DE3744550C2 - - Google Patents
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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Description
Die Erfindung betrifft Sinterlegierungen auf Fe-Basis
für Ventilsitze zur Verwendung in Brennkraftmaschinen,
die mit Leichtöl, Flüssiggas (LPG) oder dergleichen als
Treibstoff betrieben werden, ein Verfahren zur Herstellung
der Sinterlegierungen, insbesondere Sinterlegierungen
auf Fe-Basis dieser Art mit hoher Festigkeit
und Härte und daher ausgezeichneter Verschleißfestigkeit
und ausgezeichneter Schmierfähigkeit, sowie ein Verfahren
zu deren Herstellung.
Üblicherweise wurden verschiedene Arten von Sinterlegierungen
auf Fe-Basis bereits in großem Umfang zur
Herstellung von Ventilsitzen für Brennkraftmaschinen verwendet.
Diese üblichen Sinterlegierungen auf Fe-Basis
haben jedoch eine zu niedrige Dichte und sind daher zu porös,
um einem daraus gebildeten Ventilsitz befriedigende
Festigkeit zu verleihen. Um Ventilsitzen, die aus den
üblichen Sinterlegierungen auf Fe-Basis hergestellt sind,
genügende Festigkeit zu verleihen, werden gewöhnlich Cu,
Pb, oder dergleichen in die Oberflächen der Ventilsitze
infiltriert, um so die Poren
zu verschließen. Jedoch selbst bei Anwendung einer solchen
Versiegelung der Ventilsitze zeigen die üblichen
Sinterlegierungen selbst eine für die Verwendung als
Ventilsitze ungenügende Härte und unterliegen dem Verschleiß,
besonders wenn ein Treibstoff mit geringer Schmierfähigkeit
in den Brennkraftmaschinen verwendet wird.
Die Verschleiß- oder Abriebneigung der Legierungen
zeigte sich deutlicher, als neuerdings Brennkraftmaschinen
mit höherer Leistung entwickelt und unter erschwerten Betriebsbedingungen
betrieben wurden.
Aufgabe der Erfindung ist es, Sinterlegierungen auf
Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen bereitzustellen,
die hohe Festigkeit und hohe Härte und damit ausgezeichnete
Verschleißfestigkeit (Abriebfestigkeit) sowie
ausgezeichnete Schmierfähigkeit aufweisen.
Weiterhin ist es eine Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren
zur Herstellung derartiger Sinterlegierungen auf
Fe-Basis für Ventilsitze zur Verwendung in Brennkraftmaschinen
mit ausgezeichneter Verschleißfestigkeit und
Schmierfähigkeit anzugeben.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch eine
Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen,
die aus 0,6 bis
1,3% C; 1 bis 5% Cr; 4 bis 15% Mo; 0,5 bis 2% Ni; 2
bis 8% Co; 0,2 bis 2% Nb; 0,2 bis 2% von wenigstens einer
Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF₂, BaF₂, BN,
MoS₂ und WS₂, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
besteht. Die Sinterlegierung auf Fe-Basis hat eine Struktur,
worin Teilchen der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente
und harte Teilchen der anderen Komponenten in einer
Matrix dispergiert sind, die hauptsächlich aus einer
Perlitphase besteht. Die Legierung hat eine Dichte von
wenigstens 7,3 g/cm³ und eine Rockwellhärte (C-Skala) von
30 bis 50.
(Die Prozentangaben beziehen sich in der gesamten
Beschreibung und den Ansprüchen auf Gewichtsprozent, soweit
nicht anders angegeben).
Erfindungsgemäß wird ferner ein Verfahren zur Herstellung
einer Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze
von Brennkraftmaschinen vorgeschlagen, welches die
folgenden Schritte aufweist:
- a) die Ausgangspulver werden in einem Mischungsverhältnis von 0,6 bis 1,3% C, 1 bis 5% Cr, 4 bis 15% Mo, 0,5 bis 2% Ni, 2 bis 8% Co, 0,2 bis 2% Nb, 0,2 bis 2% von wenigstens einer Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF₂, BaF₂, BN, MoS₂ und WS₂, und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen zusammengegeben, und die vereinigten Ausgangspulver werden zu einem Pulvergemisch gemischt;
- b) das Pulvergemisch wird unter Druck zu einem grünen Preßling geformt:
- c) der grüne Preßling wird in einer evakuierten Atmosphäre oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1180°C zur Bildung eines vorgesinterten Körpers vorgesintert;
- d) der vorgesinterte Körper wird bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C geschmiedet, um ein Schmiedestück zu bilden; und
- e) das Schmiedestück wird in einer Vakuumatmosphäre und/oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1180°C zu einem Sinterkörper gesintert.
