DE3048035C2

DE3048035C2 - Verwendung einer Legierung als Werkstoff zur Herstellung von Sinterkörpern und Verfahren zur Herstellung eines verschleißfesten Sinterkörpers

Info

Publication number: DE3048035C2
Application number: DE3048035A
Authority: DE
Inventors: Shuichi Fujita; Yoshio Fuwa; Tetsuya Nagoya Aichi Suganuma; Yoshitaka Toyota Aichi Takahashi
Original assignee: Toyota Jidosha Kogyo KK
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1980-03-04
Filing date: 1980-12-19
Publication date: 1989-08-10
Also published as: JPS56123353A; US4388114A; JPS5918463B2; DE3048035A1; GB2073247B; GB2073247A

Description

als Werkstoff zur Herstellung von Sinterkörpern, die in einer Matrix M₃C-Carbid und Steadit enthalten, wobei die Sinterkörper eine Dichte von 73 bis 7,8 g/cm^J aufweisen, und wobei ferner die Hartstoffphase 5 bis 30% Flächenanteil der Matrixfläche aufweist, und wobei die Carbidteilchen eine mittlere Größe von 5 bis μπι aufweisen.

2. Verwendung einer Legierung nach Anspruch 1 für den Zweck nach Anspruch 1, dadurch gekennze ich« et. daß sie nunmehr enthält:

1,8 bis 3,0% Kohlenstoff,

0,7 bis 14% Silizium,

0,1 bis 14% Mangan,

035 bis 0,65% Phosphor,

44 bis 64% Chront,

14 bis 3,0% Kupfer,

04 bis 14% Molybdän.

weniger als 2% Verunreinigungen und
Eisen als Rest

3. Verwendung tiner Legierung nach Anspruch 1, für den Zweck nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie nunmehr enthält:

44 bis 6,0 Gew.-% Chrom,

0,10 bis 1,2 Gew.-% Mangan,

0,40 bis 0,60 Gew.-% Phosphor,

14bis2,5Gew.-% Kupfer,

0,7 bis 13 Gew.-% Silicium,

0,7 bis 13 Gew.-% Molybdän,

2,0 bis 2,8 Gew.-% Kohlenstoff,

weniger als 2 Gew.-% Verunreinigungen und

Eisen als Rest.

4. Verwendung einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß sie folgende Maßgabe erfüllt:

die scheinbare Dichte Hv (10 kg) der Legierung beträgt 350 bis 800 utid vorzugsweise 400 bis 600.

5. Verwendung einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß sie folgende Maßgaben erfüllt:

die Hartstoffphase weist 15 bis 20% Flächenanteil der Matrixfläche auf, die Carbidteilchen weisen eine mittlere Größe von 10 bis 25 μτη auf, und die Dichte des Sinterkörpers beträgt 7.4 bis 7,8 g/cm³.

6. Verfahren zur Herstellung eines verschleißfesten Sinterkörpers nach einem der vorhergehenden Ansprüche aus einer der Legierungen nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß man die Legierung kohlenstofffrei erschmilzt, in üblicher Art zerstäubt, das Legierungspulver unter Bildung einer Mischung mit 1,5 bis 3,5% Kohlenstoff und 0 bis 1,2% eines Schmiermittels unter einem Druck von 4,9 bis 6,9 kbar auf 5,8 bis 6,4 g/cm³ vorverdichtet, die Preßlinge bei 1020° bis 1180⁹C sintert und dann mit einer Geschwindigkeit von 10° bis 100°C/min abkühlt.

Verschiebbare bzw. gleitende Teile wie Nocken bei Verbrennungsmotoren müssen häufig unter relativ hohen Flächen- oder Anpreßdrücken arbeiten. Unter solchen strengen Bedingungen sind Schmiermittel im allgemeinen instabil. Darauf ergibt sich, daß Materialien, deren Oberfläche auf übliche Weise behandelt worden ist, wie

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wärmebehandelter, durch Hartguß oder Kokillenguß verarbeiteter, galvanisch verchromter oder weich nitrierter Stahl zur Verschlechterung neigen, weil im Übermaß Abrieb, Verschleiß, Fressen, Lochfraß oder Grübchenbildung auftreten. Es besteht ein wachsender Bedarf an in hohem Maße haltbaren Materialien, die von diesen Problemen frei sind.

Es ist bekannt. Sinterkörper als verschleißfeste, abriebbeständige Materialien für verschiebbare oder gleitende Teile zu verwenden. Es ist jedoch schwierig, durch übliche Massenfertigungssysteme Sinterkörper mit hoher Dichte und hoher Härte zu erhalten, wodurch eine Nachbehandlung, beispielsweise durch Schmieden oder durch eine Hitzebehandlung, notwendig ist Daher war es bisher nicht möglich. Sinterkörper für verschiebbare Teile herzustellen, die unter strengen Betriebsbedingungen ausreichend haltbar sind.

