DE102009031390A1

DE102009031390A1 - Hartphasenbildendes Legierungspulver, verschleißfeste Sinterlegierung, und Herstellungsverfahren für verschleißfeste Sinterlegierung

Info

Publication number: DE102009031390A1
Application number: DE102009031390A
Authority: DE
Inventors: Hideaki Kawata
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2008-07-03
Filing date: 2009-07-01
Publication date: 2010-06-10
Also published as: KR101117361B1; KR20100004878A; US9260772B2; US20100008812A1; US20130091986A1

Abstract

Ein hartphasenbildendes Legierungspulver zum Bilden einer in einer Sinterlegierung dispergierten harten Phase besteht, in Gewichtsprozent, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Ein Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung enthält das Vorbereiten eines grundmassebildenden Pulvers, des hartphasenbildenden Legierungspulvers und eines Graphitpulvers. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem grundmassebildenden Pulver zu einem Rohpulver. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form, und enthält das Sintern des Grünkörpers. Eine verschleißfeste Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Grundmasse dispergiert ist. Die harte Phase besteht, in Gewichtsprozent, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein hartphasenbildendes Legierungspulver, das vorzugsweise verwendet werden kann, um eine in einer verschleißfesten Sinterlegierung dispergierte harte Phase zu bilden. Die verschleißfeste Sinterlegierung, wie z. B. diejenige, die in Ventilplatten für Verbrennungskraftmaschinen verwendet wird, muss eine Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen aufweisen. Die vorliegende Erfindung bezieht sich ferner auf ein Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung, die hartphasenbildendes Legierungspulver verwendet, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung vorzugsweise für Ventilplatten für Verbrennungskraftmaschinen verwendet werden kann. Außerdem bezieht sich die vorliegende Erfindung auf eine verschleißfeste Sinterlegierung, die mit dem Herstellungsverfahren erhalten wird.
Stand der Technik
Für eine Sinterlegierung kann die Legierungsauslegung frei gewählt werden, wobei verschiedene Eigenschaften, wie z. B. die Wärmefestigkeit und die Verschleißfestigkeit, diesen leicht verliehen werden kann, im Vergleich zu Blockmaterialien. Die Sinterlegierung wird daher für Ventilplatten für Verbrennungskraftmaschinen verwendet. In einer solchen verschleißfesten Sinterlegierung für Ventilplatten ist eine harte Phase mit einem hohen Härtegrad im Allgemeinen in einer Eisenbasis-Legierungsgrundmasse dispergiert, hauptsächlich um die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Zum Beispiel sind die folgenden Sinterlegierungen bekannt. Eine Sinterlegierung, in der Eisenlegierungspartikel in einer Eisenbasis-Legierungsgrundmasse als harte Phase dispergiert sind, ist in der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 64-015349 offenbart. Diese Sinterlegierung wird gebildet durch Zugeben eines Eisenlegierungspulvers, wie z. B. Ferromolybdän und Ferrowolfram, zu einem Rohpulver und anschließendes Sintern. Eine weitere Sinterlegierung, in der eine harte Phase in einer Eisenbasis-Legierungsgrundmasse dispergiert ist, ist in der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 09-195012 offenbart. Diese Sinterlegierung wird gebildet durch Zugeben eines Schnell-Werkzeugstahlpulvers oder eines Gesenkstahlpulvers zu einem Rohpulver und anschließendes Sintern, wobei Metallkarbide in der harten Phase dispergiert werden. Genauer, wenn eine hohe Verschleißfestigkeit für eine Sinterlegierung erforderlich ist, wird vorzugsweise ein Co-Basis-Legierungspulver oder ein Ni-Basis-Legierungspulver (siehe japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 10-046298 ) zu einem Rohpulver zugegeben und als harte Phase dispergiert. Für das Co-Basis-Legierungspulver kann eine Co-Cr-W-Legierung (siehe japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 64-015349 ) und eine Co-Mo-Si-Legierung (siehe japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 56-152947 ) verwendet werden.
ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG
Die Kosten einer verschleißfesten Sinterlegierung, in der eine Co-Mo-Si-Legierung als harte Phase dispergiert ist, sind gestiegen, da die Kosten für Co und Mo in letzter Zeit gestiegen sind. Hinsichtlich der neuesten Umweltprobleme und des Rohölraubbauproblems werden Alkoholbasis-Kraftstoffe biologischen Ursprungs (Biokraftstoffe) häufiger als Kraftstoffe für Verbrennungskraftmaschinen verwendet. Die Alkohohlkraftstoffe erzeugen während der Verbrennung säurehaltige Stoffe, weshalb eine für Ventilplatten verwendete verschleißfeste Sinterlegierung eine hohe Korrosionsfestigkeit aufweisen muss. Dementsprechend ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein hartphasenbildendes Legierungspulver bei geringeren Kosten zu schaffen, wobei das hartphasenbildende Legierungspulver eine Verschleißfestigkeit bis zum gleichen Grad oder bis zu einem größeren Grad aufweist als der Grad der Verschleißfestigkeit, der unter Verwendung eines herkömmlichen Co-Mo-Si-Legierungspulvers erhalten wird. Außerdem ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine verschleißfeste Sinterlegierung bei geringeren Kosten zu schaffen, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung eine höhere Korrosionsfestigkeit aufweist als die Korrosionsfestigkeit einer herkömmlichen Sinterlegierung. Ferner ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung zu schaffen. In der folgenden Beschreibung stellen alle Symbole ”%” Gewichtsprozentsätze dar, d. h. ”Gew.-%”.
Die vorliegende Erfindung schafft ein hartphasenbildendes Legierungspulver zum Bilden einer in einer Sinterlegierung dispergierten harten Phase. Das hartphasenbildende Legierungspulver besteht aus, in Gew.-%, 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr (vorzugsweise 20 bis 40% Cr) und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. In diesem Fall wird vorzugsweise nicht mehr als 80 Gew.-% an Co durch Fe substituiert, wobei vorzugsweise nicht mehr als 5 Gew.-% Mn zugegeben wird.
Im hartphasenbildenden Legierungspulver der vorliegenden Erfindung wird Cr, das relativ kostengünstig ist, als Grundmasse festigendes Element verwendet. Cr wird einem Rohpulver einer verschleißfesten Sinterlegierung zugegeben und gesintert, wobei Cr eine in der Sinterlegierung dispergierte harte Phase bildet. Beim Sintern festigt das Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver die Legierungsgrundmasse der harten Phase, wobei Cr aus dem hartphasenbildenden Legierungspulver dispergiert wird und die Eisenbasis-Legierungsgrundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung festigt. Außerdem bildet Cr einen passiven Oxidfilm auf der Oberfläche eines verschleißfesten Teils. Daher weist eine verschleißfeste Sinterlegierung, die das hartphasenbildende Legierungspulver der vorliegenden Erfindung verwendet, eine ausgezeichnete Korrosionsfestigkeit und Verschleißfestigkeit auf.
Die vorliegende Erfindung schafft ein Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung, wobei das Herstellungsverfahren das Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% eines Graphitpulvers mit einem grundmassebildenden Pulver zu einem Rohpulver enthält. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper, der eine vorgegebene Form aufweist, und enthält das Sintern des Grünkörpers.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Mischpulver bestehend aus 1 bis 5 Gew.-% eines Nickelpulvers und als Rest Eisenpulver hergestellt. Als Eisenpulver wird vorzugsweise ein erzreduziertes Eisenpulver verwendet, das 0,3 bis 1,5 Gew.-% Metalloxide enthält.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Eisenlegierungspulver hergestellt, das 1 bis 5 Gew.-% Cr und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. In diesem Fall enthält das Eisenlegierungspulver vorzugsweise wenigstens Mo und/oder V und/oder Nb mit nicht mehr als 2,4 Gew.-%. Im zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Mischpulver hergestellt, das aus dem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% eines Nickelpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung gemäß einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Eisenlegierungspulver hergestellt, das, in Gew.-%, aus 3 bis 8% Co, 1 bis 2% Ni, 1 bis 2% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. Im dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver stärker bevorzugt aus einem Mischpulver hergestellt, das aus dem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% eines Nickelpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung gemäß einem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Eisenlegierungspulver hergestellt, das, in Gew.