DE602004007530T2

DE602004007530T2 - Gesinterte legierung auf eisenbasis und herstellungsverfahren dafür

Info

Publication number: DE602004007530T2
Application number: DE602004007530T
Authority: DE
Inventors: Hiroshi Toyota-shi Okajima; Satoshi Chiyoda-ku UENOSONO
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 2003-08-28
Filing date: 2004-08-19
Publication date: 2008-03-13
Anticipated expiration: 2024-08-20
Also published as: US7749298B2; DE602004007530D1; JP4291639B2; US20070154339A1; JP2005068452A; EP1663550A1; WO2005021190A1; EP1663550B1

Description

GEBIET DER TECHNIK
Die vorliegende Erfindung betrifft eine gesinterte Legierung auf Eisenbasis mit ausgezeichneter Beständigkeit gegen Anlasserweichung und ein Herstellungsverfahren dafür. Genauer betrifft sie eine gesinterte Legierung auf Eisenbasis, die eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufweist, ein Gegenmaterial weniger stark angreift und weniger zur Kontaktermüdung neigt und außerdem „Net Shape"-geeignet ist, sowie ein Herstellungsverfahren dafür.
STAND DER TECHNIK
Bisher werden gesinterte Legierungen auf Eisenbasis als Materialien für Maschinenelemente wie Motornockenwellen verwendet, die sich an anderen Elementen entlang gleiten, wobei sie einer hohen Oberflächen-Kontaktspannung ausgesetzt sind. Vorhandene gesinterte Legierungen auf Eisenbasis zur Verwendung in Nockenwellen werden allgemein durch Flüssigphasensintern unter Verwendung von Materialien mit hohem Kohlenstoffanteil (etwa 1,5 bis 3 Masse%) hergestellt. Dies soll durch Erhöhen der Dichte und durch Dispergieren von groben Carbiden (Korngröße von etwa einigen μm bis mehreren zehn μm) die Verschleißfestigkeit erhöhen. Da dies durch eine Fest/Flüssig-Mischphase geschieht, bietet dies auch den Vorteil, dass eine Diffusionsfügung eines Nockenstücks und einer Welle gleichzeitig mit dem Sintern möglich ist. Andererseits wird auch ein Festphasensintern angewendet. Für diesen Fall gibt es ein Verfahren der Zusammenfügung eines Nockenstücks mit einer Welle mittels mechanischen Fügens, Rohrspreizungsfügens oder Aufschrumpfens nach der Sinterung und Wärmebehandlung. Aufschrumpfen ist am günstigsten für die Verringerung einer Belastung durch eine Schleifbehandlung der Oberfläche. Vorhandene gesinterte Legierungen auf Eisenbasis dieser Art können beispielsweise diejenigen einschließen, die im Patentdokument 1 beschrieben sind. [Patentdokument 1] Japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 63-42357 .
Jedoch wird in den letzten Jahren eine endformnahe Formgebung, ein so genanntes „Net Shaping" für Teile mit gesinterten Legierungen gefordert. Der Grund dafür ist, dass der Bedarf an einer Vereinfachung der Arbeitsschritte oder einer Erhöhung des Freiheitsgrads für Profile, insbesondere Nockenstücke, zunimmt. Für diesen Zweck werfen vorhandene gesinterte Legierungen auf Eisenbasis die folgenden Probleme auf. Erstens werfen sie im Fall einer Flüssigphasensinterung das Problem auf, dass die Schrumpfung beim Sintern stark ist und die Oberflächenflachheit schlecht. Daher ist eine Schleifbehandlung der Oberfläche unverzichtbar und die Forderung nach einer endformnahen Formgebung kann nicht erfüllt werden. Im Fall einer Zusammenfügung mit einer Welle durch mechanisches Fügen oder durch Rohrspreizungsfügung mittels Festphasensinterns ergibt sich dagegen das Problem, dass die Konzentrizität mit der Welle schlecht ist. Daher kann auf eine Schleifbehandlung der Oberfläche bei Nockenprofiloberflächen keineswegs verzichtet werden. Ferner werden in diesem Fall grobe Carbidkörner in den gesinterten Legierungen auf Eisenbasis verteilt. Daher kommt es zu dem Problem, dass Gegenmaterialien bei einem aneinander entlang Gleiten angegriffen werden. Die Anwendung von Festphasensintern und Aufschrumpfen ist im Hinblick auf eine endformnahe Formgebung von Vorteil, aber sie wirft das Problem auf, dass die Härte nicht in ausreichendem Maß sichergestellt werden kann. Der Grund dafür ist, dass das Nockenstück beim Aufschrumpfen angelassen wird. Somit ist die Haltbarkeit ungenügend. Ferner betreffen EP-A-677591 und JP-A-3061349 Cr-Legierungsstähle für die Pulvermetallurgie, die Cr-Carbide und Metallcarbide der Gruppe 4a und/oder 5a aufweisen.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung wurde angesichts der geschilderten Lage im Hinblick auf gesinterte Legierungen auf Eisenbasis gemacht. Das heißt, ihre Aufgabe ist die Schaffung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis mit ausgezeichneter Formtreue und Verschleißbeständigkeit, die Gegenmaterialien weniger stark angreift und die nach dem Anlassen ausreichend hart ist, ebenso wie ein Herstellungsverfahren dafür. Es soll den Bedarf nach einer endformnahen Formgebung für ein Element wie ein Nockenstück erfüllen.

Eine gesinterte Legierung auf Eisenbasis der vorliegenden Erfindung hat eine Zusammensetzung, die in einer Martensit aufweisenden Matrix Cr₇C₃-Carbid, Mo₇C₃-Carbid und M₇C₃-Carbide enthält (M steht für eines oder mehrere Elemente, die ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus Metallen der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a), und die Folgendes aufweist:

Cr:	1 bis 3,5 Masse%
Mo:	0,2 bis 0,9 Masse%
Metall der Gruppe 4a oder 5a:	0,1 bis 0,5 Masse % (stärker bevorzugt 0,18 bis 0,38 Masse%), als V umgewandelt
C:	0,7 bis 1,1 Masse%
Mn:	0,7 Masse% oder weniger und

