DE69706331T2

DE69706331T2 - Verschliessfeste gesinterte Legierung und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE69706331T2
Application number: DE69706331T
Authority: DE
Inventors: Yoshimasa Aoki; Koichi Aonuma; Koichiro Hayashi
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 1996-01-19
Filing date: 1997-01-02
Publication date: 2002-05-23
Anticipated expiration: 2017-01-03
Also published as: JPH09195013A; EP0785288A1; US5834664A; JP3447031B2; EP0785288B1; KR970059296A; DE69706331D1; KR100254599B1

Description

Hintergrund der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft eine verschleißfeste gesinterte Legierung, die hervorragend für Ventilsitze insbesondere in Verbrennungsmotoren geeignet ist.
Für die Anpassung an hochfunktionelle und Hochleistungsmotoren für Automobile ist für gesinterte Legierungen für Ventilsitze Verschleißfestigkeit und Festigkeit bei hohen Temperaturen erforderlich. Auch die Anmelderin hat eine gesinterte Legierung für Ventilsitze (japanische Patentveröffentlichung Nr. 3624/1980) entwickelt, die durch das Herstellungsverfahren erzeugt wird, das als Patent Nr. 1043124 erteilt ist. Darüber hinaus hat die Anmelderin in der japanischen Patentoffenlegung Nr. 10244/1987, der japanischen Patentoffenlegung Nr. 233454/1995 usw. gesinterte Legierungen vorgelegt, die bezüglich der Verschleißfestigkeit und Festigkeit bei hohen Temperaturen eine große Verbesserung aufweisen, sodass jüngste Forderungen nach besserer Qualität und Leistung, insbesondere bei erhöhten Verbrennungstemperaturen bei niedrigen Verhältnissen von Luft und Brennstoff erfüllt werden. Diese Materialien sind jedoch teuer, da große Mengen teurer Elemente wie Kobalt in eine Matrixkomponente eingebaut sind, um die Leistung bei hohen Temperaturen zu verbessern.
Eine kürzlich entwickelte, ausgeklügeltere Motordesigntechnologie ermöglicht es, andere Hochleistungsmaterialien, die dennoch kostspielig sind, wie diejenigen, die in der zuvor genannten japanischen Patentoffenlegung Nr. 10244/1987 und der japanischen Patentoffenlegung Nr. 233454/1995 beschrieben sind, für Ventilsitze zu verwenden. Insbesondere weisen Ventilsitze, die sich auf der Aufnahmeseite befinden, bezüglich der Umgebungstemperatur, bei der sie eingesetzt werden, eine geringere Temperatur auf als diejenigen, die sich auf der Abgasseite befinden, und so wird die Verwendung von Materialien, wie sie in der zuvor genannten japanischen Patentoffenlegung Nr. 10244/1987 und der japanischen Patentoffenlegung Nr. 233454/1995 beschrieben sind, für solche Ventilsitze angesichts der Qualität unvernünftig. Andererseits verschieben sich die jüngsten Trends in der Entwicklung von Automobilen, die der Leistung große Bedeutung zumessen, zu solchen, die viel Wert auf ein gutes Preis-Leistungs- Verhältnis oder ökonomische Überlegungen legen. Preisgünstige gesinterte Legierungen, die einen angemessenen Grad an Verschleißfestigkeit aufweisen, sind somit nun für zukünftige gesinterte Legierungen für Ventilsitze eher erforderlich als solche mit übermäßiger Verschleißfestigkeit.
Es ist daher ein Ziel der vorliegenden Erfindung, die zuvor genannten Erfordernisse zu erfüllen, indem ein Ventilsitz oder ein anderes ähnliches Element bereitgestellt wird, das ein sinnvolles Maß an Verschleißfestigkeit aufweist, ohne zu teuren Elementen wie Cobalt zu greifen und somit die Kosten niedriger hält als jemals zuvor.

Zusammenfassung der Erfindung

Um das zuvor genannte Ziel zu erreichen wird gemäß eines ersten Aspekts der vorliegenden Erfindung eine verschleißfeste gesinterte Legierung bereitgestellt, die eine allgemeine Zusammensetzung aufweist, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 0,736 bis 5,79% Nickel, 0,12 bis 6,25% Chrom, 0,294 bis 0,965% Molybdän, und 0,508 bis 2,0% Kohlenstoff, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, und die eine Mikrostruktur aufweist, in der eine Bainit- Matrixstruktur oder eine gemischte Bainit- und Sorbit-Matrixstruktur einen Kern einschließt, der eine harte Phase aufweist, die hauptsächlich aus Chromcarbid zusammengesetzt ist und wobei ein Ferrit, der den Kern umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist und ein Martensit, der den Ferrit umgibt, dispergiert sind.
Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine verschleißfeste gesinterte Legierung bereitgestellt, die eine allgemeine Zusammensetzung aufweist, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 0,736 bis 5,79% Nickel, 0,12 bis 6,25% Chrom, 0,303 bis 1,715% Molybdän und 0,508 bis 2,0% Kohlenstoff, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, und die eine Mikrostruktur aufweist, in der eine Bainit-Matrixstruktur oder eine gemischte Bainit- und Sorbit-Matrixstruktur einen Kern einschließt, der eine harte Phase aufweist, die hauptsächlich aus Chromcarbid zusammengesetzt ist und wobei ein Ferrit, der den Kern umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist und ein Martensit, der den Ferrit umgibt, dispergiert sind.
Gemäß einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine verschleißfeste gesinterte Legierung bereitgestellt, die eine allgemeine Zusammensetzung aufweist, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 0,736 bis 5,79% Nickel, 0,12 bis 6,25% Chrom, 0,303 bis 1,715% Molybdän, 0,508 bis 2,0% Kohlenstoff, und 0,006 bis 0,55% Vanadium und/oder 0,03 bis 1,25% Wolfram, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, und die eine Mikrostruktur aufweist, in der eine Bainit-Matrixstruktur oder eine gemischte Bainit- und Sorbit-Matrixstruktur einen Kern einschließt, der eine harte Phase aufweist, die hauptsächlich aus Chromcarbid zusammengesetzt ist, und ein Ferrit, der den Kern umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist, und ein Martensit, der den Ferrit umgibt, dispergiert sind.
Gemäß einem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine verschleißfeste gesinterte Legierung bereitgestellt, in der 0,1 bis 2,0 Gew.-% Mangansulfid in der verschleißfesten gesinterten Legierung gemäß einem der zuvor genannten ersten bis dritten Aspekte der vorliegenden Erfindung homogen dispergiert sind.
Gemäß einem fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine gesinterte Legierung bereitgestellt, in der ein Acrylharz, Blei und/oder eine Bleilegierung in Poren in der verschleißfesten gesinterten Legierung gemäß einem der ersten bis vierten Aspekte der vorliegenden Erfindung dispergiert ist.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung der gesinterten Legierung nach dem zuvor genannten ersten Aspekt bereit, wobei ein Pulvergemisch von 0,5 bis 1,4 Gew.-% eines Graphitpulvers und 3 bis 25 Gew.-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers mit einer Zusammensetzung, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben in Gew.-%, 4,0 bis 25% Chrom und 0,25 bis 2,4% Kohlenstoff, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, mit einem matrixbildenden Legierungspulver verwendet wird, das eine Zusammensetzung aufweist, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 1 bis 6% Nickel und 0,4 bis 1,0% Molybdän, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung der gesinterten Legierung gemäß des zuvor genannten zweiten Aspekts bereit, wobei ein Pulvergemisch von 0,5 bis 1,4 Gew.-% eines Graphitpulvers und 3 bis 25 Gew.-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers mit einer Zusammensetzung, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 4,0 bis 25% Chrom, 0,3 bis 3,0% Molybdän, und 0,25 bis 2,4% Kohlenstoff, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, mit einem matrixbildenden Legierungspulver verwendet wird, das eine Zusammensetzung aufweist, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 1 bis 6% Nickel und 0,4 bis 1,0% Molybdän, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung der gesinterten Legierung gemäß des zuvor genannten dritten Aspekts bereit, wobei ein Pulvergemisch von 0,5 bis 1,4 Gew.-% eines Graphitpulvers und 3 bis 25 Gew.-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers mit einer Zusammensetzung, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 4,0 bis 25% Chrom, 0,3 bis 3,0% Molybdän, und 0,25 bis 2,4% Kohlenstoff, und 0,2 bis 2, 2% Vanadium und/oder 1,0 bis 5,0% Wolfram, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, mit dem einem matrixbildenden Legierungspulver verwendet wird, das eine Zusammensetzung aufweist, die im Wesentlichen besteht aus, angegeben als Gewichtsverhältnis, 1 bis 6% Nickel und 0,4 bis 1,0% Molybdän, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung der gesinterten Legierung gemäß des zuvor genannten vierten Aspekts bereit, wobei 0,1 bis 2,0 Gew.-% Mangansulfidpulver darüber hinaus mit dem Pulvergemisch, das in einem der Herstellungsverfahren für die Legierungen gemäß des der zuvor genannten ersten bis dritten Aspekte verwendet wird, gemischt wird.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung der gesinterten Legierung gemäß des zuvor genannten fünften Aspekts bereit, wobei ein Acrylharz, Blei und/oder eine Bleilegierung in Poren eines gesinterten Körpers eingebaut oder imprägniert werden, der durch Bilden und Sintern der in einem der Herstellungsverfahren der zuvor genannten ersten bis vierten Aspekte verwendeten Pulvermischung erhalten wird.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