-%, aus 1 bis 3% Ni, 0,5 bis 2% Mo, 0,1 bis 1% Cr, 0,1 bis 0,5% Mn und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. Im vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Mischpulver hergestellt, das aus dem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% von wenigstens einem Nickelpulver und/oder einem Kupferpulver in Bezug auf das Rohpulver besteht.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung gemäß einem fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das grundmassebildende Pulver vorzugsweise aus einem Eisenlegierungspulver hergestellt, das aus 1 bis 7 Gew.-% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. Im fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung ist das grundmassebildende Pulver stärker bevorzugt aus einem Mischpulver hergestellt, das aus dem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% eines Nickelpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung wird vorzugsweise wenigstens eine Art von Pulver eines Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials zum Rohpulver mit 0,3 bis 2 Gew.-% zugegeben. Das Pulver des Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials wird aus der Gruppe ausgewählt, die aus Bleipulver, Disulfidmolybdän-Pulver, Mangansulfid-Pulver, Bornitrid-Pulver, Kalziummetasilikatmineral-Pulver und Kalziumfluorid-Pulver besteht. Die verschleißfeste Sinterlegierung, die durch Sintern erhalten wird, weist Poren auf, wobei in die Poren vorzugsweise ein Element infiltriert oder imprägniert wird, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung und Acrylharz besteht.
Die vorliegende Erfindung schafft eine verschleißfeste Sinterlegierung, die eine metallische Struktur aufweist, in der 15 bis 45% einer harten Phase in der Grundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. In der Zusammensetzung der harten Phase ist vorzugsweise nicht mehr als 80 Gew.-% des Co durch Fe substituiert, wobei nicht mehr als 5 Gew.-% an Mn vorzugsweise zugegeben ist.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung vorzugsweise, in Gew.-%, 1 bis 5% Ni, 2,25 bis 33,3% Co, 1,5 bis 18% Cr, 2,25 bis 15,75% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. In diesem Fall ist die Grundmasse vorzugsweise aus einer Fe-Ni-C-Legierung hergestellt. Außerdem wird noch stärker bevorzugt wenigstens eine Art eines Metalloxids in der Fe-Ni-C-Legierungsgrundmasse mit 0,15 bis 1,25 Gew.-% bezüglich der Gesamtzusammensetzung zugegeben. Das Metall wird aus der Gruppe ausgewählt, die aus Aluminium, Silizium, Magnesium, Eisen, Titan und Kalzium besteht.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung vorzugsweise, in Gew.-%, aus 2,34 bis 20,73% Cr, 2,25 bis 15,75% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 3,33% Co, 0,5 bis 1,5%, C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. In diesem Fall ist die Grundmasse vorzugsweise aus einer Fe-Cr-C-Legierung hergestellt. Außerdem wird stärker bevorzugt wenigstens Mo und/oder V und/oder Nb in der Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse mit nicht mehr als 2 Gew.-% bezüglich der Gesamtzusammensetzung zugegeben. Außerdem wird stärker bevorzugt Ni in der Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse mit nicht mehr als 5 Gew.-% bezüglich der Gesamtzusammensetzung zugegeben.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung vorzugsweise, in Gew.-%, aus 1,5 bis 18% Cr, 0,54 bis 1,69 Ni, 3,09 bis 16,84 Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 4,76 bis 7,366% Co, 0,5 bis 1,5 C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. In diesem Fall ist die Grundmasse vorzugsweise aus einer Fe-Co-C-Legierung hergestellt. Außerdem ist stärker bevorzugt Ni in der Fe-Co-C-Legierungsgrundmasse mit nicht mehr als 5 Gew.-% bezüglich der Gesamtzusammensetzung zugegeben.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß einem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung vorzugsweise in Gew.-%, aus 1,58 bis 18,55 Cr, 0,54 bis 2,54% Ni, 2,67 bis 16,84 Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,30% Co, 0,05 bis 0,42% Mn, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. In diesem Fall ist die Grundmasse vorzugsweise aus einer Fe-Ni-Mo-C-Legierung hergestellt. Außerdem ist stärker bevorzugt wenigstens Ni und/oder Cu in der Fe-Ni-Mo-C-Legierungsgrundmasse mit nicht mehr als 5 Gew.-% bezüglich der Gesamtzusammensetzung zugegeben.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß einem fünften Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht die Gesamtzusammensetzung vorzugsweise, in Gew.-%, aus 1,5 bis 18% Cr, 3,09 bis 19,57% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,3% Co, 0,5 bis 1,5%C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. In diesem Fall ist die Grundmasse vorzugsweise aus einer Fe-Mo-C-Legierung hergestellt. Außerdem ist stärker bevorzugt Ni in der Fe-Mo-C-Legierungsgrundmasse mit nicht mehr als 5,0 Gew.-% bezüglich der Gesamtzusammensetzung zugegeben.