Aus der DE-OS 24 56 700 ist ein verschleißfestes, legiertes Gußeisen bekannt das aus to

13 bis 4,0 Gew.-°/o Kohlenstoff,
1,5 bis 6,0 Gew.-% Silizium,

0 bis 23 Gew.-o/o Phosphor,

0,2 bis 10Gew.-% Molybdän, Wolfram und/oder Mangan,

1 bis 10,0 Gew.-% Chrom, Vanadium,Tantal und/oder Niob,
0 bis 3,5 Gew.-% Nickel und/oder Kobalt,

0 bis 2,5 Gew.-% Zinn und/oder Antimon,

0 bis 8,0 Gew.-% Kupfer,

0 bis 2,0 Gew.-% Titan,

0 bis 2,0 Gew.-% Aluminium,

sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen und

Eisen als Rest besteht

Diese bekannte Gußlegierung wird erhalten, indem man eiiie Schmelze, deren Zusammensetzung mit der Zusammensetzung des Endproduktes fast identisch ist, in eine Form gießt und dann zur Verfestigung abkühlt Die erhaltene Struktur enthält Dentriten, die von Carbid umgeben sind, das eine Anisotropie in Form eines Netzwerkes aufweist Die Struktur und Eigenschaften einer Gußlegierung oder einer Schmiedelegierung ist von einer gesinterten Legierung völlig verschieden, was auf die Unterschiede im Herstellungsverfahren zurückzuführen ist.

Es ist Aufgabe der Erfindung, die Verwendung einer Legierung als Werkstoff zur Herstellung von verschleißfesten Sinterkörpern vorzusehen, die eine hohe Haltbarkeit, eine hohe Dichte, eine hohe Härte und eine hervorragende Beständigkeit gegenüber Abrieb, Verschleiß, Fressen, Lochfraß und Grübchenbildung haben, wobei die Sinterkörper in Massenfertigung und in wirtschaftlicher Weise herstellbar sein sollen.

Diese Aufgabe wird durch die im Patentanspruch 1 verwendete Legierung und das im Patentanspruch 6 gekennzeichnete Verfahren gelöst

Bevorzugt verwendete Legierungen sind in den Ansprüchen 2 bis 5 erläutert.

Die anspruchsgemäß verwendete Legierung hat eine ausgezeichnete Haltbarkeit, wenn sie in einem verschiebbaren Teil eingesetzt wird, der beim Betrieb einem relativ hohen Flächen- oder Anpreßdruck ausgesetzt ist. Da das Sinterungsverfahren bei einer relativ niedrigen Temperatur durchgeführt wird, wird nur in einem eingeschränkten Bereich eine flüssige Phase erzeugt. Nur in dieser flüssigen Phase kann es zur Ausbildung von Carbid kommen, und die Verteilung des Carbides ist auf die Stelle eingeschränkt, wo die flüssige Phase erzeugt worden ist. In der erhaltenen Struktur sind infolgedessen harte Carbidteilchen gleichmäßig verteilt. Ferner verbleiben bei einer gesinterten Legierung Poren zurück. Es wurde gefunden, daß die anspruchsgemäß verwendete Sinterlegierung einer Gußlegierung im Hinblick auf die Haltbarkeit, das Gleitvermögen und die Verschleißfestigkeit überlegen ist, selbst wenn die Legierungszusammensetzung identisch ist.

Die Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher erläutert.

F i g. 1 ist ein Mikrographie-Gefügebild (400-fache Vergrößerung), in dem die MikroStruktur einer anspruchsgemäß verwendeten, verschleißfesten Legierung gezeigt wird.

In Fig.2 wird das Testverfahren erläutert, mit dem die Haltbarkeit öer anspruchsgemäß verwendeten, verschleißfesten Legierung gemessen wird.

Die anspruchsgemäß verwendete Legierung kann erhalten werden, indem man ein Legierungspulver herstellt, in dem die angegebenen Elemente mit Ausnahme von Kohlenstoff enthalten sind, und zu diesem Legierungspulver eine bestimmte Kohlenstoffmenge hinzugibt, worauf gemischt und die Mischung verdichtet b^w. preßgeformt und gesintert wird.

Das Legierungspulver kann nach üblichen Verfahren erhalten werden. Das Legierungspulver wird im allgemeinen nach dem Zerstäubungsverfahren aus einem geschmolzenen Metall erhalten.

Beim Zerstäubungsverfahren wird eine durch Vermischen der Bestandteile des Legierungspulvers hergestellte, geschmolzene Legierung in einer ^-Atmosphäre durch einen V.'asserstrahl zerstäubt bzw. atomisiert Die Teilchengröße des durch Zerstäuben hergestellten Legierungspulvers liegt meistens unter 177 μΐη und beträgt vorzugsweise weniger als 149 μΐη.

Das Material für das Legierungspulver sollte als Verunreinigungen wünschenswerterweise enthalten: weniger als 0,5 und vorzugsweise weniger als 0,3 Gew.-% Sauerstoff sowie weniger als 0,3 und vorzugsweise weniger als 0,1 Gew.-o/o Kohlenstoff.