Fig. 1 ist eine schematische Darstellung einer beispielhaften erfindungsgemäßen verschleißfesten gesinterten Legierung,
Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes einiger beispielhafter verschleißfester gesinterter Legierungen zeigt, wenn der Nickelgehalt der matrixbildenden Legierungspulver variiert wird,
Fig. 3 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes zeigt, wenn die Menge der die harte Phase bildenden zugegebenen Pulver variiert wird,
Fig. 4 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes zeigt, wenn der Chromgehalt der die harte Phase bildenden Pulver variiert wird,
Fig. 5 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes zeigt, wenn der Molybdängehalt der die harte Phase bildenden Pulver variiert wird,
Fig. 6 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes zeigt, wenn der Vanadiumgehalt der die harte Phase bildenden Legierungspulver variiert wird,
Fig. 7 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes zeigt, wenn die Menge der Graphitpulver variiert wird, und
Fig. 8 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Bewertung der Höhe des Verschleißes zeigt, wenn die Menge an Mangansulfidpulvern variiert wird.

Ausführliche Erklärung der bevorzugten Ausführungsformen

Eine beispielhafte Mikrostruktur der erfindungsgemäßen gesinterten Legierung ist schematisch dargestellt in Fig. 1. Die Mikrostruktur der gesinterten Legierung wird nun unter Bezugnahme auf die den jeweiligen Komponenten auferlegten quantitativen Einschränkungen erläutert.
Die Bainitstruktur ist bezüglich Härte und Dichte der Martensitstruktur untergeordnet und bewirkt so Verschleißfestigkeit, wogegen Sorbit in Härte und Festigkeit dem Bainit untergeordnet ist. Dies ist der Grund, dass die zu verwendende Matrix aus einer Bainit- oder einer gemischten Bainit- und Sorbitstruktur hergestellt wird. Um die Matrixstruktur aus Bainit oder einer gemischten Bainit- und Sorbitstruktur zu konstruieren, ist es bevorzugt, ein Legierungspulver als Ausgangspulver zu verwenden. Dies liegt daran, dass wenn die Legierungskomponenten in Form diskreter Pulver verwendet werden, oder in Form von teilweise dispergierten Legierungspulvern, in denen diskrete Legierungspulver teilweise dispergiert sind und metallurgisch miteinander verbunden sind, verwendet werden, aufgrund einer erhöhten Segregation und teilweisen Nichtdiffusion, die je nach der verwendeten Legierungskomponente auftritt, Schwierigkeiten beim Erzielen der Endstruktur auftreten.
Bei alleiniger Verwendung der Struktur, die aus Bainit oder der gemischten Bainit- und Sorbitstruktur besteht, wird jedoch die erreichbare Verschleißfestigkeit ungenügend. Um die Verschleißfestigkeit zu erhöhen wird daher eine Phase bereitgestellt, die einen Hartphasenkern aufweist, der hauptsächlich aus Chromcarbid zusammengesetzt ist, in dem ein Ferrit, der den Kern umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist, und ein Martensit, der den Ferrit umgibt, dispergiert sind. Die harte Phase, die hauptsächlich aus Chromcarbid zusammengesetzt ist, weist einen Stiftenankereffekt auf die Verminderung des plastischen Flusses der Matrix auf, der eintritt, wenn ein Ventil mit einem Ventilsitz in Berührung kommt. Der Ferrit mit einer hohen Chromkonzentration wirkt, da er ein Ferrit mit hoher Legierungsfestigkeit ist, als ein Stoßdämpfer, wenn eine Ventilsitzfläche mit der harten Phase in Kontakt kommt, so dass ein Angriff auf das Ventil weniger wahrscheinlich ist, und bewirkt, dass verhindert wird, dass harte Partikel herausfallen. Der Martensit, der den Ferrit umgibt, ist eine harte Struktur mit hoher Festigkeit und trägt so beträchtlich zur Verschleißfestigkeit bei.
Die zuvor genannte Struktur, die einen Kern einschließt, der eine harte Phase aufweist, die hauptsächlich aus Chromcarbid zusammengesetzt ist und in der ein Ferrit, der den Kern umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist und ein Martensit, der den Ferrit umgibt, dispergiert sind, wird durch ein eine harte Phase bildendes Pulver vom Eisen-Chrom-Typ bereitgestellt. Mit anderen Worten, das Chrom in dem die harte Phase bildenden Pulver wird beim Sintern an den Kohlenstoff gebunden und präzipitiert aus dem Chromcarbid, so dass die harte Phase gebildet werden kann. Andererseits diffundiert das Chrom aus dem die harte Phase bildenden Pulver in die Matrix, um die Härtbarkeit der Matrix zu verbessern, so dass der Martensit darum herum gebildet werden kann, während der Ferrit, der eine hohe Chromkonzentration aufweist, um die harte Phase gebildet werden kann.
Wird das die harte Phase bildende Pulver in einer Menge von 3% oder weniger zugegeben, schlägt die Bildung einer ausreichend harten Phase fehl und es trägt so nicht zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit bei. Bei mehr als 25% nimmt andererseits der Anteil des Ferrits mit hoher Chromkonzentration zu, was zu einem Abfall der Härte und Verschleißfestigkeit führt. Zusätzlich nimmt der Anteil des die harte Phase bildenden Pulvers zu, was andererseits zu einem Abfall der Komprimierbarkeit führt. Wenn eine Legierung, die einen die harte Phase bildenden Pulvergehalt von mehr als 25% aufweist, zur Bildung eines Ventilsitzes verwendet wird, würde dieser Ventilsitz darüber hinaus bewirken, dass ein verbundenes Ventil aufgrund eines starken Angriffs darauf verschleißt. Daher ist die Menge an zugegebenem die harte Phase bildenden Pulver auf den Bereich von 3 bis 25% beschränkt.
Das Nickel wird dem die Matrix bildenden Legierungspulver in Form einer perfekten festen Lösung zugegeben, was zur Verbesserung der Härtbarkeit der Matrixstruktur beiträgt, wodurch die Matrix bainitisch gemacht wird und die Festigkeit und Verschleißfestigkeit der Matrix verbessert wird. Wenn der Nickelgehalt des Matrix-bildenden Legierungspulvers 1% oder weniger beträgt ist es jedoch unmöglich, eine ausreichende Erhöhung der Härtbarkeit zu erreichen. Wenn das Nickel in einer Menge von mehr als 6% zugegeben wird, wird andererseits gefunden, dass das Matrix-bildende Legierungspulver hart wird und die Komprimierbarkeit schlecht wird, was zu einem Formkörper mit verminderter Dichte führt und bewirkt, dass andererseits die Matrixfestigkeit abnimmt. Die Menge des Nickels in dem Matrix bildenden Legierungspulver ist somit auf den Bereich von 1 bis 6% beschränkt.
Das Molybdän in dem Matrix bildenden Legierungspulver bewirkt nicht nur eine Verbesserung der Härtbarkeit der Matrixstruktur, sondern auch einen Anstieg der Härte und Festigkeit der Matrix bei hoher Temperatur. Es ist jedoch gefunden worden, dass Molybdän, wenn es in einer Menge von weniger als 0,4% zugegeben wird, den zuvor genannten Effekt nicht in ausreichendem Maß erzeugt, und wenn es in einer Menge von mehr als 1,0% zugegeben wird, einen Abfall der Komprimierbarkeit des Pulvers bewirkt. Die Menge an Molybdän in dem Matrix bildenden Legierungspulver ist somit auf den Bereich von 0,4 bis 1,0% beschränkt.