In der verschleißfesten Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung weist die Sinterlegierung Poren und Korngrenzen auf, wobei 0,3 bis 2 Gew.-% wenigstens einer Art von Pulver eines Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials vorzugsweise in den Poren und den Korngrenzen dispergiert ist. Das Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterial ist aus der Gruppe ausgewählt, die aus Blei, Disulfidmolybdän, Mangansulfid, Bornitrid, Kalziummetasilikatmineral und Kalziumflourid besteht. Außerdem ist vorzugsweise in den Poren der Sinterlegierung ein Element infiltriert oder imprägniert, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung und Acrylharz besteht.
Im hartphasenbildenden Legierungspulver der vorliegenden Erfindung wird Cr, das relativ kostengünstig ist, als Grundmassefestigungselement verwendet. Cr wird dem Rohpulver einer verschleißfesten Sinterlegierung zugegeben und wird gesintert, wobei Cr eine in der Sinterlegierung dispergierte harte Phase bildet. Beim Sintern festigt das Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver die Legierungsgrundmasse der harten Phase, wobei Cr von dem hartphasenbildenden Legierungspulver dispergiert wird und die Eisenbasis-Legierungsgrundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung festigt. Außerdem bildet Cr einen passiven Oxidfilm auf der Oberfläche eines verschleißbeständigen Teils. Die verschleißfeste Sinterlegierung, die das hartphasenbildende Legierungspulver der vorliegenden Erfindung verwendet, weist daher eine hervorragende Korrosionsfestigkeit und Verschleißfestigkeit auf. Dementsprechend wird die verschleißfeste Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung vorzugsweise für Ventilplatten einer Verbrennungskraftmaschine verwendet, die einen Alkoholkraftstoff als Kraftstoff verwendet.
BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
1. Hartphasenbildendes Legierungspulver
Ähnlich einem herkömmlichen Co-Mo-Si-Legierungspulver wird das hartphasenbildende Legierungspulver der vorliegenden Erfindung einem Rohpulver zugegeben und gesintert, wodurch das hartphasenbildende Legierungspulver in der Grundmasse als harte Phase dispergiert wird. Das wesentliche Merkmal der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass eine große Menge an Cr dem herkömmlichen Co-Mo-Si-Legierungspulver zugegeben wird, um somit das herkömmliche Co-Mo-Si-Legierungspulver zu verbessern.
Co ist im hartphasenbildenden Legierungspulver der vorliegenden Erfindung enthalten und ist in der Legierungsgrundmasse der vom hartphasenbildenden Legierungspulver gebildeten harten Phase feststoffgelöst. Als Ergebnis verbessert das Co die Wärmefestigkeit der harten Phase und verbessert ferner die Festigkeit und Verschleißbeständigkeit bei hohen Temperaturen. Das im hartphasenbildenden Legierungspulver enthaltene Co wird in der Grundmasse einer Sinterlegierung beim Sintern dispergiert, wobei die Grundmasse der Sinterlegierung durch Feststofflösungsfestigung gefestigt wird und die harte Phase fest mit der Grundmasse der Sinterlegierung verbunden wird. Außerdem verbindet sich eine Teilmenge des Co mit Mo, Cr und Si und bildet Molybdänsilizide, Chromsilizide und komplexe Silizide derselben. Die Silizide dienen als Kern einer harten Phase und verhindern plastisches Fließen und Haften der Grundmasse der Sinterlegierung, wodurch die Verschleißfestigkeit verbessert wird.