zu übrigen Teilen Fe und Verunreinigungen

In einem Fall, wo das Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a nicht V ist, wird sein Zusammensetzungsbereich auf der Basis von Atomgewichten zwischen dem Metall und V (hier und im Folgenden) umgewandelt. Das Metall der Gruppe 4a kann irgendeines von Ti, Zr oder Hf sein, und das Metall der Gruppe 5a kann irgendeines von V, Nb und Ta sein.
Ferner ist ein Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis gemäß der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis, welches die folgenden Schritte aufweist: Mischen eines Legierungspulvers einer Zusammensetzung, die Folgendes aufweist: Cr: 1 bis 3,5 Masse%, Mo: 0,2 bis 0,9 Masse%, Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a: 0,1 bis 0,5 Masse% (stärker bevorzugt 0,18 bis 0,38 Masse%), Mn: 0,7 Masse% oder weniger und zu übrigen Teilen Eisen und Verunreinigungen, und eines Kohlepulvers in einem Verhältnis von Kohlepulver zu Legierungspulver im Bereich von 0,8 bis 1,1 Masse%; Verdichten der Mischung, Sintern des verdichteten Körpers und Durchführung einer Abschreckung ausgehend von einer Temperatur von 800 °C oder mehr, nachdem die Temperatur des gesinterten Körpers auf 150 °C oder darunter gesunken ist. In diesem Fall kann auch ein Schmiermittel zusätzlich zum Legierungspulver und zum Kohlepulver untergemischt werden.
In der gesinterten Legierung auf Eisenbasis der vorliegenden Erfindung ist der Kohlenstoffanteil nicht so hoch, und daher wird das Sintern als Festphasensintern durchgeführt. Dann sind bereits im Stadium nach dem Sintern winzige Kristallisationskerne von M₇C₃-Carbiden, in denen M ein Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a ist, vorhanden. Dann fallen die M₇C₃-Carbide durch die Erwärmung vor dem Abschrecken aus, wobei mit den winzigen Kristallisationskernen als Initiierungsstellen auch Cr und Mo eingeschlossen werden. Im Stadium nach dem Abschrecken sind verschiedene Bestandteilselemente, die oben beschrieben sind, teils als M₇C₃-Carbide vorhanden, während der übrige Teil in der Fe-Matrix gelöste Feststoffe sind. Daher liegt die Matrix in einer Martensitstruktur vor. Dann liegen die M₇C₃-Carbide in der Martensitmatrix vor. Die Carbide bewirken eine „Nadelbildung" bzw. ein Pinning an der Korngrenze des Martensits während des anschließenden Anlassens, wodurch die Bildung von groben martensitischen Körnern verhindert wird. Dies erhöht die Grundhärte der Eisenlegierung und gewährleistet die Härte der gesinterten Eisenlegierung nach dem Anlassen.
Wie oben beschrieben kann in der vorliegenden Erfindung ein Festphasensintern durchgeführt werden, und daher sind Formtreue und Oberflächenflachheit ausgezeichnet, und eine anschließende Schleifbehandlung der Oberfläche ist nicht nötig. In dem Fall, dass eine Zusammenfügung durch Aufschrumpfen mit einem anderen Element durchgeführt wird (beispielsweise Nockenstück und Welle), kann die Härte nach dem Aufschrumpfen gewährleistet werden. Wie oben beschrieben, wird eine gesinterte Legierung auf Eisenbasis erreicht, die „Net Shape"-geeignet ist und die eine hohe Anlassbeständigkeit aufweist, ebenso wie ein Herstellungsverfahren dafür. Legierungspulver auf Eisenbasis, das als Rohmaterial verwendet wird, kann, zusätzlich zu jedem der oben beschriebenen Legierungsbestandteile, auch Elemente enthalten, die im Allgemeinen in Stählen enthalten sind, wie unvermeidliche Verunreinigungen.
In der gesinterten Legierung auf Eisenbasis und dem zugehörigen Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung liegt die durchschnittliche Korngröße von Carbiden im Stadium nach dem Abschrecken vorzugsweise bei 400 nm oder weniger. Der Grund dafür ist, dass der Nadelungseffekt an der Kristallkorngrenze abnimmt und Gegenmaterialien beim Entlanggleiten stärker angegriffen werden, wenn die Carbide zu groß sind. Die durchschnittliche Korngröße von Carbiden kann mit einem Scanning-Elektrodenmikroskop oder einem Transmissions-Elektrodenmikroskop gemessen werden.
Ferner liegt bei der gesinterten Legierung auf Eisenbasis und dem Herstellungsverfahren dafür gemäß der vorliegenden Erfindung das Verhältnis von Cr, Mo und Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a in den Carbiden zur gesamten gesinterten Legierung auf Eisenbasis im Stadium nach dem Abschrecken in Bereichen von 0,6 bis 0,9 Masse% für Cr, 0,05 bis 0,3 Masse% für Mo und 0,1 bis 0,4 Masse% für Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a. Das heißt, die verbliebenen Cr, Mo und Metalle der Gruppe 4a oder Gruppe 5a sind in der Matrix gelöste Feststoffe. Dies kann eine notwendige und ausreichende Menge an M₇C₃-Carbiden und eine Stabilisierung von Martensit der Matrix sicherstellen.
Ferner ist es in einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis und dem Herstellungsverfahren dafür gemäß der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass der Sauerstoffgehalt im Stadium nach dem Sintern unter 0,2 Masse% liegt. Dies kann dadurch erreicht werden, dass die Verweiltemperatur während des Sinterns bei 1200 °C oder höher gehalten wird. Der Grund dafür ist, dass Cr-Oxide in dem Legierungspulver des Rohmaterials reduziert werden. Das Sintern wird durch einen niedrigen Sauerstoffgehalt gefördert, so dass die Festigkeit der gesinterten Legierung auf Eisenbasis nach dem Abschrecken und nach dem Anlassen sichergestellt werden kann.
Ferner ist es bei der gesinterten Legierung auf Eisenbasis und dem Herstellungsverfahren dafür gemäß der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass die Verweiltemperatur vor dem Abschrecken in einem Bereich von 820 bis 910 °C liegt. Ferner ist es bevorzugt, dass die Verweilzeit bei der Verweiltemperatur 25 min oder mehr ist.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
1 ist ein Graph, der einen Überblick über die thermische Hysterese im Herstellungsschritt einer Nockenwelle in einer bevorzugten Ausführungsform zeigt.
2 ist ein Graph, der eine thermische Hysterese in einem Fall zeigt, in dem ein Abschrecken unmittelbar nach dem Sintern angewendet wird.
3 ist ein Graph, der eine thermische Hysterese in einem Fall zeigt, in dem die Abschrecktemperatur im Laufe des Abkühlens nach dem Sintern und Abschrecken beibehalten wird.
4 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen Anlasstemperatur und Härte zeigt.
5 ist eine Darstellung, die ein Testverfahren für die Verschleißbeständigkeit und die Beeinträchtigung von Gegenmaterialien erläutert.
BESTE WEISE FÜR DIE DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
Eine bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird im Einzelnen beschrieben. In dieser Ausführungsform wird die vorliegende Erfindung auf ein Verfahren zur Herstellung eines Nockenstücks zur Verwendung in einem Verbrennungsmotor mittels Festphasensinterns ausgehend von einem Legierungspulver und einem Kohlepulver als Haupt-Rohmaterialien angewendet. In dieser Ausführungsform wird sie auf ein Verfahren angewendet, bei dem keine Schleifbehandlung der Oberfläche durchgeführt wird und ein Nockenstück durch Aufschrumpfen mit einer Welle zusammengefügt wird.
In dieser Ausführungsform werden Legierungspulver und Kohlepulver als Haupt-Rohmaterialien verwendet. Das Legierungspulver ist eine Quelle für Elemente außer C unter verschiedenen Bestandteilen der gesinterten Legierung auf Eisenbasis nach dem Sintern. Das Kohlepulver ist eine Quelle für C unter verschiedenen Bestandteilen der Legierung auf Eisenbasis nach dem Sintern. Somit muss das in dieser Ausführungsform verwendete Legierungspulver Fe als Hauptbestandteil enthalten und muss Cr, Mo und Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a als Legierungselemente enthalten. Das Metall der Gruppe 4a kann irgendeines von Ti, Zr und Hf sein, während das Metall der Gruppe 5a irgendeines von V, Nb und Ta sein kann. Außerdem können Elemente, die im Allgemeinen in Stählen als unvermeidliche Verunreinigungen vorhanden sind, natürlicherweise vorhanden sein. Dagegen kann der C-Gehalt im Legierungspulver so gering wie möglich sein. Der Grund dafür ist, dass C vom Kohlepulver geliefert wird. In dieser Ausführungsform wird Pulver aus Schmiermittel als Rohmaterialpulver außer den oben beschriebenen verwendet. Dies wird im Allgemeinen in der Pulvermetallurgie eingesetzt.
In dieser Ausführungsform werden die oben beschriebenen Rohmaterialpulver miteinander vermischt und zu einer endformnahen Form eines Nockenstücks kompaktiert. Das so erhaltene Nockenstück wird mittels Aufschrumpfens mit der Welle zusammengefügt. Somit wird die Nockenwelle ohne einen Oberflächen-Beschleifungsschritt gefertigt. 1 zeigt einen Überblick über eine thermische Hysterese vom Sintern zum Aufschrumpfen. In 1 entspricht ein Abschnitt, der mit „Sintern" bezeichnet ist, dem Sintern, ein Abschnitt, der mit „Abschrecken" bezeichnet ist, entspricht dem Abschrecken und ein Abschnitt, der mit „Anlassen" bezeichnet ist, entspricht dem Aufschrumpfen.
In diesem Fall liegen Kristallisationskerne von M₇C₃-Carbiden bereits im Endstadium des Sinterns in der Matrix vor. In diesem Stadium ist jedoch fast alles M in den Carbiden ein Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a. Der Grund dafür ist, dass im Vergleich zu Carbiden anderer Metalle Carbide von Metallen dieser Art auch bei hohen Temperaturen stabil vorliegenden können. Nach dem Sintern und vor dem Abschrecken wird dann die Temperatur des gesinterten Produkts einmal auf 150 °C oder darunter gesenkt. Somit wird eine A₃-Transformation abgeschlossen und eine Martensit- oder Bainittextur wird als Matrix gebildet.
Anschließend wird das gesinterte Produkt wieder erwärmt und für eine Weile warm gehalten, um ein Abschrecken durchführen zu können. Während die Temperatur gehalten wird, wachsen die Kristallisationskerne der M₇C₃-Carbide in gewissem Umfang. In diesem Stadium werden nicht nur die Metalle der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a, sondern auch Cr und Mo in M₇C₃-Carbiden aufgenommen. Somit wird ein Zustand erreicht, in dem feine Carbide mit einer durchschnittlichen Korngröße von etwa 400 nm in der Matrix (dem Grundmetall) dispergiert sind. In diesem Stadium wird ein Abschrecken durchgeführt. Somit werden Korngrenzen der Matrix durch die feinen Carbide genadelt, wodurch man eine martensitische Textur erhält, die feine Kristallkörper aufweist. Ferner sind supergesättigtes C und Legierungselemente in gewissem Umfang nach dem Abschrecken als Feststoffe in der Matrix gelöst.