Wenn das Molybdän dem die harte Phase bildenden Pulver in Form einer festen Lösung beigegeben wird, erzeugt das eine feine Form von Molybdäncarbid in der harten Phase und bildet mit Chrom ein eutektisches Carbid, wie später beschrieben werden wird, und trägt dadurch zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit bei. Ein Teil des Elements, das kein Carbid bildet, bildet mit der harten Phase eine feste Lösung und verbessert so die Härte und Festigkeit der harten Phase bei hoher Temperatur.
Es ist gefunden worden, dass das Molybdän, wenn es zu dem die harte Phase bildenden Pulver in einer Menge von weniger als 0,3% zugegeben wird, den zuvor genannten Effekt nicht in ausreichender Weise hervorruft, und wenn es in einer Menge von mehr als 3% zugegeben wird, einen Anstieg der Menge des Carbids bewirkt (wenn eine Legierung, die Molybdän in einer zu großen Menge enthält, zur Herstellung eines Ventilsitzes verwendet wird, bewirkt dieser Ventilsitz den Verschleiß eines verbundenen Ventils aufgrund eines starken Angriffs darauf). Wenn das Molybdän dem die harte Phase bildenden Pulver in Form einer festen Lösung zugegeben wird, ist es daher bevorzugt, dass die Menge des Molybdäns auf den Bereich von 0,3 bis 3,0% beschränkt ist.
In dem die harte Phase bildenden Pulver reagiert das Chrom mit Kohlenstoff unter Bildung von Chromcarbid in der harten Phase, das sowohl hart ist als auch eine hervorragende Verschleißfestigkeit aufweist. Das Chrom bildet ebenfalls mit Molybdän ein eutektisches Carbid, wie später beschrieben werden wird, und trägt dadurch zur Verschleißfestigkeit bei.
Ein Teil des Chroms diffundiert von dem die harte Phase bildenden Pulver in die Matrix, und verbessert die Härtbarkeit der Matrix und beschleunigt die martensitische oder bainitische Transformation der Matrix. Das Chrom ist andererseits ein Ferrit stabilisierendes Element, das gewährleistet, dass die Phase, die die harte Phase umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist, eine Ferritphase bereitstellt, ohne eine martensitische Transformation zu durchlaufen. Wenn der Chromgehalt weniger als 4,0% beträgt ist keine ausreichende Menge des Carbids erreichbar, noch trägt es zu Verbesserungen der Verschleißfestigkeit bei. Darüber hinaus wird um die harte Phase herum keine ausreichende Ferritphase gebildet, und zwar aufgrund einer reduzierten Menge diffundierten Chroms. Wenn eine Legierung, die Chrom in zu geringer Menge enthält, zur Herstellung eines Ventilsitzes verwendet wird, wird dieser Ventilsitz eine schlechte stoßabsorbierende Wirkung auf ein verbundenes Ventil aufweisen. Wenn eine Legierung, die Chrom in einer Menge von mehr als 25% enthält, zur Herstellung eines Ventilsitzes verwendet wird, wird andererseits dieser Ventilsitz den Verschleiß eines verbundenen Ventils verursachen, und zwar aufgrund einer erhöhten Menge des Carbids und somit eines starken Angriffs darauf. Darüber hinaus wurde gefunden, dass mehr als 25% Chrom einen Abfall der Komprimierbarkeit des die harte Phase bildenden Pulvers verursachen. Somit ist der Chromgehalt auf den Bereich von 4,0 bis 25% beschränkt.
In dem die harte Phase bildenden Pulver reagieren das Vanadium und Wolfram mit dem zugegebenen Kohlenstoff unter Bildung einer feinen Form von Carbiden in der harten Phase und verbessern dadurch die Verschleißfestigkeit der harten Phase. Darüber hinaus diffundieren diese Carbide homogen in die harte Phase und verhindern dadurch eine Vergröberung des Chromcarbids.
Es wird hier gefunden, dass der zuvor genannte Effekt geringer wird wenn die Gehalte an Vanadium und Wolfram geringer sind als 0,2% bzw. 1,0%. Wenn eine Legierung, die Vanadium und Wolfram in Mengen von mehr als 2, 2% bzw. 5,0% enthält, zur Herstellung eines Ventilsitzes verwendet wird, würde dieser Ventilsitz bewirken, dass ein verbundenes Ventil aufgrund einer erhöhten Menge der Carbide und folglich eines starken Angriffs darauf sich abnutzt. Der Vanadium- und Wolframgehalt ist daher auf den Bereich von 0,2 bis 2, 2% bzw. 1,0 bis 5,0% beschränkt.
Der Kohlenstoff wird zur Verstärkung der Matrixstruktur durch martensitische oder bainitische Transformation und zum Ausscheiden von Carbiden in der harten Phase verwendet.
Die Menge an Kohlenstoff, die in dem die harte Phase bildenden Pulver enthalten sein soll, liegt im Bereich von 0,25 bis 2,4%. Wenn der Kohlenstoffgehalt des die harte Phase bildenden Pulvers weniger als 0,25% beträgt, fallen keine ausreichenden Mengen an Carbiden aus, und wenn er 2,4% übersteigt wird das Pulver hart und es ergeben sich einige Probleme wie beispielsweise ein Abfall der Komprimierbarkeit.
Wenn die Menge des Kohlenstoffs, der als Graphitpulver zur Verstärkung der Matrix zuzugeben ist, weniger als 0,5% beträgt, durchläuft die Matrixstruktur weder eine martensitische noch eine bainitische Transformation. Bei einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 1,4% neigt die Matrix andererseits nicht nur dazu, ungesättigte feste Lösung zu enthalten, was zu einer Abnahme der Zähigkeit und maschinellen Bearbeitbarkeit führt, es ist ebenso wahrscheinlich, dass sich beim Sintern eine flüssige Phase bildet, die andererseits eine Verschlechterung der Dimensionsgenauigkeit und der Qualitätsstabilität verursacht. Daher ist die Menge an als Graphitpulver zuzugebendem Kohlenstoff auf den Bereich von 0,5 bis 1,4% beschränkt.
Das Mangansulfid oder MnS wird zu den Rohmaterialien beim Mischen zugegeben, um die maschinelle Bearbeitbarkeit durch Diffusion in die Matrix zu verbessern. Wenn die Menge des zuzugebendem Mangansulfids geringer ist als 0,1% wird kein Effekt auf die Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit erreicht. Bei einem Mangansulfidgehalt von mehr als 2,0% fällt andererseits die Komprimierbarkeit und ein Sintern wird verhindert, was zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften beim Sintern führt. Aus diesen Gründen ist die zuzugebende Menge Mangansulfid auf den Bereich von 0,1 bis 2,0% beschränkt.
Das Acrylharz, Blei oder eine Bleilegierung bleibt in den Poren einer gesinterten Legierung eingebaut, um zu gewährleisten, dass die gesinterte Legierung kontinuierlich anstatt diskontinuierlich geschnitten werden kann, um Stösse an einer Schnittkante des Werkzeugs während des Schneidens zu absorbieren, wodurch eine mögliche Beschädigung der Werkzeugklinge verhindert wird und so die maschinelle Bearbeitbarkeit der gesinterten Legierung verbessert wird.
Das Blei oder die Bleilegierung können, da sie von Natur aus weich sind, auf der Werkzeugfläche abgeschieden werden, so dass die Schneidekante des Werkzeugs gegen eine mögliche Beschädigung geschützt werden kann, um dadurch die maschinelle Bearbeitbarkeit der gesinterten Legierung zu verbessern und die Haltbarkeit des Werkzeugs zu erhöhen. Darüber hinaus wirkt das Blei oder die Bleilegierung als ein festes Gleitmittel zwischen einem Ventilsitz und einer Ventilsitzfläche und reduziert dadurch die Abnutzung beider Gegenstücke.