Falls erforderlich, kann der Sinterkörper einer Wärmebehandlung
bei einer Temperatur im Bereich von 600 bis
800°C unterworfen werden.
Zur Verbesserung des erwähnten Standes der Technik
werden umfangreiche Untersuchungen
durchgeführt, um eine Sinterlegierung auf Fe-Basis
mit hoher Festigkeit und hoher Härte und damit ausgezeichneter
Verschleißfestigkeit sowie ausgezeichneter
Schmierfähigkeit zu erhalten. Als Ergebnis der Untersuchungen
wurde folgendes festgestellt:
- a) Wenn ein vorgesinterter Körper mit einer chemischen Zusammensetzung von 0,6 bis 1,3% C; 1 bis 5% Cr; 4 bis 15% Mo; 0,5 bis 2% Ni; 2 bis 8% Co; 0,2 bis 2% Nb; 0,2 bis 2% von wenigstens einer Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF₂, BaF₂, BN, MoS₂ und WS₂ und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen heiß geschmiedet wird, kann der erhaltene geschmiedete Körper eine hohe Dichte, d. h. 7,3 g/cm³ oder mehr und damit hohe Festigkeit aufweisen.
- b) Weiter, wenn der geschmiedete Körper mit einer
solchen hohen Dichte gesintert wird und falls erforderlich
noch einer anschließenden Wärmebehandlung unterworfen wird,
erhält man die Sinterlegierung auf Fe-Basis mit einer Struktur,
worin Teilchen der Gleitmittel-Komponente(n) und
harte Teilchen solcher Komponenten wie Mo, Fe-MO und Carbide
in einer Matrix dispergiert sind, die hauptsächlich
aus einer Perlitphase besteht, vorzugsweise eine Struktur,
worin die Legierung im wesentlichen besteht aus:
2 bis 20 Volumen-% einer dispergierten Phase, die
gebildet ist aus der Gleitmittel-Komponente (den Gleitmittel-Komponenten)
und den harten Teilchen;
50 bis 90 Volumen-% einer Perlit-Phase,
1 bis 20 Volumen-% einer Martensit-Phase, nicht mehr als 5 Volumen-% einer Austenit-Phase, und Rest eine Ferrit-Phase,wobei alle die erwähnten Phasen die Matrix bilden und die erhaltene Sinterlegierung auf Fe-Basis eine hohe Rockwellhärte von 30 bis 50 der Rockwell-Skala C aufweist.
Wenn die erhaltene Sinterlegierung auf Fe-Basis als
Ventilsitz in einer Brennkraftmaschine verwendet wird,
zeigt der Ventilsitz daher ausgezeichnete Verschleißfestigkeit
sowie ausgezeichnete Schmierfähigkeit, selbst
wenn ein Treibstoff mit geringer Schmierfähigkeit, wie
klarer Ottokraftstoff, Propan, Leichtöl in der Maschine
verwendet wird, so daß ein zuverlässiger Betrieb über
lange Zeit erreicht wird.
Die Erfindung beruht auf den angegebenen Untersuchungsergebnissen
und stellt eine Sinterlegierung auf Fe-Basis für
Ventilsitze zur Verwendung in Brennkraftmaschinen mit der
chemischen Zusammensetzung und den Eigenschaften wie oben angegeben
zur Verfügung.
In der Sinterlegierung auf Fe-Basis und dem Verfahren
zur Herstellung derselben nach der Erfindung sind die
Zusammensetzung und Eigenschaften der Legierung und die
Bedingungen des Herstellungsverfahrens aus den folgenden
Gründen in der oben angegebenen Weise festgelegt worden:
Das Element C verbindet sich mit anderen Bestandteilen
der Legierung unter Bildung von Carbiden und bildet
außerdem zusammen mit dem Fe und anderen Bestandteilen eine
Matrix, die hauptsächlich aus einer Perlitphase besteht,
wodurch es zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit und der
Festigkeit der erhaltenen Legierung beiträgt. Wenn jedoch
der C-Gehalt unter 0,6% liegt, tritt diese Wirkung nicht
im erforderlichen Ausmaß ein. Wenn andererseits der C-Gehalt
der Legierung über 1,3% beträgt, tritt eine erhöhte
Abnutzung des Ventils ein, das gegen den Ventilsitz arbeitet.