Das so erhaltene Nockenstück wird durch Aufschrumpfen mit der Welle zusammengefügt. Eine Beschleifung der Oberfläche ist in diesem Fall nicht notwendig. Der Grund dafür ist, dass sie durch Festphasensinterung mit ausgezeichneter Formtreue und Oberflächenflachheit gebildet wird. Ferner weist das Nockenstück nach dem Aufschrumpfen eine ausreichende Verschleißfestigkeit, Härte und Festigkeit als Nockenwelle zur Verwendung in Verbrennungsmotoren auf. Der Grund dafür ist, dass die Matrix aus Martensit aufgebaut ist, feine M₇C₃-Carbide dispergiert sind und sie ferner eine Textur von feinen Kristallkörpern aufweist. Andererseits greift sie Gegenmaterialien bei einem Entlanggleiten nicht so stark an. Das heißt, sie ist wesentlich schonender für Gegenmaterialien. Der Grund dafür ist, dass die durchschnittliche Korngröße von M₇C₃-Carbiden lediglich bei 400 nm liegt.
Nun wird das Ergebnis einer Untersuchung, ob Eigenschaften, die mit den oben Beschriebenen identisch sind, in Fällen erhalten werden können, in denen eine thermische Hysterese verwendet wird, die sich von der in 1 dargestellten unterscheidet, oder nicht, beschrieben. 2 zeigt eine thermische Hysterese im Falle einer Abschreckung auf eine Raumtemperatur unmittelbar nach dem Sintern. 3 zeigt eine thermische Hysterese in dem Fall, dass die Abschreckungstemperatur im Laufe des Abkühlens nach dem Sintern gehalten wird und dann eine Abschreckung durchgeführt wird. Gemäß Versuchen, die von den vorgestellten Erfindern durchgeführt wurden, konnte eine ausreichende Fällung von M₇C₃-Carbiden weder in 2 noch in 3 erhalten werden. Demgemäß wurden sie durch Anlassen nach dem Aufschrumpfen erweicht, und es konnte nach dem Aufschrumpfen keine ausreichende Festigkeit erhalten werden. Man nimmt an, dass der Grund dafür, dass nicht genug Carbide durch die thermische Hysterese von 2 erhalten werden können, dem Fehlen einer Zeitsteuerung zum Züchten der M₇C₃-Carbide zuzuschreiben ist. Das heißt, Kristallisationskerne von Carbiden sind auch bei dieser thermischen Hysterese im Endstadium des Sinterns vorhanden. Sie wachsen jedoch nicht. Ferner war auch in einem Fall, wo die Abschreckungstemperatur im Laufe des Kühlens nach dem Sintern gehalten wird, wie in 3 dargestellt, das Wachstum der Carbide nicht ausreichend. Als Grund wird angenommen, dass, da die martensitische Textur der Matrix während der Temperaturhaltung noch nicht ausgebildet ist, das Halten der Temperatur in diesem Stadium nicht zum Wachstum von Carbidkristallisationskernen führt. Wie oben beschrieben, ist es in dieser Ausführungsform notwendig, nach dem Sintern einmal auf nahe Raumtemperatur zu kühlen und dann anschließend ein Abschrecken durchzuführen wie in 1 dargestellt.
Auch bei der in 2 und 3 dargestellten thermischen Hysterese kann eine Fällung von M₇C₃-Carbiden durch weiteres Erhöhen des Gehalts an Metallen der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a erhalten werden. Die Verwendung eines solchen Mittels ist jedoch nicht bevorzugt. Das liegt daran, dass abgesehen von dem Kostenproblem keine gesinterte Legierung mit hoher Dichte erhalten werden kann. Der Grund dafür ist, dass Legierungspulver, das eine große Menge von Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a enthält, selbst hart ist. Somit bleiben eine große Menge an Hohlräumen während des Verdichtens zurück, und es können nur gesinterte Legierungen mit niedriger Dichte erhalten werden. Somit ist die Verschleißfestigkeit ungenügend.
Weiter muss der Zusammensetzungsbereich für jedes Legierungselement untersucht werden. Beginnend mit Cr, liegt dessen bevorzugter Bereich bei 1 bis 3,5 Masse%, insbesondere bei 1 bis 2,5 Masse%. Der bevorzugte Bereich von Mo liegt bei 0,2 bis 0,9 Masse%, insbesondere bei 0,4 bis 0,9 Masse%. Der bevorzugte Bereich eines Metalls der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a liegt im Fall von V im Bereich von 0,1 bis 0,5 %. Im Fall eines Elements, bei dem es sich nicht um V handelt, kann es ausreichend sein, dass der umgewandelte Wert, der durch Teilen des Anteils des Elementes (Masse%) durch das Atomgewicht des Elements, was dann mit dem Atomgewicht von V multipliziert wird, erhalten wird, im oben beschriebenen Bereich liegt. In dem Fall, dass zwei oder mehr Metalle der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a enthalten sind, kann die Summe der Umwandlungswerte für jedes der oben beschriebenen Elemente (wobei V bleibt wie es ist) im oben beschriebenen Bereich liegen. Solche Elemente sind solche, die den Bestandteil (M) der M₇C₃-Carbide darstellen. Somit entsteht in einem Fall, wo sie nicht ausreichen, das Problem, dass nicht genügend M₇C₃-Carbide gebildet werden. Insbesondere ist das Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a für die Bildung der Kristallisationskerne als Ausgangsstellen, an denen M₇C₃-Carbide ausgefällt werden, unverzichtbar. In einem Fall, wo zu viele davon vorhanden sind, entsteht andererseits das Problem, das grobe M₇C₃-Carbide gebildet werden, die dazu neigen, Gegenmaterialien beim Entlanggleiten anzugreifen. Da solche Elemente eine starke Affinität für Sauerstoff O haben, besteht außerdem Grund zur Sorge, dass O während des Sinterns oder dergleichen eingebaut wird, wodurch die Festigkeit der gesinterten Legierung abnimmt. Natürlich führt dies auch zum Problem der Kostensteigerung. Für diese und für Mn kann in Betracht gezogen werden, dass ein Anteil am Legierungspulver aus den Rohmaterialbestandteilen wie sie ein Anteil an der gesinterten Legierung (als Summe aus Matrix und Ausfällungen) sind.
Für C (Kohlepulver) ist ein bevorzugter Bereich für dessen Mischungsverhältnis 0,8 bis 1,1 Masse%. In einem Fall, wo C nicht ausreicht, zeigt sich, dass nicht genügend M₇C₃-Carbide gebildet werden. In einem Fall, wo C im Übermaß vorhanden ist, kann es dagegen möglich sein, dass grobe M₇C₃-Carbide gebildet werden oder Heterophasen wie Cementit oder Perlit. Da das Sintern zum Flüssigphasensintern tendiert, ist es auch im Hinblick auf Formtreue und Oberflächenflachheit von Nachteil. Ein bevorzugter Bereich für den Mn-Gehalt ist 0,7 Masse% oder weniger. Da Mn den Sauerstoffgehalt durch eine Deoxidationswirkung senkt, hat es die Wirkung, dass ein gesintertes Produkt hoher Härte leicht erhalten wird. Da Mn, anders als Si, keine groben Carbide bildet, zeigt es jedoch eine wesentlich geringere Angreifung von Gegenmaterialien. Daher ist es bevorzugt, dass Mn zu 0,09 Masse% oder mehr, insbesondere zu 0,3 Masse% oder mehr enthalten ist. In einem Fall, wo der Mn-Gehalt zu hoch ist, ist die Obergrenze jedoch als 0,7 Masse% (stärker bevorzugt 0,62 Masse%) definiert, da die Form des Legierungspulvers gerundet ist, was die Formbarkeit verschlechtert.
Anschließend müssen die Bedingungen für die Temperatur in jedem Schritt usw. untersucht werden. Zunächst liegt die Sintertemperatur vorzugsweise bei 1200 °C oder höher. Es wurde bisher davon ausgegangen, dass eine Sintertemperatur von etwa 1120 °C ausreicht. In der vorliegenden Erfindung wird jedoch das Sintern bei 1200 °C oder mehr durchgeführt, was höher ist als normal, und daher werden Oxide von Metallen (insbesondere Cr), die im Legierungspulver des Rohmaterials enthalten sind, ausreichend reduziert. Dies kann den O-Gehalt in der gesinterten Legierung auf unter 0,20 Masse% senken (etwa 0,25 bis 0,35 Masse% im Fall einer Sinterung bei etwa 1120 °C). Dies ist vorteilhaft im Hinblick auf die Gewährleistung der Festigkeit des Nockenstücks nach dem Aufschrumpfen. In dem Fall, dass die Sintertemperatur zu hoch ist, kommt es ferner zu einer Verschlechterung der Formtreue und einer Kostensteigerung, was unerwünscht ist. Somit liegt sie vorzugsweise bei 1300 °C oder darunter.
Nach dem Sintern ist es notwendig, die Temperatur des gesinterten Körpers einmal auf nahe Raumtemperatur abzukühlen. Dies dient dem ausreichenden Wachstum von M₇C₃-Carbiden, wie sich auch in dem Ergebnis der oben beschriebenen Untersuchung der thermischen Hysterese zeigt. Das heißt, die vorgestellten Erfinder nehmen an, dass eine martensitische Textur der Matrix, die für das Wachstum der M₇C₃-Carbide notwendig ist, durch Senken der Temperatur des gesinterten Körpers nach dem Sintern einmal bis auf nahe Raumtemperatur ausreichend gebildet werden kann. Als Ergebnis einer weiteren Untersuchung, die von den vorgestellten Erfindern durchgeführt wurde, wurde gefunden, dass es notwendig ist, dass die Temperatur des gesinterten Körpers nach dem Sintern einmal auf 150° oder niedriger gesenkt wird, um die oben beschriebene Wirkung zu erzielen.
Dann wird die Haltetemperatur vor dem Abschrecken bei 800 °C oder höher gehalten. In einem Fall, wo die Haltetemperatur niedriger ist, führt dies natürlich zu ungenügender Abschreckung. Daher reicht die Härte der Matrix nicht aus. In einem Fall, wo die Haltetemperatur zu hoch ist, sind die M₇C₃-Carbide dagegen eher verringert, was es schwierig macht, die angestrebten Eigenschaften zu erhalten. Daher liegt die Haltetemperatur vorzugsweise bei 910 °C oder darunter. Ein besonders bevorzugter Bereich der Haltetemperatur liegt bei 820 °C bis 840 °C. Ferner ist es bevorzugt, dass eine Haltezeit bei der Haltetemperatur von 25 min oder mehr sichergestellt ist, um Kristallisationskerne von M₇C₃-Carbide in gewissem Umfang zu züchten. Auf diese Weise kann eine gesinterte Legierung mit einer ausreichenden Härte durch Ausscheidungsverfestigung aufgrund der Fällung von M₇C₃-Carbiden erhalten werden. Kristallkörner aus Martensit sind außerdem beträchtlich fein und es wird davon ausgegangen, dass dies auch zur Härte beiträgt. Der Grund dafür ist, dass M₇C₃-Carbide dispergiert sind und die Wirkung haben, martensitische Korngrenzen zu nadeln.
Ein anschließendes Aufschrumpfen, d.h. ein Anlassen wird vorzugsweise bei 300 °C oder weniger durchgeführt. Der Grund dafür ist, dass die Härte der gesinterten Legierung nach dem Anlassen umso niedriger ist, je höher die Anlasstemperatur ist, wie von dem Graphen in 4 dargestellt. Ferner besteht in einem Fall, wo die Anlasstemperatur hoch ist, eine Neigung zur Anlassversprödung. Der in 4 dargestellte Graph zeigt einen Fall einer Fe-Cr-Mo-V-Legierung gemäß dieser Ausführungsform und einen Fall einer Fe-Mo-Legierung zum Vergleich. Während der Trend zur Anlasstemperatur identisch ist, ist die Fe-Cr-Mo-V-Legierung insgesamt angesichts der Härte besser. Ferner behindert in einem Fall, in dem die Aufschrumpfungstemperatur zu niedrig ist, dies natürlich den Aufschrumpfungsvorgang an sich.
[Beispiel]