Das auf diese Weise durch Zerstäuben erhaltene Legierungspulver wird mit Kohlenstoff vermischt, und zwar üblicherweise mit U.'jphit und vorzugsweise mit flockigem Graphit. Im allgemeinen wird Graphit mit einem mittleren Teilchendurchmesscr bis etwa ΙΟμιη eingesetzt, jedoch werden feine Teilchen von weniger als 2 bis 3 μηι bevorzugt. Diese Grundmaierialien können durch bekannte Verfahren vermischt werden. Auch ein Grund-

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mischungsverfahren, beispielsweise ein unter vermindertem Druck odiir ein mittels einer Schwingmühlc durchgeführtes Mischungsverfahren, kann angewendet werden. Diese Verfahren setzen die Entmischung oder Absonderung von Graphit bei dem Mischungs- und Verdichtungsverfahren auf ein Mindestmaß herab, wodurch die Härte der Matrix sowie die Gestalt, die Größe und die Verteilung der Carbide in verschiedenen Teilen des Produkts gleichmäßig gemacht und erwünschte Ergebnisse, nämlich geringere Veränderungen in der Beständigkeit des Produkts gegenüber Abrieb, Verschleiß. Pressen, Lochfraß oder Grübchcnbildung, erzielt werden.

Für die Verdichtung können übliche Schmiermittel wie Zinkstciiral hinzugegeben und beigemischt werden. Die Menge des hinzuzufügenden Schmiermittels beträgt weniger als etwa 1,2 und vorzugsweise etwn 0.3 bis l,0Gew.-%.

in Das auf diese Weise hergestellte Material wird verdichtet und gesintert. Das Verdichten b/w. Preßformen wird im allgemeinen unter einem Druck von etwa 4.9 bis etwa 6,9 kbir und vorzugsweise unter einem Druck von etwa 5.9 bis etwa 6,9 kbar unter Erzielung einer gewünschten Gcstall durchgeführt. Die Dichte der Preßlinge beträgt geeigneterweise etwa 5,8 bis etwa 6,4 g/cm' und vorzugsweise etwa 5,9 bis etwa 6,3 g/cm^J. Als nächstes wird das verdichtete Pulver bei einer Temperatur im Bereich von etwa 1020" bis etwa 118O"C und vorzugsweise

π im Bereich von etwa 1050' bis etwa 1150"C gesintert. Die Sinteri.ings/.eit hängt von der Temperatur ab. Die Sinterung wird im allgemeinen etwa 30 bis etwa 90 min lang durchgeführt. Wünschenswerterweisc wird die Sinterung in inerten oder reduzierenden Gasen wie Wasserstoff, Stickstoff, Wasserstoff-Stickstoff-Mischung oder zersetztem Ammoniak oder unter Vakuum durchgeführt Fü Lsi nicht erwünscht, die Sinterung in dem gewöhnlichen, denaturierten RX-Gas durchzuführen. Der Taupunkt der angewandten Atmosphäre liegt wünschenswerterweise unter - 10"C und vorzugsweise unter -20"C.

Der auf diese Weise erhaltene Sinterkörper nimmt die erforderliche Härte an. wenn es mit einer Geschwindigkeit von etwa IO"C/min und vorzugsweise von 20° bis 100°C/min von etwa 75O°C auf etwa 450^uC abgekühlt wird.
Unter Anwendung des so erhaltenen Sinterkörpers können Mononiocken und andere Teile in vorteilhafter Weise verbunden werden. Beispielsweise können Motornocken aus dieser Legierung während der Sinterung durch Diffusion mit einer Stahlwelle verbunden werden, so daß eine Nockenwelle hergestellt wird. Bei der Bearbeitung und dem Zusammenbau der Sinterteile können die P' ?IJIiiige vorgesintert werden, was im allgemeinen bei 900" bis 1000° C durchgeführt wird.

Die aus der ^nspruchsgemäß verwendeten Legierung hergestellten Maschinenteile zeigen als verschiebbare Teile eine ausgezeichnete Haltbarkeit und Abriebbeständigkeit b;;w. Verschleißfestigkeit Sie ermöglichen es, daß auf ihnen ein stabiler Schmiermittelfilm gebildet wird, und sie können auf einfache und billige Weise hergestellt werden.

Durch jedes der in der anspruchsgemäß verwendeten Legierung enthaltenen Elemente wird der Legierung eine erwünschte Wirkung verliehen.

Ein Teil des Chroms wird in der Matrix in festem Zustand gelöst usid verstärkt bzw. testigt die Matrix durch die Bildung von Martensit oder eines Bainits bei dem auf die Sinterunj: foEgenden Abkühlungsprozeß. Der Rest des Chroms verbindet sich mit Kohlenstoff, wobei gehärtete Carbidteilchen gebildet werden,die hauptsächlich dem Typ MjC mit (Fe · Cr)₅C als Hauptbestandteil angehören. Dadurch wird die Beständigkeit der Legierung gegenüber Abrieb, Verschleiß, Fressen und Festklemmen erhöht.

Die Zugabe einer zu geringen Chrommenge ist unerwünscht, weil dies zu einer ungenügenden Bildung von Carbid und zur Konzentrierung eines charbidartigen Netzwerks an den Kristallgrenzen führt, wodurch die Struktur vergröbert und das Gleitvermögen in hohem Maße vermindert wird. Die Zugabe einer zu großen Chrommenge ist ebenfalls unerwünscht, weil dies zu einem Überschul:! von Carbid nach der Sinterung, zu einer Änderung der Kristallstruktur vom MjC-Typ in den M?C3-Typ und praktisch zum Verschwinden der phosphorhaltigen Phase des Steadits führt, wodurch das Gleitvermögen vermindert wird, indem ein Reiben oder Scheuern der Legierung auf dem Folgeelement verstärkt wird.