Daher wurde der C-Gehalt auf einen Bereich von 0,6 bis
1,3% festgelegt. Die besten Ergebnisse können mit einem
C-Gehalt im Bereich von 0,9 bis 1,1% erhalten werden.
Das Element Cr wird in der Matrix der Legierung gelöst,
um die Wärmebeständigkeit zu verbessern, und verbindet
sich weiter mit dem in der Legierung vorhandenen
C unter Bildung von Carbid, wodurch die Verschleißfestigkeit
der erhaltenen Legierung verbessert wird. Wenn jedoch
der Cr-Gehalt unter 1% liegt, tritt diese Wirkung
nicht im erforderlichen Ausmaß ein. Wenn andererseits der
Cr-Gehalt in der Legierung über 5% liegt, wird die Sinterbarkeit
der Legierung verschlechtert, so daß man nur
schwer eine Legierung mit hoher Dichte und damit hoher
Festigkeit erhalten kann. Daher wurde der Cr-Gehalt auf
einen Bereich von 1 bis 5% festgelegt. Die besten Ergebnisse
können mit einem Cr-Gehalt im Bereich von 2 bis
3% erhalten werden.
Das Element Mo wird in Form von Mo- oder Fe-Mo-Teilchen
in der Matrix der Legierung gelöst und verbessert die
Verschleißfestigkeit der Legierung. Wenn jedoch der Mo-Gehalt
unter 4% liegt, kann die Verschleißfestigkeit nicht
im gewünschten Ausmaß verbessert werden. Wenn andererseits
mehr als 15% Mo in der Legierung vorhanden ist, zeigt die
Legierung eine verringerte Festigkeit, so daß die Verwendung
des aus der Legierung geformten Ventilsitzes unter
schwerer Betriebsbelastung zu Schwierigkeiten führt. Daher
wurde der Mo-Gehalt auf einen Bereich von 4 bis 15% festgelegt.
Die besten Ergebnisse können erhalten werden, wenn
der Mo-Gehalt im Bereich von 5 bis 8% liegt.
Das Element Ni wird in der Matrix der Legierung gelöst,
um deren Festigkeit zu erhöhen. Wenn jedoch der Ni-
Gehalt unter 0,5% liegt, wird die Matrix nicht im gewünschten
Ausmaß gefestigt. Andererseits kann das Nickel
die Festigkeit der Legierung kaum mehr steigern, wenn sein
Gehalt mehr als 2% beträgt. Daher wurde der Nickelgehalt
auf einen Bereich von 0,5 bis 2% im Hinblick auf die
Wirtschaftlichkeit festgelegt. Beste Ergebnisse können erhalten
werden, wenn der Nickel-Gehalt im Bereich von 0,5
bis 1,5% liegt.
Das Element Co, wie Ni, wird in der Matrix der Legierung
gelöst, um diese zu festigen. Wenn der Co-Gehalt unter
2% liegt, wird diese Wirkung nicht im erforderlichen Ausmaß
erreicht. Andererseits führt ein Gehalt von mehr als 8%
Co in der Legierung kaum zu höherer Festigkeit derselben.
Daher wurde der Co-Gehalt auf einen Bereich von 2 bis 8%
im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit festgelegt. Der bevorzugte
Co-Gehalt liegt zwischen 3 und 5%.
Das Element Nb verbindet sich mit dem in der Legierung
vorhandenen C unter Bildung von Carbid und verbessert
so die Verschleißfestigkeit der erhaltenen Legierung. Diese
Wirkung tritt bei einem Gehalt von weniger als 0,2%
Nb nicht im erforderlichen Ausmaß ein. Andererseits kann
durch einen Nb-Gehalt von mehr als 2% die Verschleißfestigkeit
der Legierung kaum weiter gesteigert werden. Daher
wurde der Nb-Gehalt auf einen Bereich von 0,2 bis 2%
festgelegt. Beste Ergebnisse können erhalten werden mit
einem Nb-Gehalt im Bereich von 0,7 bis 1,3%.
Eine oder mehrere Gleitmittel-Komponenten aus der
Gruppe CaF₂, BaF₂, BN, MoS₂ und WS₂ werden in der Matrix
der Legierung dispergiert, um dadurch die Schmierfähigkeit
der erhaltenen Legierung zu verbessern. Wenn der Gehalt
an Gleitmittel-Komponente unter 0,2% liegt, kann die
erforderliche Schmierfähigkeit nicht erhalten werden.