Nachstehend sind Beispiele und Vergleichsbeispiele dargestellt. In den Beispielen und Vergleichsbeispielen wurde für Spezies von Metallen der Gruppe 4a oder 5a in allen Fällen V verwendet, das zur Gruppe 5a gehört. Dann wurden als Legierungspulver für das Rohmaterial die im Handel erhältlichen fertigen Legierungspulver mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen verwendet. In jedem dieser Fälle besteht der Rest im Wesentlichen aus Fe. [Tabelle 1]

Nr.	Zusammensetzung des Legierungspulvers (Masse%)
Nr.	Cr	Mo	V	Mn
1	1,0	0,92	0,23	0,11
2	2,0	0,41	0,38	0,12
3	3,0	0,28	0,31	0,10
4	3,5	0,33	0,19	0,19
5	2,5	0,50	0,18	0,62
6	2,0	0,79	0,23	0,23
7	3,0	0,21	0,35	0,12
8	3,0	0,28	0,31	0,10
9	2,0	0,15	–	0,44
10	3,0	0,21	1,0	0,15
11	0,21	0,10	0,21	0,09
12	5,9	0,41	0,32	0,13
13	2,5	0,24	0,25	0,29
14	2,9	0,20	0,40	0,24
15	–	1,51	–	–
16	–	0,59	–	0,20
17	1,0	0,19	–	0,70
18	3,1	0,30	0,29	0,10

In Tabelle 1 fehlt den Legierungspulvern Nr. 9 und 17 V. Das Legierungspulver von Nr. 10 enthält überschüssiges V. Das Legierungspulver von Nr. 11 enthält zu wenig Cr. Das Legierungspulver von Nr. 12 enthält überschüssiges Cr. Die Legierungspulver Nr. 15 und 16 haben kein Cr und V. Wie oben beschrieben, weisen die Legierungspulver Nr. 9 bis 12 und 15 bis 17 Zusammensetzungen außerhalb des bevorzugten Bereichs auf. Die Zusammensetzungen der Legierungspulver Nr. 1 bis 8, 13, 14 und 18 liegen im bevorzugten Bereich.