Wie festgestellt wurde, ist die Wirkung der Zugabe von Mangan im bezug auf die Aktivierung der Eisen-Matrix für die Sinterung optimal, wenn Chrom in einer Menge von 2.5 bis 7.5 Gew.-% vorhanden ist.

Wenn die flüssige Phase, die beim Sinterungsprozeß der erfindungügemäßen Legierung erzeugt wird, ausgenutzt wird, un; die Legierung mit einem anderen Teil, beispielsweise einem Stahlteil, zu verbinden, führt :ine Chrommenge in der Legierung, die die Obergrenze überschreitet, v.u einer ungenügenden Bildung von flüssiger Phase, wodurch die Verbindungsfestigkeit herabgesetzt wird.

Wenn die Chrommenge erhöht wird, werden die Bearbeitbarkeit und die Möglichkeit des Aufbringens einer Schmiermittelschicht zur Verbesserung der anfänglichen Passung verschlechtert, wodurch erhöhte Kosten verursacht werden. Die hinzuzugebende Chrommenge ist daher auf 2,5 bis 73 Gew.-°/o beschränkt, und ihr optimaler Bereich liegt zwischen 4,5 und 63 Gew.-%, vorzugsweise 43 bis 6.0 Gew.-%.

Mangan spielt aufgrund der nachstehend beschriebenen drei Wirkungen eine sehr bedeutende Rolle in der anspruchsgemäß verwendeten Legierung. Erstens wird Mangan im festen Zustand in der Matrix gelöst. Es verstärkt die Matrix und verbessert die Härtbarkeit der Legierung in bedeutendem Maße, wenn die Legierung ir zersetztem Ammoniakgas in einem Sinterungsofen für die kontinuierliche Sinterung durch einen langsamer Abkühlungsprozeß mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10° C/min gehärtet wird. Die Legierung erreich) ohne Schwierigkeiten eine scheinbare Härte Hv (10 kg) von mehr als 350, wodurch das Gleitvermögen verbessert wird.

Zweitens aktiviert Mangan die Eisen-Matrix für die Sinterung, wodurch eine Sinterung bei niedrigerer

ö5 Temperaturen ermöglicht wird, was zur Energieeinsparung führt. Wie vorstehend erwähnt wurde, ist diese Wirkung optimal, wenn eine Chrommenge im Bereich von 2.5 bis 7,5 Gew.-°/o vorhanden ist.

Drittens hemmt Mangan das Kristallwachstum, und es führt zur Erzielung von feinen Carbidteilchen und trag zur Bildung von sphäroidischen Teilchen bei, wodurch das Gleitvcrmögcn verbessert wird.

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Es tritt praktisch keine Erhöhung der Festigkeit einer vorher gesinterten Masse ein, wenn weniger als 0,10 Gew.-°/o Mangan hinzugegeben werden. Andererseits führt eine Zugabe von mehr als 3,0 Gew.-% Mangan zu einer Sphäroidisierung und Härtung des durch Zerstäubung erhaltenen Legierungspulvers. Durch diese Härtung wird nicht nur ein bedeutender Verlust an Verdichtbarkeil des Pulvers hervorgerufen, wodurch es unmöglich gemacht wird, die gewünschte Dichte oder Härte zu erzielen, sondern die Härtung führt auch zu einer Erhöhung des Anteils des restlichen Austenits in der Matrix und einer Herabsetzung des Sinterungsvermögens ei u/eh Oxidation. Aus diesem Grund ist die hinzuzugebende Manganmenge auf 0,10 bis 3,0 Gew.-°/o, vorzugsweise auf 0,10 bis 1,5 Gew.-% und insbesondere auf 0,10 bis 1,2 Gew.-% beschränkt.

Phosphor leistet in der Hinsicht einen Beitrag zu der anspruchsgemäß verwendeten Legierung, daß es während der Sinterung in festem Zustand in der Matrix gelöst wird und die Sinterung aktiviert. Deshalb kann die Sinterung bei niedrigeren Temperaturen durchgeführt werden, und durch die Bildung einer flüssigen Phase aus Steadit mit einem niedrigen Schmelzpunkt wird eine höhere Dichte erzielt. Diese Wirkung des Phosphors ist jedoch unzureichend, wenn weniger als eine minimale Phosphormenge zu der Legierung hinzugegeben wird.

Andererseits wird im Fall der Zugabe einer zu hohen Phosphormenge eine übermäßige Menge der flüssigen Phase gebildet, was zu einem abnormen Wachstum von Carbid und Steadit und zu einer Versprödung der Kristallgrenzen führt, wodurch das Gleitvermögen vermindert wird. Die hinzuzugebende Phosphormenge ist daher auf 0,2 bis 0,8 Gew.-°/o vorzugsweise auf 0.35 bis 0,65 Gew.-% und insbesondere auf 0,40 bis 0,60 Gew.-% beschränkt.

