DE3830447A1 - Waermeverschleissbestaendige sinterlegierung - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein eine gesinterte Legierung von sehr hohem Verschleißwiderstand bei hohen Temperaturen und insbesondere eine hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung, die als Material für einen Ventilsitz in einem Kraftfahrzeugmotor verwendet werden kann.

In jüngerer Zeit sind Kraftfahrzeugmotoren hinsichtlich ihrer Ausgangsleistung und anderer Leistungsparameter verbessert worden und arbeiten daher unter besonders schwierigen Bedingungen. Entsprechend ist der Ventilsitz einer Einlaß-/Auslaß-Ventilvorrichtung ebenfalls sehr hohen Temperaturbelastungen und Verschleißbedingungen unterworfen und es ist erforderlich, daß der Ventilsitz äußerst widerstandsfähig gegenüber diesen Bedingungen ist. Zum Beispiel werden in einem Flüssiggasmotor, wie er in Taxis verwendet wird, Ventile und ihre Ventilsitze in einem trockenen Zustand oder ohne Flüssigkraftstoff verwendet und daher ist der Ventilsitz einem schnelleren Verschleiß unterworfen, verglichen mit demjenigen eines Benzinmotors. Außerdem sind in Fällen von Motoren, die mit verhältnismäßig hoch verbleitem Kraftstoff arbeiten, so daß Bleiablagerungen auf der Ventilvorrichtung auftreten und hierdurch den Lagerdruck gegen den Ventilsitz erhöhen oder in Fällen von Dieselmotoren, die bei hoher Temperatur und hohem Verdichtungsverhältnis arbeiten, ein hoher Verschleißwiderstand und eine hohe Festigkeit für das Material des Ventilsitzes erforderlich, um eine Deformation des Ventilsitzes zu vermeiden.

Außerdem sind, obwohl Spieleinstelleinrichtungen praktisch verwendet worden sind, um eine automatische Einstellung der Ventilstellung und der Ventilbetätigungszeiten vorzunehmen für den Fall, daß der Ventilsitz Verschleißerscheinungen aufweist, die Probleme der verkürzten Lebensdauer der Motoren infolge Ventilsitzverschleißes noch nicht hinreichend gelöst worden. Infolge der vorgenannten Probleme und dem dringenden Erfordernis, die Produktionskosten für die Ventile zu verringern, ist ein Ventilsitzmaterial von hoher Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen erforderlich geworden.

Diesbezüglich wurde eine hochtemperaturbeständige, verschleißfeste, gesinterte Legierung als Material, das für Ventilsitze von Flüssiggasmotoren und Dieselmotoren geeignet ist, in der japanischen vorläufigen Patentveröffentlichung 62-10 244 gezeigt. Das Gefüge dieser Sinterlegierung besteht im wesentlichen aus Nickel im Bereich von 0,5 bis 3 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,5 bis 3 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5,5 bis 7,5 Gew.-%, Kohlenstoff im Bereich von 0,6 bis 1,2 Gew.-% und dem verbleibenden Rest zu 100 Gew.-% im wesentlichen ausgeglichen durch Eisen. Eine harte Phase ist in geeigneter Menge in dem Gefüge dispergiert bzw. verteilt. Die harte Phase ist eine intermetallische Verbindung, die im wesentlichen aus Molybdän im Bereich von 33 bis 36 Gew.-%, Silicium im Bereich von 4 bis 12 Gew.-% und dem restlichen Ausgleichsmaterial zu 100 Gew.-% aus Kobalt besteht, oder einer anderen intermetallischen Verbindung, bestehend im wesentlichen aus Molybdän im Bereich von 26 bis 30 Gew.-%, Chrom im Bereich von 7 bis 9 Gew.-%, Silicium im Bereich von 1,5 bis 2,5 Gew.-% und dem Rest zu 100 Gew.-% Kobalt. Die vorerwähnte Veröffentlichung zeigt auch, daß die Sinterlegierung mit Blei getränkt ist, so daß die Poren mit Blei gefüllt sind, um weiter die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung zu verbessern und daß es bei mit verbleitem Kraftstoff betriebenen Benzinmotoren und Dieselmotoren wirksam ist, das Sinterlegierungsmaterial einer Nachverdichtung zu unterziehen, um hierdurch seine Dichte zu erhöhen.

Obwohl eine derartige Sinterlegierung Verbesserungen bezüglich des hochtemperatur-Verschleißwiderstandes gegenüber herkömmlichen Materialien für Ventilsitze aufweist, ist es noch unzureichend hinsichtlich seiner Materialfestigkeit. Mit anderen Worten ist die Festigkeit unzureichend für das Material von Ventilsitzen in mit verbleitem Kraftstoff betriebenen Benzinmotoren und in Dieselmotoren. Diesbezüglich kann die Re-Verdichtung der Sinterlegierung die Festigkeit des Materials zwar erhöhen, kompliziert jedoch den Herstellungsprozeß und verlängert die Produktionszeit für das Material, so daß die Produktionskosten pro Gewichtseinheit des Materials ansteigen.

Es ist daher ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine verbesserte Sinterlegierung mit hoher Materialfestigkeit und hohem Verschleißwiderstand bei hohen Temperaturen mit niedrigen Produktionskosten herzustellen.

Ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung liegt darin, eine verbesserte, hochtemperatur-verschleißfeste Sinterlegierung zu schaffen, die als Material für Ventilsitze von Kraftfahrzeugmotoren verwendbar ist, unabhängig von der Art des Motors und der Art des verwendeten Kraftstoffes.

Erfindungsgemäß wird eine hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung geschaffen, die ein Grundgefüge aufweist, das im wesentlichen enthält Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und als Ausgleichsmaterial zu 100 Gew.-% im wesentlichen Eisen. Das Gefüge besteht aus einem Gemisch von einer ersten Komponente (Sorbit und/oder Bainit) und einer zweiten Komponente (Austenit). Das Gefüge hat eine harte Phase im Bereich von 5 bis 25 Gew.-%, die in dem Gefüge dispergiert ist. Entsprechend bietet die Sinterlegierung eine äußerst hohe Materialfestigkeit und eine hervorragende Verschleißbeständigkeit sowohl im Niedrig- als auch im Hochtemperaturbereich verglichen mit herkömmlichen Materialien, unabhängig von den Kennwerten des Motors und der Art des Kraftstoffes für den Fall, daß es als Bestandteil eines Motors verwendet wird, so daß es in starkem Maße zu Problemlösungen auf dem Gebiet der Kfraftfahrzeugindustrie beiträgt. Außerdem kann eine derartige hochqualitative Sinterlegierung bei einer Sintertemperatur erzeugt werden, die niedriger ist als diejenige bei herkömmlichen Sinterlegierungen, so daß ökonomische Vorteile erreicht werden.