Beispiele

Die vorliegende Erfindung wird nun unter Bezugnahme auf eine Reihe von Beispielen ausführlich erläutert. In diesen Beispielen wurden matrixbildende Legierungspulver (Pulver Nr. 1 bis 8), die die in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen aufweisen, die die harte Phase bildenden Pulver (Pulver Nr. 1 bis 24), die die in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen aufweisen, Graphitpulver, MnS-Pulver und ein Formgleitmittel (Zinkstearat) in den in den Tabellen 3 und 4 angegebenen Verhältnissen miteinander gemischt. Jede der so erhaltenen Mischungen wurde 30 Minuten lang gemischt und anschließend bei einem Formdruck von 6,5 t/cm² geformt.
Dann wurden die geformten Körper jeweils bei 1175ºC 60 Minuten lang in einem dissoziierten Ammoniakgas gesintert, wobei die erfindungsgemäßen Legierungen 1 bis 39 (Proben Nr. 1 bis 39), die in Tabelle 6 angegeben sind, und Vergleichslegierungen (Proben Nr. 1 bis 11), die in Tabelle 7 angegeben sind, erhalten.
Es ist offensichtlich, dass Poren in den erfindungsgemäßen Legierungen 14 und 15 nach dem Sintern mit Acrylharz und mit Blei imprägniert werden.
Von den Vergleichslegierungen sind die Vergleichslegierungen 1 bis 11 Legierungen, bei denen eine ihrer Komponenten von der vorliegenden Erfindung abweicht, Vergleichslegierung Nr. 12 ist eine Legierung, in der die Matrix bildenden Legierungspulver in diskreter Pulverform bereitgestellt werden und Vergleichslegierung Nr. 13 ist eine Legierung, die durch Behandeln der im Patent Nr. 1043124 beschriebenen Legierung unter denselben Bedingungen erhalten wurde.
In Tabelle 1 sind die verwendeten die Matrix bildenden Legierungspulver angegeben. Tabelle 1
In Tabelle 2 sind die verwendeten die harte Phase bildenden Pulver angegeben. Tabelle 2
In Tabelle 3 sind die Komponenten (Gew.-%) der erfindungsgemäßen Legierungen angegeben. Tabelle 3
Leg. Nr.: erfindungsgemäße Legierung Nr.
Anmerkung 1: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von weniger als der unteren Grenze.
Anmerkung 2: Die die harte Phase bildenden Pulver wurden in der Menge der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 3: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in der Menge der unteren Grenze.
Anmerkung 4: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in der Menge der unteren Grenze.
Anmerkung 5: Graphitpulver wurden in der Menge der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 6: Imprägniert mit Acrylharz
Anmerkung 7: Imprägniert mit Blei
Anmerkung 8: MnS-Pulver wurden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 9: Graphitpulver wurden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 10: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Vanadium in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 11: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 12: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 13: Die die harte Phase bildenden Pulver wurden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 14: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in der Menge der oberen Grenze.
In Tabelle 4 sind die Komponenten der Vergleichslegierungen 1 bis 11 in Gew.-% angegeben. Tabelle 4
Anmerkung 1: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von weniger als deren unterer Grenze.
Anmerkung 2: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge, die dessen obere Grenze übersteigt
Anmerkung 3: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in einer Menge von weniger als dessen unterer Grenze
Anmerkung 4: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in einer Menge, die dessen obere Grenze übersteigt
Anmerkung 5: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in einer Menge, die dessen obere Grenze übersteigt
Anmerkung 6: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Vanadium in einer Menge, die dessen obere Grenze übersteigt
Anmerkung 7: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in einer Menge von weniger als dessen untere Grenze zugegeben.
Anmerkung 8: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in einer Menge zugegeben, die deren obere Grenze übersteigt
Anmerkung 9: Graphitpulver wurden in einer Menge von weniger als deren untere Grenze zugegeben
Anmerkung 10: Graphitpulver wurden in einer Menge zugegeben, die deren obere Grenze übersteigt
Anmerkung 11: MnS-Pulver wurden in einer Menge zugegeben, die deren obere Grenze übersteigt
In Tabelle 5 sind die Komponenten der Vergleichslegierungen 12 und 13 in Gew.-% angegeben. Tabelle 5
A: Menge an zugegebenen Eisenpulvern, in Gew.-%
B: Menge an zugegebenen Nickelpulvern, in Gew.-%
C: Menge an zugegebenen Molybdänpulvern, in Gew.-%
D: Menge an zugegebenen Fe-6,5Co-1,5Ni-1,5Mo-Legierungspulvern, in Gew.-%
E: Menge der die harte Phase bildenden Pulver
F: Menge der zugegebenen Graphitpulver, in Gew.-%
G: Menge des zugegebenen Formgleitmittels in Gew.-%
Anmerkung 1: Reine Pulver + die harte Phase bildende Pulver
Anmerkung 2: herkömmliche Legierung (Legierung des Patents Nr. 1043124)
In Tabelle 6 sind die allgemeinen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Legierungen 1-39 angegeben. Tabelle 6
L Nr.: erfindungsgemäße Legierung Nr.
Anmerkung 1: Der Nickelgehalt der die Matrix bildenden Pulver ist geringer als die untere Grenze.
Anmerkung 2: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in der Menge der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 3: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in der Menge der unteren Grenze.
Anmerkung 4: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in der Menge der unteren Grenze.
Anmerkung 5: Graphitpulver werden in der Menge der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 6: imprägniert mit Acrylharz
Anmerkung 7: imprägniert mit Blei
Anmerkung 8: MnS-Pulver werden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 9: Graphitpulver werden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 10: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Vanadium in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 11: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 12: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 13: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 14: Die die Matrix bildenden Legierungspulver enthalten Nickel in der Menge der oberen Grenze.
In Tabelle 7 sind die allgemeinen Zusammensetzungen der Vergleichslegierungen 1 - 13 angegeben. Tabelle 7
Anmerkung 1: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von weniger als der unteren Grenze.
Anmerkung 2: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 3: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in einer Menge von weniger als der unteren Grenze.