Kupfer wird in festem Zustand in der Matrix gelöst, stabilisiert die Sinterung, erhöht die Festigkeit und Härte der Matrix, führt zur Bildung von feinen Carbidteilchen und trägt zur Sphäroidisierung der Carbidteilchen bei. Wenn zu wenig Kupfer hinzugegeben wird, treten diese Wirkungen nicht in merklichem MaOe ein, während bei Zugabe einer zu großen Kupfermenge die Kristallgrenzen geschwächt werden, was nicht nur zu einem herabgesetzten Gleitvermögen, sondern auch zu vermehrten Kosten führt. Die Menge, in der das Kupfer hinzugegeben wird, ist deshalb auf 1,0 bis 5,0Gew.-%, vorzugsweise auf 1,5 bis 3,0Gew.-% und insbesondere auf 1,5 bis

2.5 Gew.-% beschränkt. Silicium wird in festem Zustand in der Matrix gelöst und stabilisiert die Sinterung der Eisenmatrix. Silicium ist

insbesondere in Gegenwart von etwa 2,5 bis 7,5 Gew.-% Chrom in der Hinsicht wirksam, daß es auf Veränderungen im Kohlenstoffgehalt beruhende Veränderungen der Dichte oder Härte verhindert. Silicium ist auch in bezug auf eine Sphäroidisierung derr Carbidteilchen wirksam. Außerdem ist Silicium notwendig, da es ein unerläßliches Desoxidationsmittel für das geschmolzene Metall darstellt, wenn dieses zur Herstellung eines Legierungspulvers zerstäubt wird.

Ungenügende Siliciummengen führen zu einer Erhöhung der Oxidation des Pulvers. Eine zu hohe Siliciummenge führt nicht nur zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit der Matrix und dadurch zu einem Verlust an Il α I H-, J=JlIUV-I ti Vt.lgi UUCl I α UV-11 Uaa V-Ul LMU UIlU IUIII I {.Ul-lil\-l nuaUIIUVI Ullg Y ν/11 vui WiW Uiiwwll ■■*,!.>**»·.£, ν"*-*.,·, wodurch eine Verminderung des Gleitvermögens verursacht wird. Die hinzuzugebende Siliciummenge ist deshalb auf 0,5 bis 2Gew.-%, vorzugsweise auf 0,7 bis !,5Ge\v.-% und insbesondere au? 0,7 bis l,3Gew.-°/o beschränkt.

Graphit, der als Kohlenstoffquelle hinzugegeben wird, wird in festem Zustand in der Matrix gelöst und erhöht die Härte und Festigkeit der Matrix. Außerdem verbessert Graphit die Abriebbeständigkeit, indem er zusammen mit Chrom und Molybdän zusammengesetzte Carbide wie (Fe ■ Cr^C oder (Fe · Cr · Mo^C bildet und indem er zur Bildung der Steaditphase (Fe- Fe3C— Fe3P) beiträgt.

Eine ungenügende Graphitmenge führt jedoch zu einer Verminderung der Härte der Matrix und der Volumina des Carbids und Steadits, während eine zu große Graphitmenge eine Vergröberung der Struktur und das Wachstum eines Netzwerks an den Kristallgrenzen verursacht, wodurch das Gleitvermögen beträchtlich herabgesetzt und ein Reiben oder Scheuern der mit der Sinterlegierung gekoppelten Folgeelemente verursacht wird. Die hinzuzugebende Menge des Graphits ist deshalb auf 1.5 bis 4,0 Gew.-%, vorzugsweise auf 1,8 bis 3,0 Gew.-% und insbesondere auf 2,0 bis 2,8 Gew.-% beschränkt.

Molybdän erhöht wie Chrom nicht nur die Härte der Sinterteile durch Verstärkung der Matrix und durch Verbesserung ihrer Härtbarkeit, sondern verbessert auch das Gleitvermögen, indem es ein gehärtetes, zusammengesetztes Carbid mit (Fe · Cr · Mo)jC als Hauptbestaidtcil bildet. Selbst ohne Zugabe von Molybdän kann eine ausreichende Gebrauchsleistung von verschiebbaren Teilen wie Nocken erzielt werden. Trotzdem ist die Zugabe von Molybdän in einer Menge von weniger als etwa 3 Gew.-% nützlich, weil dies dazu führt, daß die Carbidteilchen in höherem Maße sphäroidisch werden und weil dadurch ein Reiben bzw. Scheuern der Sinterlegierung an deren Folgeelement unterdrückt wird. Die hinzuzugebende Molybdänmenge ist auf weniger als 3 Gew.-%, vorzugsweise auf 0,5 bis 1,5 Gew.-% und insbesondere auf 0,7 bis 1,3 Gew.-% beschränkt, weil die Zugabe von mehr als 3 Gew.-% Molybdän zur Bildung eines Netzwerks von Carbid an den Kristallgrenzen führen würde, wodurch eine Versprödung der Legierung, eine Herabsetzung des Gleitvermögens und eine Erhöhung der Kosten verursacht werden würden.

Beispiel 1

Durch Zerstäuben wurde ein Legierungspulver mit einer Teilchengröße von weniger als 149 μίτι hergestellt. Zu dem Legierungspuivcr, das 2,5Gew.-% Chrom. 0,!QGew.-% Mangan, 5,0Gew.-% Kupfer, 0,5Gew.-% Silicium, 0,7 Gew.-% Phosphor, weniger als 2 Gew.-% Verunreinigungen und als Rest Eisen enthielt, wurden

1.6 Gew.-% eines flockigen Graphits sowie 03 Gew.-% Zinkstcarat hinzugegeben.

Die Mischung wurde 30 min lang in einem V-förmigen Pulvermischer behandelt. Das erhaltene, vermischte Pulver wurde unter einem Verdichtungsdruck von 53 kbar bis zur Erzielung einer Dichte von 6,1 g/cm³ preßge-

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formt, 60 min lang bei 1150"C in einem zersetzten Ammoniakgas mit eine-.■· Taupunkt von -20⁰C gesintert und mit einer Geschwindigkeit von etwa 10"C/min abgekühlt, wodurch ein Sinterkörper erhallen wurde. Nach der Sinterung war der Kohlenstoffgehalt der Legierung auf 1,5 Gew.-% gesunken.