Bevorzugte Ausgestaltungen des Erfindungsgegenstandes sind in den Unteransprüchen dargelegt.

Die Erfindung wird nachstehend anhand eines Ausführungsbeispieles und zugehöriger Zeichnungen näher erläutert. In diesen zeigt

Fig. 1 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Anteil an harter Phase und dem Abrieb oder Verschleißverlust mit dem Karbonyl-Nickelanteil als Parameter, d. h. in Abhängigkeit vom Nickelanteil bei Sinterlegierungen zeigt,

Fig. 2 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Anteil harter Phase und der Radialbruchfestigkeit bei Änderung des Karbonyl-Nickelanteiles, d. h. in Abhängigkeit vom Nickelanteil in Sinterlegierungen zeigt,

Fig. 3 ein Diagramm, das den Vergleich im Abrieb oder Verschleißverlust zwischen Ventilsitzen zeigt, die aus einer Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung bestanden, im Vergleich zu einer Vergleichssinterlegierung, in Abhängigkeit von der Temperatur der Ventilsitze,

Fig. 4 ein Diagramm, das den Vergleich im Abrieb bzw. Verschleißverlust zwischen Ventilsitzen zeigt, die einmal aus der Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung und ein anderes Mal aus einer Vergleichssinterlegierung bestanden, in Abhängigkeit von der Zeit bei Langzeittests,

Fig. 5 ein Diagramm, das die Wirkung der Sintertemperatur auf die Radialbruch- bzw. Druckfestigkeit sowie den Abrieb bzw. den Verschleißverlust bei Sinterlegierungen zeigt, und

Fig. 6 ein Diagramm, das die Wirkung hoher Temperaturen auf die radiale Bruch- bzw. Druckfestigkeit und den linearen Ausdehnungskoeffizienten bei Sinterlegierungen verdeutlicht.

Nach einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfaßt die hochtemperatur-verschleißfeste Sinterlegierung ein Grundgefüge, das im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen besteht. Das Gefüge besteht aus einer Mischung mit Sorbit und/oder Bainit und Austenit. Das Gefüge hat eine harte Phase, enthaltend eine intermetallische Verbindung, im Bereich von 5 bis 25 Gew.-%, die in dem Gefüge dispergiert bzw. verteilt ist.

Nach einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung enthält die hochtemperatur-verschleißfeste Sinterlegierung im wesentlichen Kohlenstoff im Bereich von 0,3 bis 1,1 Gew.-%, Silicium im Bereich von 0,2 bis 3 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 1,9 bis 12 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5 bis 23 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen. Die Sinterlegierung weist ein Grundgefüge auf, das im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen besteht. Das Grundgefüge besteht aus einer Mischung der Gefügeformen Sorbit und/oder Bainit und Austenit. Das Grundgefüge hat eine harte Phase, die in einem Anteil von 5 bis 25 Gew.-% enthalten ist und in dem Gefüge dispergiert bzw. verteilt ist. Die harte Phase besteht im wesentlichen aus Silicium im Bereich von 4 bis 12 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 33 bis 36 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Kobalt.

Nach einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die hochtemperatur-verschleißfeste Sinterlegierung im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,3 bis 1,1 Gew.-%, Silicium im Bereich von 0,1 bis 0,75 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,35 bis 2,25 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 1,5 bis 10 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5 bis 23 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen. Die Sinterlegierung enthält ein Grundgefüge, das im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen besteht. Das Gefüge besteht aus einem Gemisch der Gefügestrukturen Sorbit und/oder Bainit und Austenit. Das Grundgefüge hat eine harte Phase, die im Bereich von 5 bis 25 Gew.-% liegt und in dem Gefüge dispergiert bzw. verteilt ist. Die harte Phase besteht im wesentlichen aus Silicium im Bereich von 2 bis 3 Gew.-%, Chrom im Bereich von 7 bis 9 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 26 bis 30 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Kobalt.

Gemäß einem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung und Struktur wie die Sinterlegierung nach dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung aufweist, mit Blei infiltriert bzw. getränkt, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei ausgefüllt sind.

Nach einem fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung ist die bei hohen Temperaturen verschleißbeständige Sinterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung und Struktur wie die Sinterlegierung nach dem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung aufweist, mit Blei getränkt, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei ausgefüllt sind.

Die hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend noch im einzelnen erläutert. Bei der Sinterlegierung nach dem zweiten und vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,3 bis 1,1 Gew.-%, Silicium im Bereich von 0,2 bis 3 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 1,9 bis 12 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5 bis 23 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen. Bei der Sinterlegierung nach dem dritten und fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,3 bis 1,1 Gew.-%, Silicium im Bereich von 0,1 bis 0,75 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,35 bis 2,25 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 1,5 bis 10 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5 bis 23 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen. Die vorerwähnten Anteile an den jeweiligen Elementen wurden aus den nachfolgenden Gründen festgelegt.

In Bezug auf den Kohlenstoffanteil (C) kann dann, wenn sein Anteil niedriger als der vorerwähnte untere Grenzwert ist, die Sinterlegierung keine ausreichende Härte erlangen und besitzt nur einen niedrigen Verschleißwiderstand. Wenn im Gegensatz dazu der Anteil höher ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, wird unvermeidlich Cementit in der Sinterlegierung auskristallisiert und beeinträchtigt nachteilig die Zusammenpreßbarkeit bzw. Kompaktibilität des Rohmaterialpulvers der Sinterlegierung, so daß hierdurch der Verschleiß und der Abrieb der Form für die Kompaktierung vergrößert wird. Außerdem wird z. B. für den Fall, daß die Sinterlegierung als Ventilsitz verwendet wird, die Anpaßbarkeit und Konformibilität mit dem zugehörigen Ventil herabgesetzt. Daher ist der Kohlenstoffanteil auf den vorerwähnten Bereich festgelegt worden.