Mo ist im hartphasenbildenden Legierungspulver der vorliegenden Erfindung enthalten und wird beim Sintern in der Grundmasse einer Sinterlegierung dispergiert. Als Ergebnis wird die Grundmasse der Sinterlegierung durch Feststofflösungsfestigung gefestigt, wobei die Abschreckbarkeit der Grundmasse der Sinterlegierung verbessert wird, wodurch die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung verbessert werden. Mo verbindet sich hauptsächlich mit Si und bildet harte Molybdänsilizide, wobei eine Teilmenge von Mo mit Cr und Co reagiert und komplexe Silizide bildet. Die Silizide dienen als Kern der harten Phase. Somit werden plastisches Fließen und Haften der Grundmasse der Sinterlegierung verhindert, wodurch die Verschleißfestigkeit verbessert wird. Wenn in diesem Fall die Menge an Mo im hartphasenbildenden Legierungspulver kleiner als 15% ist, ist die Grundmasse nicht ausreichend gefestigt. Außerdem sind nicht ausreichend Silizide ausgefällt, wobei der obige Pinning-Effekt nicht ausreichend erzielt wird, wodurch die Verschleißfestigkeit herabgesetzt wird. Wenn andererseits mehr als 35% an Mo im hartphasenbildenden Legierungspulver enthalten ist, wird das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wodurch die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt wird. Da außerdem die Menge an Siliziden erhöht wird, kann ein damit gepaartes Teil leicht abgenutzt werden. Die Menge an Mo im hartphasenbildenden Legierungspulver wird daher auf 15 bis 35% festgelegt.
Si verbindet sich mit Mo, Co und Cr und bildet harte Molybdänsilizide, Chromsilizide und komplexe Silizide derselben, um somit die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Wenn die Menge an Si im hartphasenbildenden Legierungspulver kleiner als 1% ist, werden nicht ausreichend Silizide ausgefällt. Wenn die Menge an Si im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 10% ist, wird das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wodurch Kompressibilität und Sinterbarkeit herabgesetzt werden. Die Menge an Si im hartphasenbildenden Legierungspulver wird daher auf 1 bis 10% festgelegt.
Cr ist in der Legierungsgrundmasse der harten Phase, die nach dem Sintern gebildet wird, feststoffgelöst, wodurch die Legierungsgrundmasse der harten Phase gefestigt ist. Außerdem wird Cr in der Grundmasse einer Sinterlegierung beim Sintern dispergiert und festigt die Grundmasse der Sinterlegierung. Das in der Sinterlegierung dispergierte Cr bildet einen passiven Oxidfilm auf der Oberfläche eines verschleißbeständigen Teils und verbessert die Korrosionsfestigkeit und die Oxidationsfestigkeit. Eine Teilmenge des Cr verbindet sich mit Si, Mo und Co und bildet harte Chromsilizide und komplexe Silizide. Cr ist im Vergleich zu den Kosten von Co und Mo kostengünstig, wobei Cr zugegeben wird, um die Menge an Co zu senken, wobei das hartphasenbildende Legierungspulver kostengünstig wird, und wobei eine verschleißfeste Sinterlegierung bei geringeren Kosten hergestellt werden kann. Wenn Cr, das die obigen Wirkungen aufweist, im hartphasenbildenden Legierungspulver weniger als 10% ausmacht, können die obenerwähnten Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt werden. Um die obenerwähnten Wirkungen effizient zu erzielen, wird die Menge an Cr vorzugsweise auf 20% oder mehr festgelegt. Wenn andererseits die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% ist, werden Oxidfilme auf den Oberflächen der Partikel des hartphasenbildenden Legierungspulvers stark ausgebildet, wodurch das Sintern verhindert werden kann. Da außerdem das hartphasenbildende Legierungspulver durch die Oxidfilme gehärtet wird, ist die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt und die Festigkeit und Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung sind herabgesetzt. Daher wird die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver auf 10 bis 40%, vorzugsweise 20 bis 40% festgelegt.