^r, B c i s ρ i c I 2

Ein Legi'rungspulver mit einer Teilchengröße von weniger als 149 μιη, das 5,0 Gcw.-°/o Chrom, 1,0 Gew.-% Mangan, 2,0 Gew.-% Kupfer, 1,0 Gew.-% Silicium, 0,5 Gew.-°/o Phosphor, weniger als 2 Gcw.-% Verunreinigungen und als Rest Eisen enthielt, wurde durch Zerstäuben hergestellt. Zu dem Pulver wurden 2,7 Gcw.-% eines flockigen Graphits hinzugegeben. Nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel I wurde das Pulver preßgeformt und bei 1120⁰C gesintert, wodurch ein Sinterkörper erhalten wurde. Der Kohlenstoffgehalt der Legierung war nach der Sinterung auf 2,5 Gew.-% gesunken.

Beispiel 3

Ein Legierungspulver mit einer Teilchengröße von weniger als 149 μπι, das 7,5 Gew.-% Chrom, 3,0 Gew.-% Mangan, 1,0 Gew.-% Kupfer, 2,0 Gew.-% Silicium, 0,2 Gew.-°/o Phosphor, weniger als 2 Gew.-% Verunreinigungen und Eisen als Rest enthielt, wurde durch Zerstäuben hergestellt. 3,8 Gew.-% eines flockigen Graphits wurden hinzugegeben, und es wurde das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 durchgeführt. Das erhaltene, preßgeformte Pulver wurde bei 1100"C gesintert, wodurch ein Sinterkörper erhalten wurde, deren Kohlenstoffgehalt nach der Sinterung auf 3,5 Gew.-% gesunken war.

Beispiel 4

Wie in Beispiel 2, jedoch unter Zugabe von 3 Gcw.-% Mo, wurde durch Zerstäuben ein Legierungspulver hergestellt. Das Legierungspulver wurde der gleichen Behandlung wie in Beispiel 2 unterzogen, wobei ein Sinterkörper erhalten wurde.

Vergleichsbeispiel 1

Zur Bestätigung der Wirkung von Mangan wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 eine Vergleichs-Legierung hergestellt, die kein Mangan enthielt, jedoch ansonsten die gleiche Zusammensetzung wie die Legierung von Beispiel 1 hatte.

Vergleichsbeispiel 2

Zur Bestätigung der Wirkung von Kupfer wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 eine Vergleichs-Legierung hergestellt, die kein Kupfer enthielt, jedoch ansonsten die gleiche Zusammensetzung wie die Legierung von Beispiel 1 hatte.

Vergleichsbeispiel 3

Zur Bestätigung der Wirkung von Silicium wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 eine Vergleichs-Legierung hergestellt, die kein Silicium enthielt, jedoch ansonsten die gleiche Zusammensetzung wie die Legierung von Beispiel 1 hatte.

Vergleichsbeispiel 4

Zur Bestätigung der Wirkung von Phsophor wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 eine Vergleichs-Legierung hergestellt, die kein Phosphor enthielt, jedoch ansonsten die gleiche Zusammensetzung wie die Legierung von Beispiel 1 hatte.

Vergleichsbeispiel 5

Durch Zerstäuben wurde ein Legierungspulver mit einer Teilchengröße von weniger als 149 μπι hergestellt, das 20 Gew.-% Chrom, 2,0 Gew.-% Kupfer, 1,0 Gew.-% Silicium, 0,5 Gew.-% Phosphor, weniger als 2 Gew.-% Verunreinigungen und als Rest Eisen enthielt. Das Pulver wurde unter" den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 2 gemischt, geformt und 60 min lang bei 1150° C in einem zersetztem Ammoniakgas gesintert, wodurch eine Vergleichs-Legierung erhalten wurde.

Vergleichsbeispiel 6

Um zu beweisen, daß es notwendig ist, als Ausgangsmateria! ein durch Zerstäuben erhaltenes Legierungspul-

ver einzusetzen, wurde eine Vergleichs-Legierung hergestellt, indem man Eisenpulver, Ferrochrompulver, Ferromanganpulver, Elektrolytkupferpulver, Ferrosiliciumpuiver und flockiges Graphitpuiver unter Erzielung der gleichen Zusammensetzung wie in Beispiel 1 vermischte, worauf Zinkstearat als Schmiermittel hinzugegeben und dann die gleiche Behandlung wie in Beispiel 1 durchgeführt wurde.

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Vergleichsbeispiel 7

Durch Schalenhartguß eines Gußteils mit folgender Zusammensetzung: 3,2 Gew.-% Kohlenstoff, 2,1 Gevv.-% Silicium, 0,7 Gew.-% Mangan, 0,5 Gew.-°/o Chrom und 0,2 Gev/.-% Molybdän und als Rest Eisen und ein Anteil von Verunreinigungen wurde eine Vergleichsprobe hergestellt.