Anmerkung 4: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 5: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 6: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Vanadium in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 7: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in einer Menge von weniger als der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 8: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in einer Menge von mehr als der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 9: Die Graphitpulver werden in einer Menge von weniger als der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 10: Die Graphitpulver werden in einer Menge von mehr als der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 11: Die Mangansulfidpulver werden in eCner Menge von mehr als der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 12: Diskrete Pulver + die harte Phase bildende Pulver
Anmerkung 13: Herkömmliche Legierung (Legierung Patent Nr. 1043124)
Die zuvor genannten gesinterten Legierungen wurden auf ihre Verschleißfestigkeit und maschinelle Bearbeitbarkeit untersucht. Die Ergebnisse sind sämtlich in den Tabellen 8 und 9 angegeben.
in den Tabellen 3, 4 und 7-8 werden die die Matrix bildenden Legierungspulver aus Platzgründen als Matrix-bildende Pulver bezeichnet.
In der Prüfung auf Verschleißfestigkeit wurde eine gesinterte Legierung, die in Form eines Ventilmetallblechs ausgeformt war, unter Druck in ein Gehäuse aus einer Aluminiumlegierung eingebracht. Dann wurde die Bewegung eines vertikalen Kolbens auf ein Ventil übertragen, und zwar durch Rotation einer exzentrischen Nocke, die durch den Antrieb eines Motors verursacht wurde, so dass die Fläche und die Blechebenen wiederholt mit dem Ventilsitz für einen bestimmten Zeitraum kollidieren gelassen wurden, um dadurch sowohl den Gewichtsverlust sowohl des Ventilsitzes als auch des Ventiles zu bewerten. Während des Tests wurde eine Temperaturkontrolle durch Erhitzen des Ventilschirms durchgeführt. In diesem Test wurde die exzentrische Nocke bei 3000 UpM gedreht, der Teil des Ventilbleches, der zu prüfen war, wurde bei 250ºC für eine Wiederholungszeit von 10 Stunden voreingestellt.
Beim maschinellen Bearbeitungstest wurde eine Tischbohrmaschine verwendet, mit der aufgrund des Gewichts des sich drehenden Teils plus eines zusätzlichen Gewichts, Löcher in eine Probe gemacht werden, um dadurch zu bewerten, wieviele Löcher gemacht werden können. In diesem Test wurde eine Probe mit einer Dicke von 5 mm unter einer Belastung von 1,8 kg gebohrt, wobei ein Sintercarbidbohrer mit 3 mm Durchmesser verwendet wurde.
Die Bewertungsergebnisse der erfindungsgemäßen Legierungen 1-39 sind in Tabelle 8 angegeben. Tabelle 8 Ergebnisse der Bewertung von Ventilsitzen und Ventilen, die aus den erfindungsgemäßen Legierungen 1-39 gebildet wurden.
Anmerkung 1: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von weniger als der unteren Grenze
Anmerkung 2: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in der Menge der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 3: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in der Menge der unteren Grenze.
Anmerkung 4: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in der Menge der unteren Grenze.
Anmerkung 5: Die Graphitpulver werden in der Menge der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 6: imprägniert mit Acrylharz
Anmerkung 7: imprägniert mit Blei
Anmerkung 8: Die Mangansulfidpulver werden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 9: Die Graphitpulver werden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 10: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Vanadium in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 11: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 12: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in der Menge der oberen Grenze.
Anmerkung 13: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in der Menge der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 14: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in der Menge der oberen Grenze.
Die Ergebnisse der Bewertung der Vergleichslegierungen 1-13 sind in Tabelle 9 angegeben. Tabelle 9 Ergebnisse der Bewertung von Ventilsitzen und Ventilen, die aus den Vergleichslegierungen 1-13 gebildet wurden.
Anmerkung 1: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von weniger als der unteren Grenze.
Anmerkung 2: Die die Matrix bildenden Pulver enthalten Nickel in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 3: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in einer Menge von weniger als der unteren Grenze.
Anmerkung 4: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Chrom in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 5: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Molybdän in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 6: Die die harte Phase bildenden Pulver enthalten Vanadium in einer Menge von mehr als der oberen Grenze.
Anmerkung 7: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in einer Menge von weniger als der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 8: Die die harte Phase bildenden Pulver werden in einer Menge von mehr als der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 9: Die Graphitpulver werden in einer Menge von weniger als der unteren Grenze zugegeben.
Anmerkung 10: Die Graphitpulver werden in einer Menge von mehr als der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 11: Die Mangansulfidpulver werden in einer Menge von mehr als der oberen Grenze zugegeben.
Anmerkung 12: Diskrete Pulver + die harte Phase bildende Pulver
Anmerkung 13: Herkömmliche Legierung (Legierung Patent Nr. 1043124) Aus den Tabellen 8 und 9 geht folgendes hervor. In den Fig. 2-8 zeigen dreieckige, kreuzförmige und quadratische Darstellungen den Abrieb der Ventile, den Abrieb der Ventilsitze und den Gesamtabrieb der Ventile und Ventilsitze. In diesen Figuren ist auch der Gesamtabrieb des aus einer herkömmlichen Legierung (Vergleich 13) hergestellten Ventils und Ventilsitzes angegeben. Es ist hier anzumerken, dass die erfindungsgemäße Legierung 1 und die Vergleichslegierung 1 beispielsweise als Erfindung 1 und Vergleich 1 angegeben sind.
Es wurde untersucht, was mit den erfindungsgemäßen Legierungen 1, 13 und 36-39 und den Vergleichslegierungen 1-2 geschah, wenn die Nickelmenge in den die Matrix bildenden Legierungspulvern variiert wurde.
Da das Nickel mit den die Matrix bildenden Legierungspulvern eine feste Lösung bildet, nimmt der Abrieb der Ventilsitze ab, wie aus Fig. 2 ersichtlich ist. Wenn der Nickelgehalt der die Matrix bildenden Legierungspulver im Bereich von 1 = 6% liegt, dann zeigen die Ventilsitze einen stabilen jedoch geringen Abrieb. Übersteigt der Gehalt 6%, wird im Gegensatz dazu der Abrieb der Ventilsitze groß. Auf der anderen Seite bleibt der Abrieb der Ventile im wesentlichen konstant, wenn der Nickelgehalt der die Matrix bildenden Legierungspulver bis zu 6% beträgt, wird jedoch wieder groß bei einem Gehalt von mehr als 6%. Mit anderen Worten, der Gesamtabrieb wird bei einem Nickelgehalt von 1-6% niedrig gehalten, wird bei mehr als 6% jedoch abrupt groß.