Wenn andererseits mehr als 2% Gleitmittel-Komponente(n)
in der Legierung vorhanden sind, kann das die Festigkeit
der erhaltenen Legierung beeinträchtigen. Daher wurde der
Gehalt an Gleitmittel-Komponente auf einen Bereich von 0,2
bis 2% festgelegt. Ein bevorzugter Bereich derselben ist
von 0,7 bis 1,2%.
Wenn die Dichte der Legierung unter 7,3 g/cm³ liegt,
können sich in der Legierung eine erhebliche Anzahl Poren
bilden, was es erschwert, eine Sinterlegierung mit den gewünschten
Festigkeitswerten zu erhalten. Der vorgesinterte
Körper muß daher heiß bearbeitet oder geschmiedet werden,
so daß er eine Dichte von 7,3 g/cm³ oder mehr hat.
Um sicherzustellen, daß die Sinterlegierung eine Dichte von 7,3 g/cm³
oder darüber hat, sollte außerdem das heiße Bearbeiten
oder heiße Schmieden des vorgesinterten Körpers bei einer
Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, vorzugsweise von
1000 bis 1100°C durchgeführt werden.
Wenn die Temperatur unter 950°C liegt, treten während
der Heißbearbeitung der Legierung Rißbildung oder
Brüche auf, während bei einer Temperatur über 1100°C
Kornwachstum in der Legierung oder Oxidation der Legierung
eintritt.
Wenn die Härte (Rockwell-Härte C-Skala=HRC) der
Sinterlegierung unter HRC 30 liegt, ist die Verschleißfestigkeit
eines daraus geformten Ventilsitzes unbefriedigend
niedrig. Wenn andererseits die Härte über HRC 50
liegt, läßt sich die Legierung schlecht bearbeiten, was
die Kosten der maschinellen Bearbeitung erhöht. Daher
wurde die Härte HRC auf einen Bereich von 30 bis 50, vorzugsweise
von 35 bis 45 festgelegt.
Wenn der Prozentanteil der Perlitphase in der Matrix
unter 50 Volumen-% liegt, liegt die Rockwell-Härte unter
dem unteren Grenzwert von 30, während wenn sie über 90 Volumen-%
liegt, die Rockwell-Härte höher als 50 ist. Daher
wurde der Prozentanteil der Perlitphase auf einen Bereich
von 50 bis 90 Volumen-% festgelegt.
Bei der Herstellung einer erfindungsgemäßen Sinterlegierung
auf Fe-Basis sollte der grüne Preßling vorzugsweise
im Vakuum oder in einer reduzierenden Gasatmosphäre
bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1180°C
während einer bestimmten Zeit, vorzugsweise eine Stunde,
vorgesintert werden. Wenn das Vorsintern bei einer Temperatur
unter 900°C durchgeführt wird, werden die Ausgangspulver
nicht vollständig zu einem vorgesinterten Körper
verschmolzen, während wenn die Temperatur über 1180°C
liegt, Kornwachstum in der Legierung oder Oxidation der
Legierung eintritt. Der geschmiedete Körper sollte vorzugsweise
im Vakuum oder in einer reduzierenden Gasatmosphäre
bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1180°C
während einer bestimmten Zeit, vorzugsweise eine Stunde,
gesintert werden. Wenn die Sintertemperatur unter 1000°C
liegt, wird der geschmiedete Körper ungenügend gesintert,
während wenn die Sintertemperatur über 1180°C liegt, Kornwachstum
in der Legierung oder Oxidation der Legierung
auftreten kann. Weiter sollte der gesinterte Körper, falls
erforderlich, bei einer Temperatur im Bereich von 600 bis
800°C wärmebehandelt werden und danach mit einer angemessenen
Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt werden, um eine
hauptsächlich aus einer Perlitphase bestehende Legierungsstruktur
zu bilden.
Die Erfindung wird weiter erläutert durch das folgende
Ausführungsbeispiel der Legierung und ihres Herstellungsverfahrens.