Motornocken, die aus den in den vorstehend erwähnten Beispielen und Vergleichsbeispielen erhaltenen Legierungen hergestellt und während der Sinterung bei der Durchführung der Beispiele durch Diffusion mit Wellen verbunden worden waren, wurden nach dem Sintern mit den Wellen punktverschweißt und einem 1000-stündigen Motortest mit 1000 U/min unterzogen, und zwar in Verbindung mit Kipphebeln, die aus JIS (Japan Industrial Standard) SCr 30-Stahl, einem durch Zementieren gehärteten Stahl, hergestellt waren. Die Ergebnisse des Testes sind in Tabelle 1 zusammengefaßt. Die Eigenschaften der getesteten Materialien, d. h., die Dichte, die Härte sowie die Teilchengröße und der Flächenanteil des Carbids wurden untersucht, und die Untersuchungsergebnisse werden ebenfalls in Tabelle 1 gezeigt.

Tabelle 1

	Charakteristische	Schein	Carbidteilchen	Flächen-	Ergebnisse des Verschleiß	Verschleiß des	Bemerkungen
	Werte der Sinterteile	bare	Mittlere	anteil*)	testes	als Folgeelement
	Dichte	Härte Hv	Größe	(0/0)	Verschleiß	) eingesetzten
	(g/cm^J)	(10 kg)	(μπι)		des	Kipphebels***)
					Nockens**;
		370			(um)	20
Beispiel				16
1	7,36	560	22		95	3	2,5Cr;0,10Mn;5Cu;
				18			0.5 Si;0,7 P; 1,5 C
2	7,45	780	12		22	8	5,0 Cr; 1,0 Mn; 2 Cu;
				23			1 Si; 0,5 P; 2,5 C
3	7,62	660	23		25	2	7,5 Cr; 1,0 Mn; 1 Cu;
				22			2,0 Si;0,2 P;3,5 C
4	7,63		18		19		Beispiel 2 + 3 Mo
Vergleichs-		300				30
bcispic!		280		13		26
1	6,95	310	25	15	260	25	Beispiel 1 ohne Mn
2	732	240	24	14	150	110	Beispiel 1 ohne Cu
3	7,10	550	20	5	130	25	Beispiel 1 ohne Si
4	6,54		3	35	970		Beispiel 1 ohne P
5	7,51		20		30		20 Cr; 2 Cu; ISi;
		280				83	0,5 P; 2,5 C (ohne
				12			M₃C-Carbid und Steadit
6	6,98		28		690		Wie Beispiel l.jedrch
		530				70	nach einem Vermi
				—			schungsverfahren
7	—	—		320	Schalenhartguß-Legie
				rung
	*) Anteil der Carbidfläche an der Gesamtfläche, durch QTM-Analysatoren berechnet oder durch mikroskopische Betrach
tung mit dem Auge ermittelt

**) Verschleiß in Richtung der Nockennase.


***) Maximale Verschleißtiefe der Kipphebel-Arbeitsfläche.

Bei dem in F i g. 2 dargestellten, zur Messung der Haltbarkeit durchgeführten Motortest wurde der Nocken 1 mit dem Kipphebe! 2 in Berührung gebracht, und diese Anordnung wurde unter bestimmten Beschleunigungsbedingungen bei Verwendung eines Öls mit niedriger Viskosität einer Belastung durch eine in geeigneter Weise eingestellte Ventilfeder ausgesetzt Die Wellen werden in der F i g. mit 3 und 3' bezeichnet

F i g. 1 ist ein Beispiel eines Mikrophotographie-Gefügebildes (400-fache Vergrößerung) einer nach Beispiel 2 erhaltenen Legierung. Die weiß aussehenden Teilchen sind (Fe · Cr)jC-Carbid A und Steadit B (temäres Eutektikum Fe-Fe3P—Fe3C), die Matrix Cist ein Bainit und das Symbol D bezeichnet eine Pore.

Die Härte des Carbids in dieser Legierung beträgt Hv 800 bis 1300, während die Härte der Matrix 400 bis 500 beträgt

Der Haltbarkeitstest (Verschleißtest) wurde unter einem Druck von 686 N/mm² anstelle von 588 N/mm² durchgeführt Der Wert von 588 N/mm² ist typisch für den Druck, der von einem als Folgeelement eingesetzten Kipphebel 2 auf einen Nocken 1 ausgeübt wird.

Aus den vorstehenden Testergebnissen geht hervor, daß die Dichte einer bei 1120⁰C gesinterten Legierung mit der in Beispiel 1 erwähnten Zusammensetzung 7,36 g/cm³ beträgt, während die kein Mangan enthaltende Legierung von Vergleichsbeispiel 1 nur eine Dichte von 6,95 g/cm³ hat Zur Erhöhung der Dichte der Legierung von Vergleichsbeispiel 1 wäre eine Sinterung bei einer höheren Temperatur, d. h., bei mehr als 1150⁰C, notwen-

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Wie vorstehend erläutert wurde, trägt auch die Steaditphase zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit bei, wenn der Chromgehalt 2.5 bis 7,5 Gew.-% beträgt. Bei einem Chromgchalt von mehr als 7,5 Gcw.-% wird kein Beitrag zur Verbt sserung der Verschleißfestigkeit geleistet und ist die Steaditphase praktisch verschwunden.
Wenn die Sinterung bei 1120" C durchgeführt wird, hat die Legierung von Beispiel I eine Dichte von 736 g/ cm³, während die Legierung von Vcrgleichsbeispici 4, die keinen Phosphor enthält, nur eine Dichte von 6,54 g/ cm¹ hat Zur Erhöhung der Dichte der Legierung von Vergleichsbeispiel 4 müßte die Sinterung bei mehr als 1200° C durchgeführt werden.

