch Festfressen, wenn feine Poren einer Größe von höchstens 150 μπι in einer Menge von
weniger als 40% vorhanden sind.
In Fig. 1 der Zeichnung ist die Grundstruktur einer erfindungsgemSßen Sinterlegierung in 200facher Vergrößerung
dargestellt. Die Sinterlegierung besteht aus 1,20% Kohlenstoff, 3,58% Molybdän, 3,40% Nickel,
1,0% Chrom, 0,20% Wolfram, 1,30% Kupfer, Rest Eisen. Die Sinterlegierung war mit einer 3%igen Niter-Lösung
erodiert worden. In Fig. 1 wird mit 1 das Perlitgefüge,
mit 2 das Martensitgefüge, mit 3 das Bainitgefüge, mit 4 ein Ferromolybdänteilchen und mit 5 ein zusammengesetztes
Fe-Cr-W—C-Carbidteilchen bezeichnet.
Wie Fi g. 1 zeigt, sind in der Grundstruktur in Form
eines Gemischs aus Perlit, Martensit und Bainit Ferromolybdänteilchen und Legierungsteilchen aus
dem zusammengesetzten Carbid Fe-Cr-W—C dispergiert.
Fig.2 zeigt die Ergebnisse einer VerschleiDmessung
unter Verwendung eines Verschleißtestgeräts für Ventilsitze, das unter folgenden Bedingungen arbeitet:
Anzahl der Umdrehungen: | 3000 | Upm |
Anzahl der durchgeführten | ||
Tests: | 8 · | ΙΟ5 |
Ventilgeschwindigkeit | ||
zum Zeitpunkt des | ||
Ventilschließens: | 0.5 | m/s |
Federdruck:
Anzahl der
Ventilumdrehungen:
Erwärmung:
Anzahl der
Ventilumdrehungen:
Erwärmung:
Versuchstemperatur:
Zusammensetzung
des Ventilgegenstücks:
Zusammensetzung
des Ventilgegenstücks:
35 kg
8 bis 10 Upm Verbrennung eines Gemischs aus Propan und Luft
3000C
mit Stellit überzogen
Prüfling:
1. Sinterlegierung gemäß der Erfindung: 1,20% Kohlenstoff, 1,30% Kupfer,
3,40% Nickel, 3,58% Molybdän, 1,0% Chrom, 0,20% Wolfram, Rest Eisen;
Härte:96 HRB,
Dichte: 6,80 g/cm3
Härte:96 HRB,
Dichte: 6,80 g/cm3
2. übliche Ferrolegierung:
1,5% Kohlenstoff, 4,0% Molybdän, 1,5% Chrom, 1,5% Nickel,
3,5% Kobalt, Rest Eisen; Grundstruktur: Ferromolybdänteilchen und Chromcarbid in Perlit verteilt,
Härte: 90 HRB,
Dichte: 6,70 g/cm3.
In Fig. 2 sind die Ergebnisse des Verschleißtests dargestellt. Auf der Ordinate sind die Abriebmengen bei
Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung bzw. der bekannten Ferrolegierung unter denselben Versuchsbedingungen
aufgetragen. Die in F i g. 2 graphisch dargestellten Ergebnisse /eigen, daß die erfindungsgemäße
Sinterlegierung eine hervorragende Verschleißfestigkeit besitzt. Der Vorteil der erfindungsgemäßen
Sinterlegierung beruht vermutlich auf einem synergistischen Zusammenwirken der Ferromolybdänteilchen
einer sehr hohen Härte (von nicht weniger als Hv 1000)
und der Legierungsteilchen aus dem zusammengesetzten Carbid Fe-Cr-W — C. Vermutlich beruht die
hervorragende Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung darauf, daß die Ferromolybdänteilchen
nicht herausfallen, wenn das aus der Legierung hergestellte Bauteil in Betrieb ist, da die Ferromolybdänteilchen
in der Grundstruktur dispergiert sind, die Grundstruktur als solche zäh ist und, bedingt durch die
Anwesenheit von Martensit/Bainit, eine akzeptable Härte aufweist.