In Bezug auf Silicium (Si) ist dann, wenn sein Anteil niedriger ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, der Deoxidationseffekt geringer und daher nimmt der Sinterungsgrad ab. Selbst wenn im Gegenteil der Anteil über den oberen Grenzwert hinaus vergrößert wird, kann der Deoxidationseffekt nicht verbessert werden, allerdings wird die Kompaktibilität und das Verdichtungsvermögen des Rohmaterialspulvers verschlechtert, da das Pulver in seiner Form abgerundet wird. Daher ist der Siliciumanteil wie vorerwähnt festgelegt worden. In diesem Zusammenhang ist darauf hinzuweisen, daß für den Fall, daß Chrom enthalten ist, der Anteil an Silicium verringert ist.

In Bezug auf Nickel (Ni) kann dann, wenn sein Anteil niedriger ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, eine ausreichende Festigkeit des Materials nicht erhalten werden. Diesbezüglich kann die maximale Materialfestigkeit in dem Fall erreicht werden, in dem der Anteil von Nickel in einem Bereich von 10 bis 15 Gew.-% liegt. Wenn im Gegenteil hierzu sein Anteil größer ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, wird die Materialfestigkeit verringert. Daher ist der Nickelanteil so festgesetzt worden, wie vorerwähnt.

In Bezug auf Molybdän (Mo) ist dann, wenn sein Anteil geringer ist, als der vorerwähnte untere Grenzwert seine Wirkung auf die Verbesserung der Festigkeit der Sinterlegierung verringert. Wenn im Gegensatz hierzu der Anteil größer ist als der vorerwähnte obere Grenzwert wird der Oxidationswiderstand der resultierenden Sinterlegierung verringert. Daher ist der Anteil an Molybdän so festgelegt worden, wie vorerwähnt. In diesem Zusammenhang wird darauf hingewiesen, daß im Falle der Anwesenheit von Chrom der Anteil an Molybdän verringert ist.

In Bezug auf Kobalt (Co) ist dann, wenn der Anteil niedriger ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, die Härte der resultierenden Sinterlegierung bei erhöhter Temperatur niedriger, so daß die Sinterlegierung zum Verschleiß neigt. Wenn im Gegensatz dazu der Anteil höher ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, härtet das Rohmaterialpulver, wodurch die Kompaktibilität und Zusammendrückbarkeit des Pulvers nachteiligt beeinflußt wird. Daher ist der Kobaltanteil so festgelegt worden, wie vorbeschrieben.

Bezüglich des Anteiles an Chrom (Cr) ist dann, wenn der Chromanteil niedriger ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, die Wirkung auf die Verbesserung des Verschleißwiderstandes geringer, während dann, wenn der Anteil über den vorerwähnten oberen Grenzwert hinaus erhöht wird, die Zähigkeit der resultierenden Sinterlegierung verringert wird, wodurch die Anfälligkeit gegenüber Angriffen und Deformationen durch das Ventil vergrößert wird, für den Fall, daß die Sinterlegierung als Material eines Ventilsitzes verwendet wird. Daher ist der Anteil an Chrom auf den vorerwähnten Bereich festgesetzt worden.

Die Zusammensetzung des Grundgefüges der hochtemperatur- verschleißbeständigen Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung umfaßt im wesentlichen Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen. Außerdem ist eine geeignete Menge einer harten Phase in dem Gefüge dispergiert, gebildet aus einer Mischung der Gefügeformationen Sorbit und/oder Bainit und Austenit. In diesem Zusammenhang ist darauf hinzuweisen, daß für den Fall, daß Chrom nicht enthalten ist, die harte Phase im wesentlichen Silicium im Bereich von 4 bis 12 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 33 bis 36 Gew.-% sowie den Rest im wesentlichen Kobalt enthält. Die harte Phase ist in einem Anteil von 5 bis 25 Gew.-% in dem Grundgefüge dispergiert, vorzugsweise in Form einer intermetallischen Verbindung, so daß auf diese Weise die gesinterte Legierung erhalten wird. Für den Fall, daß Chrom enthalten ist, besteht die harte Phase im wesentlichen aus Silicium im Bereich von 2 bis 3 Gew.-%, Chrom im Bereich von 7 bis 9 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 26 bis 30 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Kobalt. Die harte Phase ist in einer Menge von 5 bis 25 Gew.-% in dem Grundgefüge dispergiert, vorzugsweise in Form einer intermetallischen Phase. Die Gründe für die Anwesenheit einer derartigen harten Phase mit der vorerwähnten Zusammensetzung in dem Gefüge mit der vorerwähnten Zusammensetzung und dem vorerwähnten Aufbau werden nachfolgend erläutert.

In Bezug auf Kohlenstoff ist dann, wenn sein Anteil in dem Grundgefüge geringer ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, die resultierende Sinterlegierung unzureichend in ihrem Verschleißwiderstand. Wenn im Gegenteil der Anteil in dem Gefüge größer ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, wird die Anpaßbarkeit der Sinterlegierung, verwendet als Material eines Ventilsitzes, an das Ventil beeinträchtigt. Daher ist der Kohlenstoffanteil auf den vorerwähnten Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-% festgesetzt worden.

In Bezug auf Nickel ist dann, wenn der Anteil im Gefüge geringer ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, die Festigkeit des Materials niedrig. Wenn im Gegensatz dazu der Anteil in dem Grundgefüge höher ist als der vorerwähnte obere Grenzwert ist die Materialfestigkeit niedrig. Daher ist der Anteil von Nickel auf einen Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-% festgesetzt worden.

In Bezug auf Molybdän ist dann, wenn sein Anteil in dem Grundgefüge niedriger ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, seine Wirkung auf die Verbesserung der Festigkeit des Materials geringer. Daher ist der Anteil an Molybdän auf den Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-% festgesetzt worden.

In Bezug auf Kobalt ist dann, wenn sein Anteil im Grundgefüge niedriger ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, seine Wirksamkeit auf die Verbesserung der Verschleißfestigkeit der resultierenden Sinterlegierung unzureichend. Wenn im Gegenteil sein Anteil in dem Grundgefüge höher ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, wird die Zusammendrückbarkeit und Kompaktibilität des Rohmaterialpulvers verringert. Daher wurde der Kobaltanteil auf einen Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% festgelegt.

Da das Grundgefüge so ausgebildet ist, daß es ein Gemisch von Sorbit und/oder Bainit und Austenit ist, kann die Zähigkeit des gesamten Grundgefüges erhöht werden, während gleichzeitig die Wirkung einer Unterdrückung des Verschleißes eines Ventiles, das in Berührung mit einem Ventilsitz, geformt aus dem Material einer derartigen Sinterlegierung, kommt, erreicht wird.