Nachstehend wird erläutert, daß es notwendig ist, die Legierungsbestandteile mit Ausnahme von Kohlenstoff in Form eines Eisenlegierungspulvers einzusetzen. Im Vergleichsbeispiel 6 wurde jedes Legierungselement in

to Form eines Ferrolegierungspulvers zu Eisenpulver, daß durch Zerstäuben erhalten worden war, Kupferpulver und Graphitpulver hinzugegeben. Die Mischung wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 60 min lang bei 1120°C gesintert Im Vergleichsbeispiel 6 dauerte das Hineindiffundieren jedes Legierungselemcnts in die Matrix länger als im Fall des erfindungsgemäß eingesetzten Legierungspulvers. Die Härte und die Dichte der erhaltenen Legierung waren niedrig. Die Legierung müßte deshalb zur Erhöhung ihrer Härte und Dichte bei einer Temperatur von mehr als 1150°C gesintert werden. Außerdem wurde die Sinterung von Teilchen zu Teilchen durch die Oxidation von Chrom, Mangan und Silicium behindert, und die Härte und die Dichte konnten nur erhöht werden, wenn die Sinterung in einer Atmosphäre mit einer höheren Reinheit und einem niedrigeren Taupunkt stattfand. Anders als beim Einsatz der Legierungspulver sonderte sich jedes Legierungselement in der Legierung ab, wodurch die Struktur unregelmäßig gemacht wurde, die Carbidteiichen örtlich vergröbert wurden und die Verteilung der Carbidteiichen ungleichmäßig gemacht wurde. All dies ist nachteilig für die Beständigkeit gegenüber Abrieb, Verschleiß, Lochfraß und Grübchenbildung.

Die Gebrauchsleistung der anspruchsgemäß verwendeten Legierung wird in hohem Maße durch die Gestalt, die Größe und die Verteilung der gehärteten, zusammengesetzten Carbide beeinflußt. Eine scharf gewinkelte oder längliche Gestalt der Carbidteikrhen ist weniger günstig als eine fast sphäroidische Gestalt. In bezug auf die Größe und die Verteilung ist festzustellen, daß die mittlere Teilchengröße der unter einem optischen Mikroskop (400-fache Vergrößerung) unterscheidbaren Teilchen geeigneterweis., etwa 5 bis 30 μηι und vorzugsweise 10 bis 25 μπι beträgt, während der Flächenanteil geeigneterweise etwa 5 bis 30% und vorzugsweise 15 bis 20% ausmacht Eine möglichst gleichmäßige Verteilung ist wünschenswert. Die Mikrohärte der Carbidteiichen beträgt geeigneterweise Hv (200 g) 800 bis 1300.

Anders als bei üblichen, gesinterten Lagern kann im Fall von Teilen wie Nocken, die für eine Verwendung unter einem relativ hohen Anpreßdruck vorgesehen sind, nicht erwartet werden, daß die in einer dafür eingesetzten Legierung vorhandenen Poren die Bildung eines Ölfilms durch Zurückhalten eines Schmiermittels unterstützen. Es ist im Gegenteil wahrscheinlich, daß die Poren einen Lochfraß oder eine Grübchenbildung verursachen. Deshalb sind möglichst wenige Poren erwünscht, und es ist um so besser, je höher die Dichte ist.

Die Dichte der anspruchsgemäß verwendeten Legierung beträgt geeigneterweise 73 bis 7,8 g/an³ und vorzugsweise 7,4 bis 7,8 g/cm³. Geschlossene Poren, d. h. Poren, die nicht in die Tiefe der Legierung eindringen, sind erwünscht Außerdem sind die Poren wünschenswerterweise möglichst rund, fein und gleichmäßig verteilt

Wenn die Legierung eine zu niedrige Härte hat, verschlechtert sich die Beständigkeit gegenüber Abrieb und Verschleiß. Andererseits verursacht die Legierung ein Fressen bzw. Scheuern des Folgeelements und eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit, wenn die Härte zu hoch ist. Deshalb muß die scheinbare Härte Hv(IO kg] 350 bis 800 und vorzugsweise 400 bis 6CK) betragen.

Hier/u 1 Blatt Zeichnungen

Claims

30 38 035 Palentansprüche:

1. Verwendung einer Legierung, bestehend aus (in Gew.-%):

1,5 bis 3,5% Kohlenstoff,

0,5 bis 2,0% Silizium,

0,1 bis 3,0% Mangan,

0,2 bis 0,8% Phosphor,

24 bis 7^% Chrom,

ίο 1,0 bis 5,0% Kupfer.

0 bis 3% Molybdän,

weniger als 2% Verunreinigungen und

Eisen als Rest