Die folgenden Ausgangspulver wurden hergestellt:
Pulver von atomisiertem Fe, Pulver von Carbonyl-Ni, Co- Pulver, Pulver einer Fe-Cr-Legierung (60% Cr-Gehalt), Pulver einer Fe-Nb-Legierung (60% Nb-Gehalt) und Pulver einer atomisierten Fe-Cr-Nb-Legierung (13% Cr und 5% Nb), jeweils mit einer Korngröße von 0,149 mm oder darunter; Pulver von Naturgraphit, Pulver einer Fe-Mo-Legierung (60% Mo-Gehalt); Pulver von CaF₂, Pulver von BaF₂, Pulver von BN, Pulver von MoS₂ und Pulver von WS₂, jeweils mit einer Korngröße von 0,104 mm oder darunter; und Pulver von Mo mit einer Korngröße von 0,074 mm oder darunter. Diese Ausgangspulver wurden zusammengegeben, um die in der Tabelle angegebenen Zusammensetzungen zu erhalten, und wurden zu Pulvergemischen gemischt. Jedes der Pulvergemische wurde mit einem Druck von 6000 bar zu grünen Preßlingen gepreßt. Der grüne Preßling wurde zur Wachsentfernung 30 Minuten auf 500°C erhitzt und danach eine Stunde bei 1120°C in einer Ammonolysegas-Atmosphäre vorgesintert. Die so erhaltenen vorgesinterten Körper wurden jeder bei 1000°C geschmiedet, und die geschmiedeten Körper wurden in einer Ammonolysegas-Atmosphäre eine Stunde bei 1150°C zu Sinterkörpern gesintert. Die Sinterkörper wurden schließlich bei einer vorbestimmten Temperatur im Bereich von 640 bis 690°C jeweils 90 Minuten wärmebehandelt und so zu den aus erfindungsgemäßen Sinterlegierungen auf Fe-Basis geformten Ventilsitzen Nr. 1 bis 15 geformt (hiernach als erfindungsgemäße Ventilsitze bezeichnet). Entsprechend wurden aus Vergleichs-Sinterlegierungen auf Fe-Basis Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 geformt (hiernach als Vergleichs-Ventilsitze bezeichnet). Die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 und die Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 haben im wesentlichen die gleiche chemische Zusammensetzung wie die jeweiligen Mischungszusammensetzungen ihrer Ausgangspulver, und jeder hat Abmessungen von 48 mm Außendurchmesser, 40 mm Innendurchmesser und 8 mm Dicke.
Pulver von atomisiertem Fe, Pulver von Carbonyl-Ni, Co- Pulver, Pulver einer Fe-Cr-Legierung (60% Cr-Gehalt), Pulver einer Fe-Nb-Legierung (60% Nb-Gehalt) und Pulver einer atomisierten Fe-Cr-Nb-Legierung (13% Cr und 5% Nb), jeweils mit einer Korngröße von 0,149 mm oder darunter; Pulver von Naturgraphit, Pulver einer Fe-Mo-Legierung (60% Mo-Gehalt); Pulver von CaF₂, Pulver von BaF₂, Pulver von BN, Pulver von MoS₂ und Pulver von WS₂, jeweils mit einer Korngröße von 0,104 mm oder darunter; und Pulver von Mo mit einer Korngröße von 0,074 mm oder darunter. Diese Ausgangspulver wurden zusammengegeben, um die in der Tabelle angegebenen Zusammensetzungen zu erhalten, und wurden zu Pulvergemischen gemischt. Jedes der Pulvergemische wurde mit einem Druck von 6000 bar zu grünen Preßlingen gepreßt. Der grüne Preßling wurde zur Wachsentfernung 30 Minuten auf 500°C erhitzt und danach eine Stunde bei 1120°C in einer Ammonolysegas-Atmosphäre vorgesintert. Die so erhaltenen vorgesinterten Körper wurden jeder bei 1000°C geschmiedet, und die geschmiedeten Körper wurden in einer Ammonolysegas-Atmosphäre eine Stunde bei 1150°C zu Sinterkörpern gesintert. Die Sinterkörper wurden schließlich bei einer vorbestimmten Temperatur im Bereich von 640 bis 690°C jeweils 90 Minuten wärmebehandelt und so zu den aus erfindungsgemäßen Sinterlegierungen auf Fe-Basis geformten Ventilsitzen Nr. 1 bis 15 geformt (hiernach als erfindungsgemäße Ventilsitze bezeichnet). Entsprechend wurden aus Vergleichs-Sinterlegierungen auf Fe-Basis Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 geformt (hiernach als Vergleichs-Ventilsitze bezeichnet). Die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 und die Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 haben im wesentlichen die gleiche chemische Zusammensetzung wie die jeweiligen Mischungszusammensetzungen ihrer Ausgangspulver, und jeder hat Abmessungen von 48 mm Außendurchmesser, 40 mm Innendurchmesser und 8 mm Dicke.