Als nächstes wird die Zusammensetzung der harten Phase im einzelnen erläutert.

Betreffend Silicium ist dann, wenn sein Anteil unterhalb des vorerwähnten unteren Grenzwertes liegt, die Verschleißfestigkeit geringer, während dann, wenn sein Anteil den vorerwähnten oberen Grenzwert übersteigt, die Festigkeit des Materials niedriger ist. Entsprechend ist der Anteil an Silicium in der harten Phase so festgelegt worden, wie vorerwähnt. In diesem Zusammenhang ist darauf hinzuweisen, daß bei Anwesenheit von Chrom in der harten Phase der Anteil von Silicium verringert ist.

Betreffend Molybdän ist dann, wenn sein Anteil in der harten Phase geringer ist als der vorerwähnte untere Grenzwert der Verschleißwiderstand und die Festigkeit der resultierenden Sinterlegierung unzureichend. Wenn im Gegenteil sein Anteil höher ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, ist der Oxidationswiderstand der resultierenden Sinterlegierung geringer. Entsprechend ist der Anteil von Molybdän so festgelegt worden, wie vorerwähnt. In diesem Zusammenhang ist darauf hinzuweisen, daß für den Fall der Anwesenheit von Chrom in der harten Phase der Anteil an Molybdän verringert ist.

Für den Fall der Anwesenheit von Chrom in der harten Phase, kann die Wirkung der Erweiterung des Temperaturbereiches, für den die erwarteten Eigenschaften der Sinterlegierung sich einstellen, erreicht werden. Wenn jedoch der Anteil an Chrom geringer ist als der vorerwähnte untere Grenzwert, kann die vorerwähnte Wirkung nicht erreicht werden, während dann, wenn sein Anteil größer ist als der vorerwähnte obere Grenzwert, die Zähigkeit der resultierenden gesinterten Legierung abgesenkt wird, während die Anfälligkeit gegen Angriffe und Deformationen durch ein Ventil erhöht wird, für den Fall, daß die Sinterlegierung als Material eines Ventilsitzes verwendet wird. Entsprechend ist der Anteil an Chrom auf den vorerwähnten Bereich festgelegt worden.

Wenn die harte Phase, die im Grundgefüge dispergiert ist, in einer Menge von weniger als im obenerwähnten unteren Grenzwert (5 Gew.-%) anwesend ist, erhöht sich der Abrieb bzw. Verschleißverlust der Sinterlegierung, wodurch die Verschleißfestigkeit unzureichend wird. Wenn im Gegensatz hierzu die Menge den oberen Grenzwert (25 Gew.-%) übersteigt, kann eine Verbesserung des Verschleißwiderstandes nicht erhalten werden, jedoch wird die Festigkeit des Materials und die Kompaktibilität des Rohmaterialpulvers beeinträchtigt, wodurch die Form zur Verdichtung einem erhöhten Verschleiß unterworfen ist. Entsprechend ist der Anteil für die harte Phase, die in dem Grundgefüge dispergiert ist, auf den Bereich von 5 bis 25 Gew.-% festgelegt worden.

Außerdem kann die hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung mit Blei getränkt sein, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei ausgefüllt sind, wenn dies erforderlich ist. Das Tränken wird z. B. ausgeführt, in dem die Sinterlegierung in ein Bad, das geschmolzenes Metall unter Druck enthält, eingetaucht wird, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei gefüllt werden. In diesem Fall wird, durch Tränken der Sinterlegierung mit Blei in geeigneter Menge, die in Abhängigkeit vom Gesamtvolumen der Poren der Sinterlegierung variieren kann, das Schmierungsvermögen und der Verschleißwiderstand der Sinterlegierung wirksam verbessert werden. In diesem Zusammenhang wird es bevorzugt, die mit Blei getränkte Sinterlegierung als Material eines Ventilsitzes in einem Flüssiggasmotor zu verwenden. Im Gegensatz hierzu wird bei Verwendung für einen Benzinmotor, der in verhältnismäßig hohem Anteil verbleiten Kraftstoff verwendet, bevorzugt, als Ventilsitz eine Sinterlegierung zu verwenden, die nicht mit Blei getränkt wurde.

Muster des erfindungsgemäßen Materials

Zuerst wurde Feinstpulver aus einer Eisenlegierung entsprechend einer Siebung von nicht mehr als 100 Maschenweite, das 1,5 Gew.-% Nickel, 1,5 Gew.-% Molybdän und 6,5 Gew.-% Kobalt enthielt, als Hauptrohmaterial vorbereitet. Als Rohmaterial für die harte Phase, die in dem Gefüge dispergiert werden soll, wurde ein intermetallisches Verbindungspulver, enthaltend im wesentlichen 35 Gew.-% Molybdän, 10 Gew.-% Silicium und restlichem Anteil Kobalt sowie ein weiteres Pulver aus einer intermetallischen Verbindung, enthaltend im wesentlichen 28 Gew.-% Molybdän, 8 Gew.-% Chrom, 2 Gew.-% Silicium, aufgefüllt im wesentlichen mit Kobalt, vorbereitet. Außerdem wurde Karbonyl-Nickelpulver vorbereitet, um ein austenitisches Gefüge auszubilden.

Als nächstes wurden Muster gesinterter Legierungen oder Ventilsitze für Vergleichsteste wie folgt hergestellt. Zu dem vorerwähnten, atomisierten Eisenlegierungspulver wurden die vorerwähnten Pulver der intermetallischen Verbindungen in eine Menge von 5 Gew.-%, 10 Gew.-%, 15 Gew.-% und 20 Gew.-% zusammen mit einer Pulvermischung von 1 Gew.-% Graphitpulver und 0,8 Gew.-% Zinkstearat als Schmiermittel beigefügt, wodurch 4 Arten von Pulvergemischen erhalten wurden. Das Karbonyl-Nickelpulver wurde in einer Menge von 5 Gew.-%, 10 Gew.-%, 15 Gew.-% und 20 Gew.-% mit jedem der vier Arten von Pulvergemischen vermengt, so daß verschiedene Arten von Musterpulvern erhalten wurden. Jedes Musterpulver wurde in eine bestimmte Form (oder Ventilsitzform) unter Regulierung der Kompaktierungsdichte verdichtet, um so eine Sinterdichte von 6,9 g/cm³ zu erreichen. Die so erhaltenen Kompaktkörper wurden einer Sinterung bei 1200°C für 20 Minuten einem Ammoniakabspaltungs-Gasofen unterworfen, so daß vier Arten von gesinterten Musterlegierungen erhalten wurden. Anschließend wurde ein Muster jeder gesinterten Legierung in ein geschmolzenes Bleibad bei 550°C unter einem Druck von 8 Atmosphären eingetaucht, um die Sinterlegierung mit Blei zu tränken, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei gefüllt waren.