Im Anschluss zeigen die Tabelle 2 und 3 Mischbedingungen und Bedingungen für die Wärmebehandlung usw. In den Tabellen 2 und 3 zeigen die Spalte für „Kohlenstoffmenge" und die Spalten für „Schmiermittel" Mischungsverhältnisse in jeder Mischung mit Legierungspulver als Masseverhältnis in Bezug auf die Summe aus Legierungspulver, Kohlepulver und Schmiermittel. Der Rest ist Legierungspulver. Für Kohlepulver wurde natürliches Graphitpulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 12 μm verwendet. Angesichts der obigen Ausführungen liegen in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 und 7 bis 9 Zusammensetzungen von Legierungspulvern, die verwendet wurden, außerhalb des bevorzugten Bereichs. Im Vergleichsbeispiel 5 liegt zwar die Zusammensetzung des verwendeten Legierungspulvers im bevorzugten Bereich, aber die beigemischte Carbidmenge ist zu gering. Ferner liegt im Vergleichsbeispiel 6 zwar die Zusammensetzung des verwendeten Legierungspulvers im bevorzugten Bereich, aber die beigemischte Carbidmenge ist zu groß. Im Vergleichsbeispiel 10 liegen war die Zusammensetzung des Legierungspulvers und die Kohlenstoffmenge in bevorzugten Bereichen, aber die Bedingungen der Wärmebehandlung, die nachstehend beschrieben wird, sind nicht geeignet. Für Schmiermittel sind Typen ebenfalls in den Tabellen 2 und 3 dargestellt. Das heißt, die Tabellen 2 und 3 zeigen Zn-Stearat als ➀, Li-Stearat als ➁und Ethylenbistearamid als ➂. Die Rohmaterialien wurden 15 min lang mittels eines V-Mischers sowohl für die Beispiele als auch die Vergleichsbeispiele gemischt. [Tabelle 2]

Beispiel Nr.	Pulver Nr.	Kohlenstoffmenge (Masse%)	Schmiermittel		Verdichten und Sintern	Abschrecken
Beispiel Nr.	Pulver Nr.	Kohlenstoffmenge (Masse%)	Typ	Menge (Masse%)	Verdichten und Sintern	Abschrecken
1	1	0,9	➀	0,8	A.	F.
2	2	0,9	➁	0,9	B.
3	3	1,1	➁	0,65	C.
4	4	1,0	➁	0,3	E.
5	5	0,9	➂	0,7	A.
6	6	1,1	➂	0,8	B.
7	7	1,0	➁	0,6	C.
8	8	1,0	➁	0,7	D.

[Tabelle 3]

Vergleichsbeispiel Nr.	Pulver Nr.	Kohlenstoff menge (Masse%)	Schmiermittel		Verdichten und Sintern	Ab schrecken
Vergleichsbeispiel Nr.	Pulver Nr.	Kohlenstoff menge (Masse%)	Typ	Menge (Masse%)	Verdichten und Sintern	Ab schrecken
1	9	0,9	➁	0,2	E.	F.
2	10	1,1	➂	0,7	B.
3	11	1,0	➀	0,8	A.
4	12	0,9	➁	0,9	B.
5	13	0,7	➂	0,8	B.
6	14	1,6	➂	0,75	B.
7	15	0,9	➀	0,8	B.
8	16	0,9	➁	0,75	B.
9	17	1,0	➂	0,75	B.
10	18	1,1	➀	0,65	C.	G.

In den Tabellen 2 und 3 zeigt die Spalte für „Verdichten und Sintern" die Art und Weise, in der das Material nach dem Mischen anhand eines der folgenden A. bis E. geformt und gesintert wurde.
In dem Fall, dass das Verfahren (zweimal Verdichten + zweimal Sintern) angewendet wird, wie oben unter B. beschrieben, kann eine gesinterte Legierung mit höherer Dichte, erhalten werden. Für die „reduzierende Atmosphäre" von C. oben wurden eigentlich eine Atmosphäre aus 90 Vol% N₂ – 10 Vol% H₂ verwendet. Wenn Schmiermittel vorab auf eine Form aufgetragen wird, wie oben unter E. beschrieben, kann die Schmiermittelmenge, die mit dem Rohmaterialpulver vermischt wird, um so viel verringert werden. somit kann eine gesinterte Legierung von größerer Dichte erhalten werden.
In den Tabellen 2 und 3 zeigt die Spalte für „Abschrecken" die Art und Weise, wie die Legierung nach dem Abschrecken auf eine der folgenden Weisen F. und G. abgeschreckt wird.
Das oben beschriebene G. ist ein Verfahren, bei dem direkt ein Abschrecken nach dem Sintern durchgeführt wird, ohne einmal auf Raumtemperatur abzukühlen. Dies ist ein Verfahren, bei dem die in 2 dargestellte thermische Hysterese auf die gesinterte Legierung angewendet wird. Wie aus den Tabellen 2 und 3 hervorgeht, wurde das Verfahren G. nur für das Vergleichsbeispiel 10 verwendet. Das Verfahren F. wurde für alle anderen Beispiele und Vergleichsbeispiele verwendet.
Dann wurde jede der gesinterten Legierungen nach dem Härten anhand des Verfahrens F. oder G. 30 min in Atmosphärenluft bei 300 °C lang gehalten und dann abkühlen gelassen. Dies ist ein Anlassen, das die thermische Hysterese während eines Aufschrumpfens simuliert.

Die Tabellen 4 und 5 zeigen die Zusammensetzung, die Dichte und die Vickers-Härte (HV gemäß JIS Z 2244) für jede der gesinterten Legierungen nach dem Abschrecken. Wie aus den Tabellen 4 und 5 hervorgeht, beträgt der Gehalt an Sauerstoff O in jedem der Beispiele und Vergleichsbeispiele (außer Beispiel 8) höchstens 0,10 Masse%. Dies zeigt eine Deoxidationswirkung durch Durchführen einer Sinterung bei relativ hohen Temperaturen wie oben beschrieben. Ferner weist jedes der Beispiele und Vergleichsbeispiele eine vorteilhafte Dichte von 7,00 g/cm³ oder höher auf. Genauer tendiert die Dichte in Proben, auf die die Verdichtung und Sinterung anhand der Verfahren B. oder E. angewendet wurden, zur Verstärkung (siehe Tabellen 2 und 3). [Tabelle 4]

Beispiel No.	Zusammensetzung der gesinterten Legierung (Masse%)						Dichte	Härte
Beispiel No.	Cr	Mo	V	Mn	C	O	g/cm³	HV
1	1,0	0,90	0,22	0,10	0,75	0,09	6,98	652
2	2,0	0,40	0,38	0,12	0,72	0,07	7,48	692
3	3,0	0,28	0,30	0,09	0,92	0,06	7,31	719
4	3,5	0,32	0,20	0,21	0,83	0,09	7,40	707
5	2,5	0,49	0,18	0,62	0,73	0,09	7,12	699
6	2,0	0,80	0,22	0,22	0,91	0,08	7,52	683
7	3,0	0,20	0,35	0,13	0,85	0,10	7,48	714
8	3,1	0,28	0,30	0,13	0,95	0,23	7,43	708