Wie zuvor bereits erwähnt wurde, wird, wenn der Nickelgehalt der die Matrix bildenden Legierungspulver bis zu 6% beträgt, ein verbesserter Effekt auf die Verstärkung der Matrix und somit eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit aufgrund einer Zunahme des Nickelgehaltes erreicht. Bei einem Nickelgehalt von mehr als 6% wird jedoch angenommen, dass der Abrieb der Ventilsitze aus dem Grund zunimmt, dass die Festigkeit der Matrizes aufgrund einer erhöhten Härte der die Matrix bildenden Legierungspulver und eines Abfalls der Komprimierbarkeit der Pulver niedrig wird und dass Pulver, die aus den durch Nickel verstärkten Matrizes austreten, als Verschleißpartikel wirken und eine Abnutzung der Ventile verursachen, was zu einem abrupt zunehmenden Gesamtabrieb führt. Es wird daher gefunden, dass das Nickel, wenn es in den Matrixbildenden Legierungspulvern in einer Menge von 1-6% enthalten ist, für die Verschleißfestigkeit besonders wirksam ist.
Aus Vergleichen der erfindungsgemäßen Legierungen 2, 13 und 33-35 mit den Vergleichslegierungen 7 und 8 geht hervor, dass wenn die die harte Phase bildenden Pulver in einer Menge von 3% verwendet werden, der Abrieb der Ventilsitze viel geringer ist als bei Ventilsitzen, die frei davon sind, wie aus Fig. 3 ersichtlich ist, und dass, wenn die Menge der zugegebenen die harte Phase bildenden Pulver auf bis zu 15% zunimmt, der Abrieb der Ventilsitze allmählich abnimmt, jedoch allmählich zunimmt, wenn 15% überschritten werden. Der Abrieb der Ventile tendiert andererseits zu einer langsamen Zunahme, wenn die Menge der zugegebenen die harte Phase bildenden Pulver bis zu 25% beträgt, steigt jedoch wenn 25% überschritten werden. Es wird somit gefunden, dass der Gesamtabrieb der Ventile und der Ventilsitze einen stabilen jedoch niedrigen Wert zeigt, wenn die Menge der die harte Phase bildenden Pulver im Bereich von 3-25% liegt, jedoch scharf zunimmt, wenn 25% überschritten werden.
Dies zeigt, dass wenn der Chromgehalt der zugegebenen die harte Phase bildenden Pulver ansteigt, die Verschleißfestigkeit der Ventilsitze aufgrund einer Zunahme der die harte Phase bildenden Carbidmenge, Verbesserungen in der Härtbarkeit der Matrizes aufgrund der Diffusion von Chrom in die die harte Phase bildenden Pulver und eines Effekts der um die harte Phase herum gebildeten weichen Ferritphase beim Absorbieren von Stößen auf die Ventile, die von den Ventilsitzen erhalten werden, zunimmt. Gleichzeitig mit einer Zunahme des Chromgehalts greifen jedoch die Ventilsitze die Ventile stärker an, und zwar aufgrund des Chromcarbids und intermetallischer Verbindungen. Nachdem 25% überschritten sind, wird jedoch angenommen, dass der Abrieb der Ventile aufgrund eines gesteigerten Angriffs darauf zunimmt und von den Ventilen herrührende Pulver auf den Ventilsitzen mit erhöhtem Ferrit als Verschleißpartikel wirken und die Ventilsitze auch deshalb abnutzen, was zu einer scharfen Zunahme des Gesamtabriebs der Ventile und Ventilsitze führt. Es wird daher gefunden, dass die die harte Phase bildenden Pulver, wenn sie im Bereich von 3-25% zugefügt werden, besonders wirksam für die Verschleißfestigkeit sind.
Aus einem Vergleich der erfindungsgemäßen Legierungen 3-5, 13 und 29-32 mit den Vergleichslegierungen 3 und 4 geht hervor, dass, wenn der Chromgehalt der die harte Phase bildenden Legierungen im Bereich von 4-25% liegt, wie in Fig. 4 gezeigt ist, die Ventilsitze einen verminderten jedoch stabilen und konstanten Abrieb zeigen, sie jedoch bei mehr als 25% einen erhöhten Abrieb zeigen.
Wenn der Chromgehalt der die harte Phase bildenden Pulver bis zu 25% beträgt, zeigen andererseits die Ventile einen stabilen Abrieb, zeigen jedoch nach Überschreiten von 25% einen stark erhöhten Abrieb. Es wurde somit gefunden, dass der Gesamtabrieb der Ventile und Ventilsitze bei 4-25% einen stabilen Wert aufweist, jedoch bei mehr als 25% stark zunimmt.
Dies zeigt, dass wenn die Menge der zugegebenen die harte Phase bildenden Pulver 15% übersteigt, der Abrieb der Ventilsitze zunimmt, und zwar aufgrund einer Zunahme der Menge der durch Chromcarbide und intermetallische Verbindungen gebildeten harten Phase, Verbesserungen in der Härtbarkeit der Matrizen aufgrund der Diffusion von Chrom in die die harte Phase bildenden Pulver und eines Effekts der weichen Ferritphase, die um die harte Phase herum gebildet wird, auf das Absorbieren von Stößen auf die Ventile, die von den Ventilsitzen erhalten werden. Gleichzeitig mit einer Zunahme des Chromgehalts greifen jedoch die Ventilsitze die Ventile aufgrund des Chromcarbids und der intermetallischen Verbindungen zunehmend an, was zu einer Zunahme der Menge der Ferritphase führt. Werden 25% überschritten, wird angenommen, dass der Abrieb der Ventile stark zunimmt, und zwar weil sie zunehmend angegriffen werden und dass Pulver, die von den Ventilen herrühren, als Abriebpartikel wirken, was zu einem beschleunigten Verschleiß der Ventilsitze führt, die eine größere Ferritphase geringer Festigkeit aufweisen. Es wird somit gefunden, dass das Chrom, wenn es in den die harte Phase bildenden Pulvern in einer Menge im Bereich von 4% - 25% enthalten ist, für die Verschleißfestigkeit besonders wirksam ist.
Die Legierungen 6-9, 27 und 28 werden nun mit der Vergleichslegierung 25 verglichen. Es ist hier festzuhalten, dass die erfindungsgemäßen Legierungen 6-9, 27 und 28 insgesamt den Legierungen der Ansprüche 1 und 2 entsprechen, die erfindungsgemäße Legierung 6 der Legierung von Anspruch 1 entspricht, wobei der Molybdängehalt der harten Phase 0% beträgt.
Wenn der Molybdängehalt der die harte Phase bildenden Pulver zunimmt, nehmen die Mengen des Molybdäncarbids und einer eutektischen Verbindung mit Chrom zu, so dass der Abrieb der Ventilsitze abnehmen kann, wie aus Fig. 5 ersichtlich ist. Wenn ein Molybdängehalt 3% übersteigt, nimmt jedoch der Abrieb der Ventilsitze zu. Der Abrieb der Ventile neigt bei gesteigertem Angriff darauf zu einer leichten Zunahme, jedoch erleiden die Ventile einen raschen Verschleiß unmittelbar wenn der Molybdängehalt 3% übersteigt. Es wird somit gefunden, dass selbst wenn die die harte Phase bildenden Pulver überhaupt kein Molybdän enthalten, die erfindungsgemäßen Legierungen geringeren Abrieb aufweisen als herkömmliche Legierungen (Vergleichslegierung 13), und so eine hoch qualitative Leistung erreichen. Es wird ebenfalls gefunden, dass das Molybdän, wenn es in Form einer festen Lösung zu den die harte Phase bildenden Pulvern in einer Menge von 0,3% bis 3% zugegeben wird, für die Verbesserung der Verschleißfestigkeit besonders wirksam ist.