Vergleichsmuster

Zuerst wurde Eisenlegierungs-Feinstpulver entsprechend einer Siebung von nicht mehr als einer Maschenweite von 100, das 1,5 Gew.-% Nickel, 1,5 Gew.-% Molybdän und 6,5 Gew.-% Kobalt enthielt, als Hauptrohmaterial vorbereitet. Als Rohmaterial für die harte Phase, die in dem Grundgefüge dispergiert werden soll, wurde ein Pulver einer intermetallischen Verbindung, bestehend im wesentlichen aus 28 Gew.-% Molybdän, 8 Gew.-% Chrom, 2 Gew.-% Silicium und dem Rest Kobalt, vorbereitet. Außerdem wurde Karbonyl-Nickelpulver vorbereitet, um ein austenitisches Gefüge zu erhalten.

Nachfolgend wurden Sinterlegierungen oder Ventilsitze für Vergleichstests hergestellt, wie folgt:
zu dem vorerwähnten atomisierten Eisenlegierungspulver wurde das Pulver der vorerwähnten intermetallischen Verbindung in einer Menge von 0 Gew.-%, 5 Gew.-%, 10 Gew.-%, 15 Gew.-%, 20 Gew.-% und 25 Gew.-% beigemischt, zusammen mit einer Pulvermischung mit 1 Gew.-% Graphitpulver und 0,8 Gew.-% Zinkstearat als Schmiermittel, um hierdurch sechs Arten von Pulvergemischen herzustellen. Anschließend wurde das Karbonyl-Nickelpulver in einer Menge von 0 Gew.-%, 5 Gew.-%, 10 Gew.-%, 15 Gew.-%, 20 Gew.-%, 25 Gew.-% und 30 Gew.-% mit jeder der sechs Arten Pulvergemische vermengt, so daß verschiedene Arten von Musterpulvern erhalten wurden, unter Vermeidung der Herstellung von Musterpulvern, die das gleiche Verhältnis oder Mischungsverhältnis von Karbonyl-Nickelpulver und Mischpulver wie in den vorerwähnten, erfindungsgemäßen Musterproben erhalten wurde.

Jedes Musterpulver wurde unter Regulierung der Kompaktierungsdichte in eine bestimmte Form (oder Ventilsitz) verdichtet bzw. kompaktiert, um eine Sinterdichte von 6,9 g/cm³ zu erhalten. Die so erhaltenen Kompaktkörner wurden der Sinterung bei 1200°C für 20 Minuten in einem Ammoniakzerlegungs-Gasofen unterzogen, so daß verschiedene Arten Muster betreffend verschiedene Sinterlegierungen, erhalten wurden.

Anschließend wurde ein Teil jedes Musters der Sinterlegierung in ein Bad geschmolzenen Bleis bei 550°C unter einem Druck von 8 Atmosphären eingetaucht, um die Sinterlegierung mit Blei zu tränken, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei gefüllt waren.

Vergleichsergebnisse

Vergleichstests wurden an einer Vielzahl von Ventilsitzen oder Mustern der gesinterten Legierungen, die einmal als Beispiele der erfindungsgemäßen Legierung und einmal als Vergleichsbeispiele hergestellt waren, durchgeführt, unter Verwendung einer Motorsimulationseinrichtung, um den Abriebverlust der jeweiligen Ventilsitze zu vergleichen. Die Simulationsmotortesteinrichtung ist so angeordnet, daß eine Nockenwelle eines Ventils durch einen Motor angetrieben wird, das Ventil und der Ventilsitz auf eine bestimmte Temperatur mit Brenngas von Flüssiggas erhitzt wird, wobei die Temperatur des Ventiles und des Ventilsitzes, die Drehzahl der Nockenwelle und die Federkraft, die auf das Ventil einwirkt, in geeigneter Weise festgelegt werden können, so daß innerhalb verhältnismäßig kurzer Zeit schwierige Testbedingungen geschaffen werden können. Bei diesem Test ist das Material des Ventiles, das mit dem Ventilsitz in Eingriff kommt, ein wärmebeständiger Stahl, der 21% Chrom und 4% Nickel enthält und entsprechend als sogenannter "21-4N"-Stahl bezeichnet wird.

Der Test wurde an den Ventilsitzen oder Mustern der Sinterlegierungen, die Hartphasen und Nickelanteile wie in Tabelle 1 gezeigt, enthielten, ausgeführt unter Verwendung der Simulationsmotortesteinrichtung unter Festlegung der Temperatur des Ventilsitzes auf 250°C. Nach dem kontinuierlichen Betrieb der Testvorrichtung für 30 Stunden wurde der Abriebverlust jedes Ventilsitzes gemessen, um die Testergebnisse, die nachfolgend in Tabelle 1 dargestellt sind, zu erhalten. Außerdem wurde entsprechend des japanischen Industriestandards Z 2500 die radiale Bruchfestigkeit bzw. Druckfestigkeit für jedes Ventilsitzmuster gemessen, wie in Fig. 1 gezeigt ist. In diesem Zusammenhang wurde die radiale Bruch- bzw. Druckfestigkeit erhalten, indem eine zum Bruch führende Belastung erzeugt wurde, indem ein zylindrisches Muster der Sinterlegierung von den beiden planparallelen Stirnflächen her axial zu dem Probenkörper aus der Sinterlegierung druckbelastet wurde.

Tabelle 1

Wie aus Tabelle 1 ersichtlich ist, sind die Sinterlegierungen, d. h. die Muster Nr. 1 bis Nr. 4, nach der vorliegenden Erfindung in ihrem Verschleißwiderstand weitaus verbessert durch Zugabe einer geeigneten Menge von Karbonylnickel, im Vergleich zu den Vergleichsmustern der Sinterlegierung (Muster Nr. 5 und 6), die außerhalb des Legierungsbereiches nach der vorliegenden Erfindung liegen.

Außerdem wird bestätigt, daß das Tränken mit Blei weiter den Verschleißwiderstand der Sinterlegierungen nach der vorliegenden Erfindung erhöht. Überdies besitzen die Sinterlegierungen nach der vorliegenden Erfindung auch eine hohe radiale Bruchfestigkeit im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen der Sinterlegierungen.