Bei den Vergleichs-Ventilsitzen V 1 bis V 10 fällt
wenigstens eine der Komponenten, die in der Tabelle mit
x gekennzeichnet ist, in ihrer Menge aus dem erfindungsgemäßen
Bereich heraus.
Für die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 und
die Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 wurden jeweils die
Dichte, für die Bewertung der Festigkeit, sowie die Rockwell-Härte
(HRC) für die Bewertung der Verschleißfestigkeit
bestimmt und auch das Verhältnis der von der Perlitphase
der Legierungsstruktur eingenommenen Fläche wurde
gemessen durch mikroskopische Betrachtung einer Schnittfläche
des Ventilsitzes.
Weiter wurden die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1
bis 15 und die Vergleichsventilsitze V 1 bis V 10 einer
Verschleißprüfung unter Verwendung eines Prüfgeräts unter
den folgenden Bedingungen unterworfen:
Material des Ventils, das mit dem Ventilsitz zusammenwirkte: SUH-3;
Heiztemperatur für Ventil: 900°C;
Öffnungs- und Schließzyklus des Ventils: 2500mal pro Minute;
Atmosphäre: ein durch Verbrennung von Propangas unter einem Druck von 0,4 bar und Sauerstoffgas mit einer Fließgeschwindigkeit von 1,5 l/min erzeugtes Gas;
Heiztemperatur für Ventilsitz (der Sitzhalter war wassergekühlt): 250 bis 300°C;
Aufsitzlast: 30 kg
Prüfzeit: 100 Stunden.
Material des Ventils, das mit dem Ventilsitz zusammenwirkte: SUH-3;
Heiztemperatur für Ventil: 900°C;
Öffnungs- und Schließzyklus des Ventils: 2500mal pro Minute;
Atmosphäre: ein durch Verbrennung von Propangas unter einem Druck von 0,4 bar und Sauerstoffgas mit einer Fließgeschwindigkeit von 1,5 l/min erzeugtes Gas;
Heiztemperatur für Ventilsitz (der Sitzhalter war wassergekühlt): 250 bis 300°C;
Aufsitzlast: 30 kg
Prüfzeit: 100 Stunden.
In der obigen Verschleißprüfung wurde die maximale
Tiefe des Abriebs jedes Ventilsitzes gemessen, um die
Verschleißfestigkeit (Abriebfestigkeit) des Ventilsitzes
zu bestimmen, während die maximale Abriebtiefe jedes
Ventils gemessen wurde, um die Schmierfähigkeit des Ventilsitzes
zu bewerten. Die Ergebnisse der Messungen sind
in der Tabelle angegeben.
Die Tabelle zeigt, daß die erfindungsgemäßen Ventilsitze
1 bis 15 jeder hohe Dichte oder hohe Festigkeit
sowie hohe Härte aufweisen und daher, wie sich aus den
Ergebnissen der Verschleißfestigkeit in der gleichen Tabelle
ergibt, jeder ausgezeichnete Verschleißfestigkeit
(35 bis 60 µm) sowie ausgezeichnete Schmierfähigkeit
zeigt, d. h. die entsprechenden Ventile waren nur wenig
abgenutzt (5 bis 20 µm).
Andererseits sind die Vergleichs-Ventilsitze V 1
bis V 10, bei denen wenigstens eine der Komponenten in ihrem
Gehalt aus dem Bereich der Erfindung herausfällt,
oder der Anteil der von der Perlitphase eingenommenen
Fläche gering ist, den obigen erfindungsgemäßen Ventilsitzen
1 bis 15 unterlegen hinsichtlich der Verschleißfestigkeit
und/oder Schmierfähigkeit, d. h. der maximalen
Tiefe der Abnutzung der den jeweiligen Ventilsitzen entsprechenden
Ventile.