[Tabelle 5]

Verrgleichsbeispiel No.	Zusammensetzung der gesinterten Legierung (Masse%)						Dichte	Härte
Verrgleichsbeispiel No.	Cr	Mo	V	Mn	C	O	g/cm³	HV
1	1,9	0,15	–	043	0,76	0,07	7,49	620
2	2,9	0,20	1,00	0,15	0,95	0,08	7,38	732
3	0,2	0,11	0,19	0,08	0,85	0,09	7,10	643
4	6,0	0,39	0,29	0,12	0,74	0,13	7,23	723
5	2,4	0,25	0,25	0,30	0,60	0,11	7,50	630
6	3,0	0,19	0,40	0,25	1,41	0,07	7,22	707
7	–	1,48	–	–	0,81	0,07	7,47	633
8	–	0,57	–	0,21	0,78	0,09	7,57	614
9	1,0	0,18	–	0,68	0,92	0,05	7,51	621
10	3,0	0,30	0,30	0,10	1,04	0,07	7,32	618

Die Vickers-Härte in den Tabellen 4 und 5 zeigt einen Wert unter einer Messlast von 0,1 kgf (0,98 N). Jedes der Beispiele zeigt einen günstigen Wert. Man nimmt an, dass dies darauf zurückzuführen ist, dass die Carbide in der Matrix vorteilhafterweise ausfallen. Jedoch werden solche mit ungenügender Härte in Vergleichsbeispielen beobachtet. Dies sind die Vergleichsbeispiele 1, 3, 5, 7 bis 10.
Man nimmt an, dass der Grund für die ungenügende Härte in den Vergleichsbeispielen 1, 3, 5 und 7 bis 10 auf eine ungenügende Fällung von Carbiden zurückzuführen ist. Man nimmt für die Vergleichsbeispiele 1 und 9 an, dass im Endstadium der Sinterung kaum Kristallisationskerne von Carbiden gebildet werden, da kein V als Bestandteil enthalten ist. Ferner wird angenommen, dass das Wachstum der Kristallisationskerne auch wegen eines Mangels an Mo nicht ausreicht. Man nimmt für Vergleichsbeispiel 3 an, dass das Wachstum der Kristallisationskerne nicht ausreicht, weil nicht genug Cr vorhanden ist. Man nimmt für Vergleichsbeispiel 5 an, dass eine Fällung von Carbiden ungenügend war, weil nicht genug C (Kohlenstoff) selbst vorhanden ist. Man nimmt für die Vergleichsbeispiele 7 und 8 an, dass Kristallisationskerne von Carbiden im Endstadium der Sinterung kaum gebildet wurden, da kein V als Bestandteil enthalten war. Ferner wird angenommen, dass das Wachstum der Kristallisationskerne auch deshalb nicht ausreichte, weil kein Cr als Bestandteil enthalten war. Man nimmt für Vergleichsbeispiel 10 an, dass das Wachstum der Kristallisationskerne ungenügend war, weil es nach dem Sintern direkt abgeschreckt wurde (Verfahren F. wie oben beschrieben).
Die Tabellen 6 und 7 zeigen die Fällungsmenge für jedes der Elemente als Carbide in jeder der gesinterten Legierungen nach dem Anlassen, die Beständigkeit gegen eine Oberflächenkontaktermüdung und die Abriebtiefe nach dem Verschleißtest. Fällungsmengen sind Mengen von Elementen in Carbiden, die durch chemische Lösung aus der Matrix extrahiert werden. Die Werte sind in Masse% auf der Basis der gesamten gesinterten Legierung ausgedrückt. Ein Vergleich mit dem Wert für jeden der Bestandteile in Tabelle 4 zeigt sich, dass etwa 55 bis 70 % V, etwa 25 bis 60 % jedes der Elemente Cr und Mo als Carbide in den gesinterten Legierungen der Beispiele gefällt wurden. Es wird angenommen, dass die restlichen Anteile der Elemente als Feststoffe in der Matrix gelöst waren. Die Beständigkeit gegen Oberflächenermüdung ist ein Wert, der durch einen radialen Walzermüdungstester gemessen wird. Jedes der Beispiele zeigt einen günstigen Wert. Jedoch werden in den Vergleichsbeispielen solche mit ungenügendem Widerstand gegen die Oberflächenkontaktmüdigkeit beobachtet. Dies sind die Vergleichsbeispiele 3, 5, 9 und 10. Es wird angenommen, dass dies auf die ungenügende Fällung von Carbiden zurückzuführen ist, wie im Fall der oben beschriebenen Vickers-Härte.
Für die Abriebtiefe wurde in jedem der Beispiele und Vergleichsbeispiele eine gesinterte Legierung als Teststück verwendet und getestet wie im Verfahren in 5 dargestellt. Die Testbedingungen sind wie nachstehend gezeigt;

– Material für den Ring: SAE 4620-Stahl, beaufschlagt mit Aufkohlung und Härtung, und Lubrite-Behandlung nach dem Anlassen.
– Zahl der Drehungen des Rings: 150 UpM
– Last: 690 N
– Testdauer: 90 min
– Art des Schmiermittels: 5W-30-Grade Basisöl
– Abtropfmenge des Schmiermittels: 2 cm³ pro Minute
– Für jeden Test wurde ein neuer Ring verwendet.

In den Tabellen 6 und 7 bedeuten Werte, die in der Spalte für „Eigene" dargestellt sind, eine Abriebtiefe eines Teststücks nach dem Test unter den oben beschriebenen Bedingungen. Somit zeigt jeder der Werte in der Spalte das Ausmaß der Verschleißfestigkeit der gesinterten Legierung selbst in jedem der Beispiele und der Vergleichsbeispiele. Man kann sagen, dass ein kleinerer Wert eine bessere Verschleißfestigkeit zeigt. In jedem der Beispiele war die Abriebtiefe höchstens 10 μm. Somit kann man sagen, dass jedes der Beispiele eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit zeigt. In den Vergleichsbeispielen wurden jedoch solche mit höheren Werten beobachtet. Dies sind die Vergleichsbeispiele 1, 3 und 7 bis 10. Sie stimmen im Wesentlichen mit denjenigen überein, deren Vickers-Härte und Beständigkeit gegen Oberflächendruckermüdung schlecht waren. Somit wird angenommen, dass die ungenügende Fällung von Carbiden zu den Mängeln führte. In Beispiel 8 war die Sintertemperatur niedrig, und daher ist die Menge an Sauerstoff in Tabelle 4 mit 0,23 Masse% etwas hoch. Somit liegt der Widerstand gegen eine Oberflächenkontaktermüdung im Vergleich mit anderen Beispielen auf einem etwas niedrigeren Niveau. Was die Abriebtiefe betrifft, wurde jedoch ein ausreichend guter Wert erreicht. [Tabelle 6]

Beispiel No.	Fällungsmenge (Masse%)			Widerstand gegen Oberflächenkontaktermüdung (GPa)	Verschleißtiefe (μm)
	Fällungsmenge (Masse%)				Eigene	Gegenmaterial
	Cr	Mo	V		Eigene	Gegenmaterial
1	0,62	0,28	0,13	2,7	10,5	0,1
2	0,81	0,22	0,26	3,2	6,4	0,2
3	0,81	0,12	0,20	3,3	6,7	0,3
4	0,82	0,11	0,14	3,0	7,2	0,2
5	0,71	0,20	0,10	2,9	8,3	0,3
6	0,63	0,26	0,13	3,1	7,9	0,2
7	0,81	0,08	0,22	3,1	6,3	0,2
8	0,80	0,09	0,21	2,8	6,5	0,2

[Tabelle 7]