Als nächstes wurde ein Abriebtest durchgeführt, bei dem die vorerwähnte Motorsimulationstestvorrichtung kontinuierlich über 30 Stunden betrieben wurde, bei der Ventilsitze, bestehend aus Sinterlegierungen, die die harte Phase A dispergiert enthielten und mit Blei getränkt waren, als Beispiele verwendet wurden, wobei die Ventilsitze bei 350°C gehalten wurden. Nach dieser kontinuierlichen Betätigung der Testvorrichtung wurde der Abriebverlust bei jedem Ventilsitz gemäß den Proben gemessen. Der so gemessene Abrieb oder Verschleißverlust ist in dem Diagramm gemäß Fig. 1 dargestellt. Außerdem wurde die radiale Bruchfestigkeit bzw. Druckfestigkeit jedes Musters gemessen und ist in dem Diagramm gemäß Fig. 2 dargestellt. Die Angabe von "Ni in Prozent" in den Diagrammen, repräsentiert den Prozentanteil der Zugabe von Karbonyl-Nickelpulver. Ein Probenmuster mit "Ni 0%" entspricht einem Vergleichsbeispiel der Sinterlegierung außerhalb der Legierungskomposition nach der vorliegenden Erfindung entsprechend der vorerwähnten Sinterlegierung, die in der japanischen vorläufigen Patentanmeldung 62-10 244 gezeigt ist.

Wie aus den Ergebnissen, die in Fig. 1 dargestellt sind, deutlich ist, nimmt die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung mit zunehmendem Anteil an harter Phase, die zu der Sinterlegierung beigegeben wurde, zu. Oberhalb von 25% an harter Phase tritt jedoch praktisch keine weitere Veränderung ein.

Die Wirkung von Nickel auf den Abrieb oder Verschleißverlust ist derart, daß der Verschleißverlust der Sinterlegierung mit zunehmendem Nickelanteil abnimmt, wobei der Verschleißverlust ein Minimum in der Nähe eines Nickelanteiles von 10 bis 15% aufweist und dann wieder zunimmt, um im wesentlichen auf den gleichen Verschleißwert bei einem Nickelanteil von 30% anzusteigen, der dem Nickelanteil von 0% entspricht.

Beim Vergleich des Abriebes oder Verschleißverlustes für den Fall, wenn der Anteil an harter Phase 15% betrug, zeigten die Muster denen 10% Nickel beigefügt war, weniger als 50% des Verschleißes, den Muster aufwiesen, die kein Nickel enthielten.

Unter Bezugnahme auf das Diagramm gemäß Fig. 2 zeigt sich, daß die radiale Bruchfestigkeit bzw. Druckfestigkeit der Sinterlegierung zunimmt, wenn der Anteil an harter Phase zunimmt. Die Wirkung von Nickel auf die radiale Bruchfestigkeit ist derart, daß die radiale Bruchfestigkeit mit zunehmenden Nickelanteil zunimmt und ein Maximum wird bei einem Nickelanteil von 10 bis 15% erreicht, während sie wieder absinkt, wenn der Nickelanteil weiter steigt, um bei einem Nickelanteil von 30% auf einen Wert zu sinken, der niedriger ist als bei einem Nickelanteil von 0%.

Um entsprechend eine Streuung bezüglich des Verschleißwiderstandes der resultierenden Sinterlegierungen zu vermeiden, wurde der untere Grenzwert der harten Phase auf 5% festgelegt, während der obere Grenzwert auf 15% festgelegt wurde, wobei der am meisten bevorzugte Wert 15% ist. Die Zugabe von harter Phase über den oberen Grenzwert hinaus kann nicht zu einer Verbesserung im Verschleißwiderstand beitragen und beeinträchtigt die Verdichtungsfähigkeit bzw. Kompaktibilität des Rohmaterialpulvers der Sinterlegierung, so daß die Form für die Kompaktierung einem Verschleiß unterworfen ist, während die Produktionskosten für die Sinterlegierung ansteigen. Im Hinblick auf die obigen Ergebnisse in Fig. 1 und 2 ist der untere Grenzwert für den Nickelanteil auf 5% festgelegt worden, der dem Nickel entspricht, das in der Eisenlegierung des Grundrohmateriales bereits enthalten ist, während der obere Grenzwert auf 27% festgelegt wurde, mit dem am meisten bevorzugten Wert bei 10%.

Nachfolgend wurde ein weiterer Abrieb- bzw. Vergleichstest ähnlich dem vorerwähnten Abriebtest durchgeführt unter Verwendung der Motorsimulationstestvorrichtung und bei Änderung der Temperatur des Ventilsitzes (Musters). Das Testergebnis ist in dem Diagramm gemäß Fig. 3 dargestellt. In diesem entspricht die Voll-Linie den Mustern nach der vorliegenden Erfindung, die einen Hartphasenanteil von 15% und einen Nickelanteil von 10% enthielten, während die in unterbrochener Linie repräsentierten Vergleichsbeispiele, die nicht nach der vorliegenden Erfindung hergestellt waren, einen Hartphasenanteil von 15% und einen Nickelanteil von 0% enthielten.

Wie in dem Diagramm nach Fig. 3 gezeigt, haben die Vergleichsmuster einen minimalen Abrieb oder Verschleißverlust bei einer Temperatur von 400 bis 500°C, während sie bei niedrigeren Temperaturen einen geringeren Verschleißwiderstand zeigen. Im Gegensatz hierzu haben die Muster nach der vorliegenden Erfindung einen hervorragenden Verschleißwiderstand über den gesamten Temperaturbereich einschließlich niedriger und hoher Temperaturen.

Als nächstes wurde ein Biegedauertest (Verschleißtest) unter Verwendung eines Vierzylinderflüssiggasmotors mit einem Volumen von 2 Litern durchgeführt, wobei die Motordrehzahl konstant auf 6000 U/min gehalten wurde. Die Zusammensetzungen der Muster, die bei diesem Test verwendet wurden, waren die gleichen, wie die bei dem Test gemäß Fig. 3 verwendeten, so daß die Muster nach der Voll-Linie und der unterbrochenen Linie in Fig. 4 denjenigen in Voll-Linie und unterbrochene Linie in Fig. 3 dargestellten Mustern jeweils entsprechen. Wie aus dem Diagramm gemäß Fig. 4 ersichtlich ist, haben die Muster nach der vorliegenden Erfindung einen geringeren Verschleißverlust nach dem Langzeittest als die Vergleichsmuster. Dies zeigt, daß die Sinterlegierungen nach der vorliegenden Erfindung eine hervorragende Dauerfestigkeit aufweisen.