In der Tabelle bedeuten:
Fe+: | |
Fe und unvermeidbare Verunreinigungen | |
*: | außerhalb des Bereichs der Erfindung |
Claims (6)
1. Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze von
Brennkraftmaschinen bestehend aus: 0,6 bis
1,3% C; 1 bis 5% Cr; 4 bis 15% Mo; 0,5 bis 2% Ni; 2
bis 8% Co; 0,2 bis 2% Nb; 0,2 bis 2% von wenigstens einer
Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF₂, BaF₂, BN,
MoS₂ und WS₂, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
wobei in der Struktur der Sinterlegierung Teilchen
der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente und harte
Teilchen der anderen Komponenten in einer hauptsächlich
aus einer Perlitphase gebildeten Matrix dispergiert sind
und die Legierung eine Dichte von wenigstens 7,3 g/cm³
und eine Rockwell-Härte (C-Skala) von 30 bis 50 aufweist.
2. Sinterlegierung nach Anspruch 1, worin die Matrix
der Legierung wenigstens 50 Volumen-% der Perlitphase
enthält.
3. Sinterlegierung nach Anspruch 2, worin die Matrix der Legierung
besteht aus: 2 bis 20 Volumen-% einer
dispergierten Phase von wenigstens
einer Gleitmittel-Komponente und den harten Teilchen; 50
bis 90 Volumen-% der Perlitphase, 1 bis 20 Volumen-% einer
Martensitphase, 5 Volumen-% oder weniger einer Austenitphase
und Rest eine Ferritphase.
4. Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung
auf Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen,
dadurch gekennzeichnet, daß
- a) die Ausgangspulver in einem Mischungsverhältnis von 0,6 bis 1,3% C, 1 bis 5% Cr, 4 bis 15% Mo, 0,5 bis 2% Ni, 2 bis 8% Co, 0,2 bis 2% Nb, 0,2 bis 2% der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF₂, BaF₂, BN, MoS₂ und WS₂, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen zusammengegeben und zu einem Pulvergemisch gemischt werden,
- b) das Pulvergemisch unter Druck zu einem grünen Preßling geformt wird,
- c) der grüne Preßling in einer evakuierten Atmosphäre und/oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1180°C zur Bildung eines vorgesinterten Körpers vorgesintert wird,
- d) der vorgesinterte Körper bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C geschmiedet wird, um ein Schmiedestück mit hoher Fülldichte zu bilden, und
- e) das Schmiedestück in einer Vakuumatmosphäre und/oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1180°C zu einem Sinterkörper gesintert wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei der Sinterkörper
in einer weiteren Stufe bei einer Temperatur im Bereich
von 600 bis 800°C wärmebehandelt wird.
6. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 4
oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß die reduzierende Gasatmosphäre
eine Ammonolyse-Gasatmosphäre ist.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62057626A JP2773747B2 (ja) | 1987-03-12 | 1987-03-12 | Fe基焼結合金製バルブシート |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3744550A1 DE3744550A1 (de) | 1988-09-22 |
DE3744550C2 true DE3744550C2 (de) | 1989-07-20 |
Family
ID=13061094
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19873744550 Granted DE3744550A1 (de) | 1987-03-12 | 1987-12-30 | Sinterlegierung auf fe-basis fuer brennkraftmaschinen und verfahren zu deren herstellung |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4836848A (de) |
JP (1) | JP2773747B2 (de) |
DE (1) | DE3744550A1 (de) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE10158306B4 (de) * | 2000-11-30 | 2018-01-25 | Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. | Mechanische Sicherung und ein Sinterverfahren zu ihrer Herstellung |
Families Citing this family (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2787982B2 (ja) * | 1987-03-31 | 1998-08-20 | 住友電気工業株式会社 | 耐摩耗性鉄基焼結合金 |
KR920007937B1 (ko) * | 1990-01-30 | 1992-09-19 | 현대자동차 주식회사 | 밸브시트용 철(Fe)계 소결합금 |
JP3520093B2 (ja) * | 1991-02-27 | 2004-04-19 | 本田技研工業株式会社 | 二次硬化型高温耐摩耗性焼結合金 |
JP2697436B2 (ja) * | 1991-11-22 | 1998-01-14 | 三菱マテリアル株式会社 | 内燃機関の鉄系焼結合金製2層鍛造バルブシート |
SE9201678D0 (sv) * | 1992-05-27 | 1992-05-27 | Hoeganaes Ab | Pulverkkomposition foer tillsats i jaernbaserade pulverblandningar |