Vergleichsbeispiel No.	Fällungsmenge (Masse%)			Widerstand gegen Oberflächenkontakt ermüdung (GPa)	Verschleißtiefe (μm)
	Fällungsmenge (Masse%)				Eigene	Gegen material
	Cr	Mo	V		Eigene	Gegen material
1	0,52	0,07	–	2,6	14,5	0,1
2	0,52	0,08	0,42	2,6	7,1	2,0
3	0,05	0,06	0,13	2,2	15,1	0,6
4	1,52	0,12	0,20	2,9	5,2	1,2
5	0,83	0,09	0,11	2,3	11,4	0,5
6	0,81	0,12	0,28	3,2	7,0	1,4
7	–	0,13	–	2,7	18,2	0,2
8	–	0,03	–	2,6	20,7	0,3
9	0,43	0,02	–	2,3	23,4	0,2
10	0,06	0,03	0,20	2,4	20,2	0,2

Es wurden Fällungsprodukte in der gesinterten Legierung in jedem der Beispiele nach dem Anlassen durch ein Transmissions-Elektronenmikroskop untersucht, und das Kristallsystem wurde mittels Elektronenbeugung identifiziert. Infolgedessen wurde bestätigt, dass es sich bei den meisten Fällungsprodukten um M₇C₃ handelte (M₃C war in gewissem Umfang vorhanden). Ferner wurde bestätigt, dass eine große Menge an Fällungsprodukten mit quadratischer Form, deren Kristallausrichtung parallel zur Kristallausrichtung der Matrix verlief, beobachtet. Es sind zusammenhängende Fällungsprodukte vorhanden. Wenn Fällungsprodukte zusammenhängen, lassen die Fällungsprodukte weniger Verschiebungen durchgehen. Dies führt zu verbesserter Härte. Ferner wurden nach dem Ätzen spiegelbehandelte Oberflächen der gesinterten Legierungen mittels eines Scanning-Elektronenmikroskops untersucht. Somit wurde die durchschnittliche Korngröße der Fällungsprodukte gemessen. Sie lag bei jedem der Fälle als Durchschnitt für 100 Fällungsprodukte in jedem Fall bei höchstens 400 nm.
Dagegen nehmen in den Tabellen 6 und 7 die in den Spalten für „Gegenmaterial" gezeigten Werte für die Dicke der Ringe nach dem Test unter den oben beschriebenen Bedingungen ab. Somit zeigt jeder Wert in der Spalte das Maß, in dem die gesinterte Legierung in jedem der Beispiele und Vergleichsbeispiele Gegenmaterialien beim Entlanggleiten beschleift, d.h. das Maß, in dem Gegenmaterialien angegriffen werden. Man kann sagen, dass ein kleinerer Wert eine bessere Schonung der Gegenmaterialien zeigt. In jedem der Beispiele beträgt die Abriebtiefe höchstens 0,3 μm. Somit kann man sagen, dass jedes der Beispiele eine stark verbesserte Schonung der Gegenmaterialien zeigt. Jedoch sind die Werte in den Vergleichsbeispielen 2, 4 und 6 größer. Man nimmt an, dass eine stärkere Angreifung von Gegenmaterialien in den Vergleichsbeispielen auf die Einbeziehung von rauen Fällungsprodukten zurückzuführen ist. Der Grund dafür ist, dass sie übermäßig hohe Anteile an Carbiden, beispielsweise V im Vergleichsbeispiel 2, Cr im Vergleichsbeispiel 4 und C im Vergleichsbeispiel 6, enthalten. Für die Vergleichsbeispiel 2, 4 und 6 wurden Fällungsprodukte in den gesinterten Legierungen nach dem Anlassen mit einem Transmissions-Elektronenmikroskop tatsächlich untersucht, und die Kristallsysteme wurden mittels Elektronenbeugung identifiziert. Infolgedessen handelte es sich bei den meisten Fällungsprodukten um M₇C₃, und auch M₃C war in gewissem Umfang vorhanden. Ferner wurden spiegelbehandelte Oberflächen der gesinterten Legierungen nach dem Ätzen mittels eines Scanning-Elektronenmikroskops untersucht. Somit wurde die durchschnittliche Korngröße der Fällungsprodukte gemessen. In jedem der Vergleichsbeispiele überschritt sie 400 nm als Durchschnitt von 100 Fällungsprodukten in jedem Fall.
In den Vergleichsbeispielen 1, 3, 5 und 7 bis 10 lagen die eigenen Verschleißtiefen bei über 10 μm und die Verschleißfestigkeit ist ungenügend. Es wird davon aus gegangen, dass dies auf den ungenügenden Gehalt an Cr und/oder Mo und/oder C in der gesinterten Legierung zurückzuführen ist. Demgemäß wird angenommen, dass M₇C₃-Carbide nicht ausreichend ausfielen und wuchsen, so dass keine gesinterten Produkte hoher Härte erhalten werden konnten. Tatsächlich wurden Fällungsprodukte in den gesinterten Legierungen nach dem Anlassen mittels eines Transmissions-Elektronenmikroskops untersucht, und die Kristallsysteme wurden mittels Elektronenbeugung identifiziert. Infolgedessen war die Zahl der Fällungsprodukte im Vergleich zu den Beispielen und den Vergleichsbeispielen 2, 4 und 6, die zuvor beschrieben wurden, bemerkenswert niedrig.
Aus den obigen Ausführungen geht hervor, dass Legierungen mit den Zusammensetzungen von Beispiel 8 in Tabelle 2 hergestellt wurden, die für den Test der Verweiltemperatur vor dem Abschrecken und der Verweilzeit bei der Verweiltemperatur verwendet wurden. Das Sintern wurde in diesem Fall unter den folgenden Bedingungen durchgeführt.
Das Anlassen nach dem Abschrecken wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt.
Das oben beschriebene übliche Anlassen entspricht dem Aufschrumpfen. [Tabelle 8]

Bedingung Verweiltemperatur °C Abschrecktemperatur °C

1 820 805

2 840 825

3 860 845

4 885 870

5 910 895

In jedem der Tests für die Verweiltemperatur wurde ein Abschrecken unter jeder der in Tabelle 8 dargestellten Bedingungen durchgeführt, nachdem die Temperatur der Legierung nach dem Sintern einmal auf Raumtemperatur gesenkt worden war. Die Verweilzeit bei der Verweiltemperatur wurde in allen Fällen auf 30 min festgesetzt, und das Abschrecken war ein Ölabschrecken. Somit wurden die in Tabelle 9 dargestellten Ergebnisse für die Menge der Fällungsprodukte als Carbide für jedes der Elemente in den gesinterten Produkten und die Vickers-Härte nach dem Anlassen (HV, gemäß JIS Z 2244) erhalten. Somit wurde die Fällungsproduktmenge bei einem Niveau, das dem in jedem der Beispiele in der Tabelle 6 entsprach, für jedes der Elemente Cr, Mo und V bei jeder der Verweiltemperaturen von 820 bis 910 °C erhalten. Ferner wurde die Vickers-Härte nach dem Anlassen ebenfalls bei jeder der Verweiltemperaturen ausreichend sichergestellt. [Tabelle 9]

Bedingung	Fällungsproduktmenge (Masse%)			Härte HV
Bedingung	Fällungsproduktmenge (Masse%)			Nach vor läufigem Anlassen	Nach üb lichem An lassen
	Cr	Mo	V	Nach vor läufigem Anlassen	Nach üb lichem An lassen
1	1,0	0,12	0,24	759	709
2	0,98	0,12	0,23	819	739
3	0,88	0,12	0,23	806	756
4	0,75	0,11	0,22	832	732
5	0,60	0,12	0,22	835	705