Die erfindungsgemäßen Legierungen 9, 10,13 und 23-26 werden nun mit der Vergleichslegierung 6 verglichen. Es ist hier festzustellen, dass die erfindungsgemäßen Legierungen 9, 10, 13 und 23-26 allgemein der Legierung in Anspruch 3 entsprechen.
Es wird gefunden, dass der Einbau von 0,2% Vanadium in die die harte Phase bildenden Legierungen für Verbesserungen der Verschleißfestigkeit wirksam ist, weil der Abrieb der Ventilsitze abnehmen kann, wie aus Fig. 6 ersichtlich ist. Wenn die Menge an Vanadium 2, 2% übersteigt, wird der Abrieb der Ventilsitze andererseits unter dem Einfluss eines zunehmenden Angriffs auf die Ventile und eines Abfalls in der Festigkeit neben einem Komprimierbarkeitsabfall rasch beschleunigt. Es wird daher gefunden, dass das Vanadium, wenn es in den die harte Phase bildenden Pulvern in einer Menge im Bereich von 0,2% bis 2, 2% enthalten ist, für die Verschleißfestigkeit besonders wirksam ist.
Es ist hier festzuhalten, dass die erfindungsgemäße Legierung 22 eine Legierung ist, die gleichzeitig Vanadium und Wolfram in den die harte Phase bildenden Pulvern enthält. Es hat sich herausgestellt, dass diese Legierung eine wirksam verbesserte Verschleißfestigkeit aufweist; d. h. ein aus dieser Legierung hergestelltes Ventil weist einen geringfügig erhöhten Abrieb (17 um) auf, während der Abrieb eines aus dieser Legierung gebildeten Ventilsitzes abnimmt (134 um), so dass der Gesamtabrieb abnehmen kann. Es ist auch anzumerken, dass die erfindungsgemäße Legierung 22 teilweise der Legierung in Anspruch 3 entspricht.
Aus Vergleichen der erfindungsgemäßen Legierungen 11-13, 20 und 21 mit den Vergleichslegierungen 9 und 10 geht hervor, dass der Abrieb der Ventilsitze einen verminderten, jedoch stabilen Wert aufweist, wenn die Menge der zugegebenen Graphitpulver zwischen 0,3% und 1, 2% beträgt, wie aus Fig. 7 ersichtlich ist, jedoch zunimmt, wenn die davon zugegebene Menge 1,4% übersteigt.
Andererseits nimmt der Abrieb der Ventile leicht zu, wenn die Menge der zugegebenen Graphitpulver zunimmt und neigt zu einem merklichen Anstieg, wenn 1,4% überschritten werden. Auf diese Weise weist der Gesamtabrieb der Ventile und Ventilsitze einen verminderten, jedoch stabilen Wert zwischen 0,3 und 1,4% auf Dies liegt daran, dass, wenn die Menge der zugegebenen Graphitpulver zunimmt, die Matrixstrukturen durch den Kohlenstoff, der in Form einer festen Lösung zu den Matrizes zugegeben wird, verstärkt werden, und so zu Verbesserungen der Verschleißfestigkeit beitragen. Wenn die Menge der zugegebenen Graphitpulver mehr als 1,4% beträgt, wird jedoch angenommen, dass eine ungesättigte feste Kohlenstofflösung Anlass zu einem Abfall in der Matrixfestigkeit und somit zu einem Abfall der Verschleißfestigkeit gibt. Es wird auch angenommen, dass die Matrizes - weil sie zu stark verstärkt sind - die Ventile stärker angreifen, was zu einem beschleunigten Verschleiß der Ventile führt und so der Verschleiß der Ventilsitze ebenso beschleunigt wird.
Aus Vergleichen der erfindungsgemäßen Legierungen 13 und 16-19 mit Vergleichslegierung 11 geht hervor, dass die maschinelle Bearbeitbarkeit durch die Zugabe von MnS-Pulvern verbessert wird, wie aus Fig. 8 ersichtlich ist und die Wirkung solcher Verbesserungen mit zunehmender Menge der zugegebenen MnS-Pulver größer wird.
Wenn die Menge der zugegebenen MnS-Pulver steigt, inhibieren die MnS-Pulver jedoch das Fortschreiten des Sinterns, was zu einem Abfall in der Matrixfestigkeit führt; mit anderen Worten, der Abrieb der Ventilsitze nimmt zu. Übersteigt die Menge der zugegebenen MnS-Pulver 2,0%, wird der Abfall der Matrixfestigkeit zu groß, was zu einer erhöhten Abnutzung führt. Wenn die Menge der zugegebenen MnS-Pulver bis zu 2,0% beträgt, weist der Abrieb der Ventile einen im wesentlichen konstanten, jedoch stabilen Wert auf, der Abrieb der Ventile nimmt jedoch zu, wenn die Abnutzung der Ventilsitze fortschreitet (siehe Fig. 8). Es wird somit gefunden, dass die Zugabe der MnS-Pulver die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert; es ist jedoch bevorzugt, dass die Menge der zugegebenen MnS-Pulver bis zu 2,0% beträgt, da ein Zugabeüberschuss von viel MnS zu einem Abfall der Verschleißfestigkeit führt.
Aus Vergleichen der erfindungsgemäßen Legierungen 13, 14 und 15 mit Vergleichslegierung 13 geht hervor, dass die erfindungsgemäße Legierung 13 eine verbesserte Verschleißfestigkeit aufweist (Gesamtabrieb etwa 44 um) als Vergleichs- (oder herkömmliche) Legierung 13, jedoch schlechtere Werte bezüglich der maschinellen Bearbeitbarkeit aufweist. Es ist jedoch offensichtlich, dass dies durch Imprägnieren der Poren der erfindungsgemäßen Legierung mit Acrylharz oder Blei gelöst werden kann; d. h. die maschinelle Bearbeitbarkeit der erfindungsgemäßen Legierung kann gegenüber derjenigen der Vergleichs- (oder herkömmlichen) Legierung 13 ohne nachteilige Wirkung auf die Verschleißfestigkeit verbessert werden.
Die erfindungsgemäße Legierung 13 wird nun mit der Vergleichslegierung 12 verglichen. Eine Untersuchung der Mikrophotographien zeigt, dass die Legierung (Vergleichslegierung 12), in der die erfindungsgemäßen Matrix bildenden Legierungspulver in diskreter Form zugegeben sind, eine gemischte Struktur aus Austenit und Martensitderen Kerne durch nicht-diffundierendes Nickel gebildet werden - dispergiert in Perlit aufweist, wobei in der gemischten Struktur eine Ferritphase dispergiert ist, die als einen Kern eine harte Phase enthält, die durch die erfindungsgemäßen die harte Phase bildenden Pulver gebildet ist, und eine Martensitphase, die diese Ferritphase umgibt. Diese Legierung weist eine schlechte Verschleißfestigkeit auf aufgrund des großen Anteils der Perlitphase, die eine geringe Festigkeit aufweist, sowie maschinelle Bearbeitbarkeit aufgrund eines hohen Anteils der Martensitphase. Es ist somit als bevorzugt ersichtlich, dass die Matrix-bildenden Legierungspulver in Form von perfektem Legierungspulver anstatt in diskreter Form verwendet werden.
Wie aus der vorhergehenden Erläuterung ersichtlich ist, stellt die vorliegende Erfindung erfolgreich eine verschleißfeste gesinterte Legierung bereit, die nicht nur preisgünstig ist aufgrund der Tatsache, dass kostspielige Elemente wie Kobalt nicht verwendet werden, sondern die auch bezüglich der Verschleißfestigkeit und der maschinellen Bearbeitbarkeit gegenüber herkömmlichen Legierungen verbessert ist sowie ein Verfahren zur Herstellung einer solchen gesinterten Legierung. Insbesondere ermöglicht es die erfindungsgemäße verschleißfeste gesinterte Legierung, Ventilsitze bereitzustellen, die in der Lage sind, die in letzter Zeit geforderten niedrigen Kosten in der Automobilindustrie zu erfüllen.