US5575251A (en) * | 1994-01-04 | 1996-11-19 | Caterpillar Inc. | Deck plate for an internal combustion engine |
JP2765811B2 (ja) * | 1995-08-14 | 1998-06-18 | 株式会社リケン | 硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法 |
US5997805A (en) * | 1997-06-19 | 1999-12-07 | Stackpole Limited | High carbon, high density forming |
US6139598A (en) * | 1998-11-19 | 2000-10-31 | Eaton Corporation | Powdered metal valve seat insert |
JP2001252490A (ja) * | 2000-03-14 | 2001-09-18 | Juki Corp | ミシン |
US6599345B2 (en) | 2001-10-02 | 2003-07-29 | Eaton Corporation | Powder metal valve guide |
JP3970060B2 (ja) * | 2002-03-12 | 2007-09-05 | 株式会社リケン | バルブシート用鉄基焼結合金 |
DE10255447A1 (de) * | 2002-11-28 | 2004-06-24 | Daimlerchrysler Ag | Ventilsitz und Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzes |
US7235116B2 (en) * | 2003-05-29 | 2007-06-26 | Eaton Corporation | High temperature corrosion and oxidation resistant valve guide for engine application |
CN1913994A (zh) * | 2004-02-04 | 2007-02-14 | Gkn烧结金属股份有限公司 | 粉末金属部件的片材渗入 |
SE0401086D0 (sv) * | 2004-04-26 | 2004-04-26 | Hoeganaes Ab | Iron-based powder composition |
DE102017114375A1 (de) * | 2017-06-28 | 2019-01-03 | Man Diesel & Turbo Se | Ventilsitzring eines Gaswechselventils als einstückiger Gußkörper aus einer Cobalt-Chrom-Hartlegierung |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4469514A (en) * | 1965-02-26 | 1984-09-04 | Crucible, Inc. | Sintered high speed tool steel alloy composition |
US3479289A (en) * | 1967-10-16 | 1969-11-18 | Boeing Co | High strength,self-lubricating materials |
US3723092A (en) * | 1968-03-01 | 1973-03-27 | Int Nickel Co | Composite metal powder and production thereof |
CH585861A5 (de) * | 1972-04-20 | 1977-03-15 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
JPS5141607A (ja) * | 1974-10-07 | 1976-04-08 | Sumitomo Electric Industries | Taimamoseijudozairyo |
JPS5163310A (ja) * | 1974-11-29 | 1976-06-01 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | Tainetsutaimamoseichuzogokinzairyo |
JPS5836667B2 (ja) * | 1976-10-05 | 1983-08-10 | 住友電気工業株式会社 | 耐摩性に優れた焼結合金 |
US4204031A (en) * | 1976-12-06 | 1980-05-20 | Riken Corporation | Iron-base sintered alloy for valve seat and its manufacture |
JPS55145151A (en) * | 1979-04-26 | 1980-11-12 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Wear resistant sintered alloy material for internal combustion engine |
JPS55164060A (en) * | 1979-05-07 | 1980-12-20 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Abrasion resistant iron-based sintered alloy material |
JPS582585B2 (ja) * | 1979-06-28 | 1983-01-17 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間工具鋼及びその製造法 |
JPS5620143A (en) * | 1979-07-24 | 1981-02-25 | Mazda Motor Corp | Sintered alloy for valve seat |
SU1114704A1 (ru) * | 1983-01-26 | 1984-09-23 | Ордена Трудового Красного Знамени Институт Проблем Материаловедения Ан Усср | Спеченный антифрикционный материал на основе железа |
BR8403253A (pt) * | 1983-07-01 | 1985-06-11 | Sumitomo Electric Industries | Embuchamento de assento de valvula para motores de combustao interna |
DE3413593C1 (de) * | 1984-04-11 | 1985-11-07 | Bleistahl GmbH, 5802 Wetter | Verfahren zur Herstellung von Ventilsitzringen |
US4614544A (en) * | 1985-01-23 | 1986-09-30 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | High strength powder metal parts |
-
1987
- 1987-03-12 JP JP62057626A patent/JP2773747B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1987-10-02 US US07/103,925 patent/US4836848A/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-12-30 DE DE19873744550 patent/DE3744550A1/de active Granted
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE10158306B4 (de) * | 2000-11-30 | 2018-01-25 | Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. | Mechanische Sicherung und ein Sinterverfahren zu ihrer Herstellung |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US4836848A (en) | 1989-06-06 |
JPS63223142A (ja) | 1988-09-16 |
JP2773747B2 (ja) | 1998-07-09 |
DE3744550A1 (de) | 1988-09-22 |
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