Eine Sinterlegierung gemäß der Erfindung besitzt nicht nur eine hervorragende Verschleißfestigkeit und
Festigkeit, sondern auch eine ausgezeichnete Wärme- und Korrosionsfestigkeit. Dies ist offensichtlich darauf
zurückzuführen, daß um die Ferromolybdänteilchen herum Nickel verteilt ist.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Claims (2)
1. Verschleißfeste Ferrosinterlegierung, dadurch
gekennzeichnet, daß sie aus 0,8 bis 1,5% Kohlenstoff, 03 bis 2,5% Chrom, 2,0 bis 6,0%
Molybdän, 1,5 bis 5,0% Nickel, 0,1 bis 2,0% Wolfram, 0,2 bis 5,0% Kupfer, Rest Eisen besteht, daß sif
Molybdänteilchen mit um diese verteiltem Nickel aufweist, die gleichmäßig in der aus einem Gemisch
aus Perlit, Bainit und Martensit bestehenden Grundstruktur dispergiert sind, und ferner ein in der
Grundstruktur dispergiertes zusammengesetztes Carbid Fe-Cr-W-C enthält
2. Sinterlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie zusätzlich 0,1 bis 5,0%
Phosphor und/oder Bor und/oder Silicium, für eine Flüssigphasensinterung enthält, und 0,2 bis
10Vol.-% Sinterporen aufweist, von denen mindestens 40% eine Porengröße von nicht über 150μπι
besitzen.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5474679A JPS55164060A (en) | 1979-05-07 | 1979-05-07 | Abrasion resistant iron-based sintered alloy material |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3017310A1 DE3017310A1 (de) | 1980-11-13 |
DE3017310C2 true DE3017310C2 (de) | 1982-12-16 |
Family
ID=12979330
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE3017310A Expired DE3017310C2 (de) | 1979-05-07 | 1980-05-06 | Verschleißfeste Ferrosinterlegierung |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4348232A (de) |
JP (1) | JPS55164060A (de) |
DE (1) | DE3017310C2 (de) |
Families Citing this family (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55164057A (en) * | 1979-05-09 | 1980-12-20 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Abrasion resistant iron based sintered alloy material |
JPS57203753A (en) * | 1981-06-09 | 1982-12-14 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Abrasion resistant member for internal combustion engine |
JPS6070163A (ja) * | 1983-09-28 | 1985-04-20 | Nippon Piston Ring Co Ltd | 耐摩耗性焼結合金部材 |
JP2506333B2 (ja) * | 1986-03-12 | 1996-06-12 | 日産自動車株式会社 | 耐摩耗性鉄基焼結合金 |
JPS62271913A (ja) * | 1986-04-11 | 1987-11-26 | Nippon Piston Ring Co Ltd | 組立式カムシヤフト |
DE3633879A1 (de) * | 1986-10-04 | 1988-04-14 | Supervis Ets | Hochverschleissfeste eisen-nickel-kupfer-molybdaen-sinterlegierung mit phosphorzusatz |
SE457356C (sv) * | 1986-12-30 | 1989-10-31 | Uddeholm Tooling Ab | Verktygsstaal avsett foer kallbearbetning |
JP2773747B2 (ja) * | 1987-03-12 | 1998-07-09 | 三菱マテリアル株式会社 | Fe基焼結合金製バルブシート |
KR920007937B1 (ko) * | 1990-01-30 | 1992-09-19 | 현대자동차 주식회사 | 밸브시트용 철(Fe)계 소결합금 |
SE9201678D0 (sv) * | 1992-05-27 | 1992-05-27 | Hoeganaes Ab | Pulverkkomposition foer tillsats i jaernbaserade pulverblandningar |
JP3447030B2 (ja) * | 1996-01-19 | 2003-09-16 | 日立粉末冶金株式会社 | 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法 |
JP3573872B2 (ja) * | 1996-04-25 | 2004-10-06 | 日本ピストンリング株式会社 | 焼結合金製接合型バルブシートおよび接合型バルブシート用焼結合金材の製造方法 |
US6139598A (en) * | 1998-11-19 | 2000-10-31 | Eaton Corporation | Powdered metal valve seat insert |
US6599345B2 (en) | 2001-10-02 | 2003-07-29 | Eaton Corporation | Powder metal valve guide |
US7510195B2 (en) * | 2003-11-21 | 2009-03-31 | Honeywell International Inc. | High temperature and high pressure compressor piston ring |