Claims

1. Verschleißfeste, gesinterte Legierung, die eine allgemeine Zusammensetzung aufweist, die, angegeben als Gewichtsverhältnis, besteht aus

0,736 bis 5,79% Nickel,

0,12 bis 6,25% Chrom,

0,294 bis 1,715% Molybdän,

0,508 bis 2,0% Kohlenstoff,

und fakultativ

0,006 bis 0,55% Vanadium und/oder

0,03 bis 1,25% Wolfram

und ebenfalls fakultativ 0,1 bis 2,0% Mangansulfid,

wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, und die eine Mikrostruktur aufweist, wobei eine Bainitmatrixstruktur oder eine gemischte Bainit- und Sorbitmatrixstruktur einen Kern einschließt, der eine harte Phase aufweist, die hauptsächlich aus Chromkarbid zusammengesetzt ist und wobei ein Ferrit, der den Kern umgibt und eine hohe Chromkonzentration aufweist und ein Martensit, der den Ferrit umgibt, dispergiert sind, und das fakultative Mangansulfid in der Legierung homogen dispergiert ist, und ebenfalls fakultativ ein Acrylharz, Blei oder eine Bleilegierung in den Poren der Legierung dispergiert sind.

2. Verschleißfeste gesinterte Legierung nach Anspruch 1, wobei der Gehalt des Molybdäns 0,294 bis 0,965% beträgt.

3. Verschleißfeste gesinterte Legierung nach Anspruch 1, wobei der Gehalt des Molybdäns 0,303 bis 1, 715% beträgt.

4. Verfahren zur Herstellung einer verschleißfesten gesinterten Legierung nach Anspruch 1, wobei ein Pulvergemisch aus

0,5 bis 1,4 Gew.-% Graphitpulver und

3 bis 25 Gew.-% eines eine harte Phase bildenden Pulvers, das eine Zusammensetzung aufweist, die, angegeben als Gewichtsverhältnis,

4,0 bis 25% Chrom und

0,25 bis 2,4% Kohlenstoff enthält

und fakultativ

0,3 bis 3,0% Molybdän und/oder

0,2 bis 2,2% Vanadium und/oder

1,0 bis 5,0% Wolfram

wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist, mit einem eine Matrix bildenden Legierungspulver verwendet wird, das eine Zusammensetzung aufweist, die, angegeben als Gewichtsverhältnis, besteht aus

1 bis 6% Nickel,

0,4 bis 1,0% Molybdän,

wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist,

und fakultativ

0,1 bis 2,0% Mangansulfidpulver, das mit dem Pulvergemisch gemischt ist und ebenfalls fakultativ ein beliebiges Acrylharz, Blei und/oder eine Bleilegierung, die in Poren in einem Sinterkörper imprägniert sind, der durch Druckformen und Sintern des Pulvergemisches erhalten wird.