Als nächstes wurden Untersuchungen ausgeführt, um geeignete Bedingungen für die Herstellung der Sinterlegierung zu finden, bei denen das Verhältnis von Sintertemperatur und Verschleißverlust sowie Radialbruchfestigkeit für die Muster nach der vorliegenden Erfindung und für die Vergleichsmuster jeweils entsprechend denjenigen Mustern erhalten wurde, die in Fig. 3 symbolisiert sind. Entsprechend repräsentieren die Voll-Linien und unterbrochenen Linien in Fig. 5 jeweils die Muster nach der vorliegenden Erfindung (Voll-Linie) bzw. die Vergleichsmuster (unterbrochene Linie) und entsprechen jeweils den Mustern nach der Voll-Linie und der gebrochenen Linie in Fig. 3. Daher wurde bei diesem Test der Abrieb bzw. Verschleißverlust und die radiale Bruchfestigkeit für die Muster gemessen, die unter Veränderung der Sintertemperatur hergestellt wurden. Außerdem symbolisieren die Linien a und a′ den Abrieb bzw. Verschleißverlust, während die Linien b und b′ die radiale Bruchfestigkeit angeben.

Wie in dem Diagramm nach Fig. 5 gezeigt ist, nimmt bei den Vergleichsbeispielen, die durch unterbrochene Linien dargestellt sind, die radiale Bruchfestigkeit mit zunehmender Sintertemperatur zu und der Abrieb oder Verschleißverlust ist geringer und daher ist die resultierende Sinterlegierung bei einer Sintertemperatur über einen Temperaturbereich von 40° stabil erhältlich, wobei die Mitte dieses Bereiches bei 1200°C liegt. Im Gegensatz hierzu ist bei den Mustern nach der vorliegenden Erfindung, die durch Voll-Linien symbolisiert sind, die radiale Bruchfestigkeit höher, bei einer Sintertemperatur innerhalb eines Bereiches von 60°C, wobei die Mitte dieses Temperaturbereiches bei 1175°C und der Abrieb oder Verschleißverlust ist geringer als bei den vorerwähnten Vergleichsbeispielen. Dies zeigt, daß die Zugabe von Nickel eine hohe radiale Bruchfestigkeit bzw. Druckfestigkeit hervorruft und eine gute Wirkung auf den Abrieb oder den Verschleißverlust hat, selbst wenn eine niedrigere Sintertemperatur angewandt wird.

Außerdem wurde ein Test bezüglich der mechanischen Eigenschaften ausgeführt, unter Verwendung der Muster nach der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsmuster, die die gleichen waren, wie diejenigen, die für den Test gemäß Fig. 3 verwendet wurden. Das Testergebnis ist in Fig. 6 dargestellt, in dem Voll-Linien und unterbrochene Linien jeweils wieder die Muster nach der vorliegenden Erfindung bzw. die Vergleichsmuster symbolisieren und daher jeweils der Voll-Linie bzw. den unterbrochenen Linien in Fig. 3 entsprechen. In Fig. 6 geben die Linien c und c′ den linearen Ausdehnungskoeffizienten an, während die Linien d und d′ die radiale Bruch- bzw. Druckfestigkeit symbolisieren.

Das Testergebnis nach Fig. 6 zeigt, daß, obwohl eine Tendenz besteht, daß die radiale Bruchfestigkeit sowohl bei den Mustern nach der vorliegenden Erfindung als auch bei den Vergleichsmustern in einem höheren Temperaturbereich abnimmt, die Muster nach der vorliegenden Erfindung ein sehr hohes Niveau an radialer Bruchfestigkeit bzw. Druckfestigkeit beibehalten. Außerdem sind die Muster nach der vorliegenden Erfindung und die Vergleichsmuster im wesentlichen gleich bezüglich des linearen Ausdehnungskoeffizienten. Dies beinhaltet den Vorteil für die Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung, daß keine Möglichkeit besteht, daß der Ventilsitz für den Fall, daß der Ventilsitz in einem Motorzylinder eingesetzt ist, aus diesem herausfällt.

Es wird darauf hingewiesen, daß die Eisenlegierung, die für die Herstellung der Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung verwendet wird, Nickel und Molybdän enthält, die hauptsächlich zur Verbesserung der Festigkeit des Grundgefüges beitragen. In diesem Zusammenhang wird darauf hingewiesen, daß dann, wenn der Anteil von Nickel und Molybdän jeweils weniger als 0,5% beträgt, die Wirkung auf die Verbesserung der Festigkeit unzureichend ist, während selbst dann, wenn die Anteile jeweils mehr als 3% betragen, die Wirkung bei gesteigerten Kosten geringer ist. Außerdem bewirkt eine übermäßige Beigabe von Molybdän eine Verringerung des Oxidationswiderstandes der Sinterlegierung. Betreffend Kobalt ist dann, wenn sein Anteil geringer ist als 5,5%, die Härte der Sinterlegierung bei hohen Temperaturen unzureichend, während dann, wenn sein Anteil 7,5% übersteigt, die Verdichtungsfähigkeit und Kompaktibilität des Rohmaterialpulvers beeinträchtigt wird. Kohlenstoff wird vorzugsweise in Form von Graphit beigegeben und in einer Menge, die im Bereich von 0,4 bis 1,2% liegt, wobei ein Verlust beim Sintern mit berücksichtigt wird. Eine wesentlich geringere Beigabe von Kohlenstoff führt zu einer unzureichenden Härte der Sinterlegierung und daher wird ein Kohlenstoffanteil von nicht weniger als 0,3% nach dem Sintern bevorzugt. Ein zu hoher Anteil von Kohlenstoff veranlaßt Cementit auszukristallisieren und veranlaßt die harte Phase, sich über das Grundgefüge zu verteilen und abzunehmen und hierdurch die Verschleißfestigkeit der gesinterten Legierung zu beeinträchtigen. Somit ist ein Kohlenstoffanteil nach dem Sintern von 1,1% ein oberer Grenzwert.