In dem Test für die Verweilzeit wurde nach dem einmaligen Senken der Temperatur der Legierung nach dem Sintern auf Raumtemperatur ein Abschrecken unter jeder der in der Spalte für „Verweilzeit" in Tabelle 10 gezeigten Bedingungen durchgeführt. Die Verweiltemperatur wurde in jedem der Fälle auf 865 °C gesetzt, und das Abschreckungsverfahren war Gasabschreckung (Stickstoff 1 MPa). Die Spalte für „Laut Programm" in „Verweilzeit" zeigt die Verweilzeit aus der Sicht des Programms. Da in der Praxis eine Verzögerung des Temperaturanstiegs besteht, ist die tatsächliche Verweilzeit kürzer. Dann ist auf der Basis der Ergebnisse der Temperaturmessung die Zeit, in der das tatsächliche Werkstück in einem Bereich von ± 5 °C für die Verweiltemperatur gehalten wurde, in der Spalte für „Echtzeit" dargestellt. Verweilzeit meint im Folgenden Echtzeit. Infolgedessen war die Vickers-Härte (HV, gemäß JIS Z 2244) nach dem üblichen Anlassen unter jeder der Bedingungen ein Wert, der in der Spalte für „Härte HV" in Tabelle 10 dargestellt ist. Demgemäß lag die Vickers-Härte nach dem üblichen Anlassen in der Verweilzeit von 5 min im Vergleich zu der Verweilzeit von 25 min oder mehr etwas niedriger. Sie ist im Wesentlichen für eine Verweilzeit von 25 min oder mehr gesättigt. Somit zeigt sich, dass die Verweilzeit vorzugsweise 25 min oder mehr beträgt. [Tabelle 10]

Bedingung Verweilzeit (min) Härte HV

Laut Programm Echtzeit Nach dem üblichen Anlassen

6 25 5 698

7 45 25 720

8 50 30 721

9 70 50 723
Wie oben im Einzelnen beschrieben, wurden gemäß dieser Ausführungsform und den Beispielen die Zusammensetzung für Cr, Mo, V (Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a) und C in dem vorgegebenen Bereich definiert, und nach dem einmaligen Kühlen im Anschluss an ein Hochtemperatursintern wurde erneut ein Erwärmen durchgeführt, um eine Abschreckung durchzuführen. Somit wird eine gesinterte Legierung auf Eisenbasis in einem Zustand erhalten, in dem feine M₇C₃-Fällungsprodukte in einer Matrix mit martensitischer Textur verteilt sind. Da dadurch das Sinterverfahren zu einem Festphasensintern wird, sind die Formtreue und die Oberflächenflachheit hervorragend. Aufgrund einer Fällungshärtung durch Carbide kann eine ausreichende Härte und Festigkeit auch nach dem Anlassen erhalten werden, und die Verschleißfestigkeit ist ebenfalls hervorragend. Da Fällungsprodukte nicht grob sind, ist die Angreifung von Gegenmaterialien bei einem Entlanggleiten ebenfalls verringert. Somit wird eine gesinterte Legierung auf Eisenbasis erhalten, ebenso wie ein Herstellungsverfahren dafür, die bzw. das in der Lage ist, ein endformnahes Element, wie ein Nockenstück, das mit einem anderen Element (einer Welle) zusammengefügt ist, durch Aufschrumpfen zu erhalten, und es während der Verwendung in einen Zustand des Entlanggleitens an anderen Elementen (einem Nockenfolger) zu bringen. Somit kann der Freiheitsgrad des Profils erhöht werden.
Diese Ausführugnsform und die Beispiele sind nur als Beispiele angegeben, und sie sollen die vorliegende Erfindung keinesfalls beschränken. Somit kann die vorliegende Erfindung natürlich auf verschiedene Weise innerhalb eines Bereichs, der sich nicht von ihrem Gedanken entfernt, verbessert und modifiziert werden. Beispielsweise ist das Element als Anwendungsobjekt nicht auf ein Nockenstück beschränkt, sondern kann jedes Element sein, das verschleißfest sein muss, usw. In diesem Fall kann für einen Zweck, wo Verschleißfestigkeit erforderlich ist, aber wo Festigkeit und Oberflächenkontakt-Ermüdungsbeständigkeit Spielraum haben, eine Sintertemperatur etwa 1120 °C sein. Ferner ist sie, da die Beständigkeit gegen eine Anlasserweichung hoch ist und die Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenkontaktspannung hoch ist, auch für Zwecke geeignet, die besonders eine Lochbildungsbeständigkeit verlangen, wie in Zahnrädern.
INDUSTRIELLE VERWERTBARKEIT
Wie aus der obigen Beschreibung klar wird, schafft die vorliegende Erfindung eine Legierung auf Eisenbasis, die eine ausgezeichnete Formtreue und Verschleißfestig keit und eine verringerte Angreifung von Gegenmaterialien zeigt und die auch nach dem Anlassen ausreichend hart ist, ebenso wie ein Herstellungsverfahren dafür. Dies kann dem Bedarf für eine endformnahe Formung von Elementen, beispielsweise eines Nockenstücks, entsprechen.

Claims

Gesinterte Legierung auf Eisenbasis, die Cr₇C₃-Carbide, Mo₇C₃-Carbide und M₇C₃-Carbide (wobei M ein oder mehrere Glieder ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallen der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a darstellt) in einer Martensit aufweisenden Matrix enthält, wobei die Legierung folgendes aufweist: Cr: zu 1 bis 3,5 Masse-%; Mo: zu 0,2 bis 0,9 Masse-%; Metall der Gruppe 4a oder Gruppe 5a: zu 0,1 bis 0,5 Masse-%, umgewandelt in V; C: zu 0,7 bis 1,1 Masse-%; Mn: 0,7 Masse-% oder weniger; und zu übrigen Teilen Fe und Verunreinigungen, wobei die Anteile von Cr, Mo und Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a in den Carbiden auf der Basis der gesamten gesinterten Legierung auf Eisenbasis im Bereich von Cr: von 0,6 bis 0,9 Masse-%, Mo: von 0,05 bis 0,3 Masse-% und Metall der Gruppe 4a oder der Gruppe 5a: von 0,1 bis 0,4 Masse-%, umgewandelt in V, liegen.
Gesinterte Legierung auf Eisenbasis nach Anspruch 1, wobei die durchschnittliche Korngröße der Carbide 400 nm oder weniger beträgt.
Gesinterte Legierung auf Eisenbasis nach einem der Ansprüche 1 bis 2, wobei der Sauerstoffgehalt unter 0,2 Masse-% liegt.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis, welches die folgenden Schritte einschließt: Mischen eines Legierungspulvers mit einer Zusammensetzung, die folgendes aufweist: Cr: zu 1 bis 3,5 Masse-%; Mo: zu 0,2 bis 0,9 Masse-%; Metall der Gruppe 4a oder Gruppe 5a: zu 0,1 bis 0,5 Masse-%, umgewandelt in V; Mn: 0,7 Masse-% oder weniger; und zu übrigen Teilen Fe und Verunreinigungen, und Kohlepulver bei einem Anteil des Kohlepulvers auf der Basis des Legierungspulvers in einem Bereich von 0,8 bis 1,1 Masse-%; Verdichten der Mischung; Sintern des verdichteten Körpers; und Abschrecken des gesinterten Körpers, der auf eine Temperatur von 800 °C oder höher erwärmt wurde, nachdem die Temperatur des gesinterten Körpers auf 150 °C oder niedriger gesenkt wurde.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis nach Anspruch 4, wobei die Haltetemperatur während des Sinterns 1200 °C oder höher ist.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis nach Anspruch 4 oder 5, wobei die Verweiltemperatur vor dem Abschrecken im Bereich von 820 bis 910 °C liegt.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Legierung auf Eisenbasis nach Anspruch 6, wobei die Verweilzeit bei der Verweiltemperatur vor dem Abschrecken 25 Minuten oder mehr beträgt.