JP4789837B2 (ja) * | 2007-03-22 | 2011-10-12 | トヨタ自動車株式会社 | 鉄系焼結体及びその製造方法 |
EP2662462A1 (de) * | 2012-05-07 | 2013-11-13 | Valls Besitz GmbH | Niedertemperatur-härtbare Stahle mit ausgezeichneter Bearbeitbarkeit |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SE376856B (de) * | 1968-12-13 | 1975-06-16 | Sumitomo Electric Industries | |
JPS5462108A (en) * | 1977-10-27 | 1979-05-18 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Abrasion resistant sintered alloy |
-
1979
- 1979-05-07 JP JP5474679A patent/JPS55164060A/ja active Granted
-
1980
- 1980-05-06 DE DE3017310A patent/DE3017310C2/de not_active Expired
- 1980-05-07 US US06/147,452 patent/US4348232A/en not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
NICHTS-ERMITTELT |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE3017310A1 (de) | 1980-11-13 |
JPS55164060A (en) | 1980-12-20 |
US4348232A (en) | 1982-09-07 |
JPH0217620B2 (de) | 1990-04-23 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3017310C2 (de) | Verschleißfeste Ferrosinterlegierung | |
DE112009000775B4 (de) | Sinterlegierung auf Eisenbasis für einen Ventilsitz und Ventilsitz für einen Verbrennungsmotor | |
DE3015897C2 (de) | Verschleißfeste Sinterlegierung | |
DE19917213B4 (de) | Ventilsitzeinsatzteil | |
DE3327282C2 (de) | Sinterlegierung für Ventilsitze | |
DE2846122C2 (de) | Sinterlegierung für die Herstellung von Gleitelementen für Motoren | |
DE19621091B4 (de) | Verwendung von Hochtemperaturlegierungen auf Eisenbasis für Teile von Verbrennungsmotoren | |
DE2704702C2 (de) | ||
DE4031408C2 (de) | Gesintertes Maschinenteil | |
DE102006027391B4 (de) | Gesinterter Ventilsitz und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE3015898A1 (de) | Verschleissfeste sinterlegierung zur verwendung in verbrennungsmotoren | |
DE3151313C2 (de) | Verwendung einer Eisenbasis-Sinterlegierung für einen Ventil-Betätigungsmechanismus | |
DE19715708B4 (de) | Bei hoher Temperatur verschleißfeste Sinterlegierung | |
DE3808460A1 (de) | Verschleissfeste sinterlegierung auf eisen-basis und aus dieser legierung bestehender synchronring fuer einen geschwindigkeitsregler | |
DE2428091A1 (de) | Verschleissfeste eisenhaltige sinterlegierung | |
EP0435019A1 (de) | Formteil, insbesondere Nocken aus einer gesinterten, pulvermetallurgisch hergestellten Legierung und Verfahren zu seiner Herstellung | |
DE19705527A1 (de) | Gesinterte Legierung auf Eisenbasis mit Hartpartikeldispersion und Verfahren zu deren Herstellung | |
DE3830447A1 (de) | Waermeverschleissbestaendige sinterlegierung | |
DE10297567B4 (de) | Ventilführung für Brennkraftmaschinen, hergestellt aus einer Sinterlegierung auf Eisenbasis | |
DE60300728T2 (de) | Sinterlegierung auf Eisenbasis zur Verwendung als Ventilsitz | |
DE10142645B4 (de) | Sinterteil | |
DE2311091C3 (de) | Bei hohen Temperaturen abriebfeste Sinterlegierung | |
DE60002470T2 (de) | Sinterstahlwerkstoff | |
DE19708197B4 (de) | Gesintertes Gleitelement und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE3619664A1 (de) | Verschleissfeste, gesinterte legierung |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OAP | Request for examination filed | ||
OD | Request for examination | ||
D2 | Grant after examination | ||
8328 | Change in the person/name/address of the agent |
Free format text: HENKEL, G., DR.PHIL. FEILER, L., DR.RER.NAT. HAENZEL, W., DIPL.-ING., PAT.-ANW., 8000 MUENCHEN |
|
8339 | Ceased/non-payment of the annual fee |