Es gibt zwei intermetallische Verbindungen, die für die harte Phase geeignet sind, wie oben erläutert, d. h. die eine intermetallische Verbindung enthält im wesentlichen Molybdän im Bereich von 33 bis 36%, Silicium im Bereich von 4 bis 12% und dem Rest im wesentlichen Kobalt, während die andere intermetallische Verbindung bzw. Phase im wesentlichen Molybdän im Bereich von 26 bis 30%, Chrom im Bereich von 7 bis 9%, Silicium im Bereich von 2 bis 3% und den Rest im wesentlichen Kobalt enthält. Von diesen ist die letztere, die Chrom enthält, in ihrem Verschleißwiderstand günstiger und besser und hat eine Tendenz, die erwarteten Eigenschaften der Sinterlegierung in einem weiten Temperaturbereich tatsächlich zu bewirken.

Durch Zugabe des Nickelpulvers wird bei der Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung ein austenitisches Gefüge ausgebildet und in dem Grundgefüge verteilt, das Sorbit und/oder Bainit enthält, um hierdurch die Zähigkeit des Gesamtgefüges zu verbessern und den Verschleiß eines Ventiles zu minimieren, das mit dem Ventilsitz in Kontakt kommt, der aus der Sinterlegierung nach der vorliegenden Erfindung besteht. Allgemein wird eine Sinterlegierung des Typs, bei dem eine harte Phase in dieser verteilt ist, die Verschleißfestigkeit verbessert, jedoch besteht die Neigung, daß die Festigkeit vermindert wird. Diesbezüglich ist die Beigabe von Nickel nach der vorliegenden Erfindung wirksam, um das Grundgefüge zu festigen und ist daher für den Zweck der Verbesserung der Leistungsfähigkeit eines Ventilsitzes besonders günstig.

Es ist deutlich, daß die gesinterte Legierung, die mit Blei getränkt ist, geeignet ist, um als Material eines Ventilsitzes für Flüssiggasmotoren zu dienen, während die Sinterlegierung, die nicht mit Blei getränkt ist, geeignet ist für Motoren, die mit Kraftstoff betrieben werden, der eine verhältnismäßig hohe Menge von Bleiverbindungen enthält. Für Dieselmotoren wird bevorzugt als Material für Ventilsitz eine Sinterlegierung zu verwenden, deren Sintertemperatur geringfügig höher ist, um die Dichte der resultierenden Sinterlegierung zu erhöhen.

Die Erfindung betrifft eine hochtemperatur-verschleißfeste Sinterlegierung, geeignet als Material für einen Ventilsitz in einem Kraftfahrzeugmotor. Das Grundgefüge der Sinterlegierung besteht im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen. Das Gefüge wird aus einer Mischung von zumindest einer der Gefügekomponenten Sorbit, Bainit und Austenit gebildet. Außerdem enthält das Gefüge eine harte Phase, die in diesem verteilt ist und zumindest Silicium, Molybdän und Kobalt enthält. Die Sinterlegierung mit einem derartigen Aufbau besitzt eine hohe Festigkeit und einen hohen Verschleißwiderstand bei hohen Temperaturen, unabhängig von der Art des Motors und der Art des Kraftstoffes, wenn dieses Material als Ventilsitz verwendet wird, während die Produktionskosten für diese Legierung niedrig gehalten sind.

Claims (7)

1. Hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung, gekennzeichnet durch ein Gefüge enthaltend im wesentlichen Kohlenstoff in einem Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel in einem Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän in einem Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt in einem Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen, wobei das Gefüge eine Mischung aus Sorbit und/oder Bainit und Austenit enthält, wobei das Gefüge eine harte Phase aufweist, die einen Anteil von 5 bis 25 Gew.-% bildet und in dem Gefüge verteilt ist.

2. Hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung, enthaltend im wesentlichen Eisen im Bereich von 0,3 bis 1,1 Gew.-%, Silicium im Bereich von 0,2 bis 3 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 1,9 bis 12 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5 bis 23 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen, wobei die Sinterlegierung ein Grundgefüge aufweist, enthaltend im wesentlichen Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 4,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen, wobei das Grundgefüge aus einer Mischung von Sorbit und/oder Bainit und Austenit besteht, wobei das Grundgefüge eine harte Phase aufweist, die einen Anteil von 5 bis 25 Gew.-% bildet und in dem Grundgefüge verteilt ist, wobei die harte Phase im wesentlichen aus Silicium im Bereich von 4 bis 12 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 33 bis 36 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Kobalt besteht.

3. Hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch Blei, mit dem die Sinterlegierung getränkt ist, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei gefüllt sind.

4. Hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung enthaltend im wesentlichen Kohlenstoff im Bereich von 0,3 bis 1,1 Gew.-%, Silicium im Bereich von 0,1 bis 0,75 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,35 bis 2,25 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 1,5 bis 10 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 5 bis 23 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen, wobei die Sinterlegierung ein Grundgefüge aufweist, das im wesentlichen enthält Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen, wobei das Grundgefüge aus einer Mischung von Sorbit und/oder Bainit und Austenit besteht, das Grundgefüge eine harte Phase aufweist, die einen Anteil von 5 bis 25 Gew.-% ausmacht und in dem Grundgefüge verteilt ist, wobei die harte Phase im wesentlichen Silicium im Bereich von 2 bis 3 Gew.-%, Chrom im Bereich von 7 bis 9 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 26 bis 30 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Kobalt enthält.

5. Hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch Blei, mit dem die Sinterlegierung getränkt ist, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei gefüllt sind.

6. Hochtemperatur-verschleißbeständige Sinterlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch Blei, mit dem die Sinterlegierung getränkt ist, so daß die Poren der Sinterlegierung mit Blei gefüllt sind.

7. Verwendung einer hochtemperatur-verschleißbeständigen Sinterlegierung für einen Ventilsitz in einem Kraftfahrzeug, gebildet aus einer hochtemperatur-verschleißbeständigen Sinterlegierung, enthaltend ein Grundgefüge bestehend im wesentlichen aus Kohlenstoff im Bereich von 0,45 bis 1,15 Gew.-%, Nickel im Bereich von 5,4 bis 27 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,4 bis 2,7 Gew.-%, Kobalt im Bereich von 4,2 bis 7,2 Gew.-% und dem Rest im wesentlichen Eisen, wobei dieses Grundgefüge aus einer Mischung von Sorbit und/oder Bainit und Austenit besteht und das Gefüge eine harte Phase in einem Anteil im Bereich von 5 bis 25 Gew.-% enthält, die in dem Gefüge verteilt ist.