In der vorliegenden Erfindung werden durch Festlegen der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver zur Bildung einer harten Phase wie oben beschrieben die Korrosionsfestigkeit und die Oxidationsfestigkeit verbessert. Daher kann eine Teilmenge des Co zur Bildung der Legierungsgrundmasse der harten Phase durch Fe substituiert werden. Das heißt, da das in Fe feststoffgelöste Cr einen passiven Oxidfilm bildet und somit die Korrosionsfestigkeit und Oxidationsfestigkeit verbessert, kann Fe, das kostengünstig ist, einen Teil der Menge an Co substituieren, das eine hervorragende Korrosionsfestigkeit aufweist, jedoch teuer ist. In diesem Fall können nicht mehr als 80% von Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden.
In der vorliegenden Erfindung wird durch Zugeben von Mn in das hartphasenbildende Legierungspulver Mn in der Legierungsgrundmasse der harten Phase, die nach dem Sintern gebildet wird, feststoffgelöst, wobei die Legierungsgrundmasse der harten Phase gefestigt wird. Durch Festigen der Legierungsgrundmasse der harten Phase auf diese Weise werden ein Fließen und Abfallen von Siliziden (Molybdänsilizide, Chromsilizide und komplexe Silizide derselben), die in der harten Phase ausgefällt worden sind, verhindert, wodurch eine hervorragende Verschleißfestigkeit unter erschwerten Bedingungen erhalten wird. Mn ist in der Fe-Grundmasse der Sinterlegierung dispergiert und erhöht die Fixierbarkeit der harten Phase, wodurch ein Abfallen der harten Phase verhindert wird und die Verschleißfestigkeit verbessert wird. Wenn die Menge an solchem Mn in dem hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 5% ist, werden Mn-Oxidfilme auf den Oberflächenschichten der Partikel des hartphasenbildenden Legierungspulvers ausgebildet, wodurch die Dispersion während des Sinterns verhindert wird und die Fixierbarkeit der harten Phase herabgesetzt wird. Daher wird die obere Grenze der Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver auf 5% festgelegt.
Für die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung, in der die aus dem hartphasenbildenden Legierungspulver der vorliegenden Erfindung hergestellte harte Phase dispergiert ist, kann eine herkömmliche verschleißfeste Sinterlegierungsgrundmasse verwendet werden, wobei insbesondere niedrig legierter Stahl oder rostfreier Stahl verwendet werden können. Das heißt, in einem Rohpulver einer Sinterlegierung, zu dem ein herkömmliches hartphasenbildendes Legierungspulver auf Co-Mo-Si-Basis zugegeben wird, kann anstelle der Verwendung des herkömmlichen hartphasenbildenden Legierungspulvers auf Co-Mo-Si-Basis das hartphasenbildende Legierungspulver der vorliegenden Erfindung verwendet werden. Wenn ein solches Rohpulver verdichtet und gesintert wird, wird eine Sinterlegierung erhalten. Diese Sinterlegierung weist eine Korrosionsfestigkeit, eine Oxidationsfestigkeit und eine Verschleißfestigkeit bis zum gleichen Grad oder bis zu höheren Graden als eine verschleißfeste Sinterlegierung auf, in der eine harte Phase dispergiert ist, die aus einem herkömmlichen hartphasenbildenden Legierungspulver auf Co-Mo-Si-Basis hergestellt ist. Da außerdem die Menge an Co, das teuer ist, verringert ist, kann die Sinterlegierung mit geringeren Kosten hergestellt werden.
2. Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung und verschleißfeste Sinterlegierung
2-1. Basisbildung
In der vorliegenden Erfindung wird Cr in der Grundmasse dispergiert und bildet einen passiven Oxidfilm unter Verwendung der obenerwähnten harten Phase, wobei die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse verbessert wird. Die Grundmasse kann somit aus einer Eisenlegierung hergestellt werden, was relativ kostengünstig ist, ohne große Mengen an Co und Mo zu verwenden, die teuer sind. Genauer wird mit dem folgenden Verfahren eine verschleißfeste Sinterlegierung erhalten. Das obenerwähnte hartphasenbildende Legierungspulver und ein Graphitpulver werden mit einem grundmassebildenden Pulver auf Eisenbasis zu einem Rohpulver gemischt. Anschließend wird das Rohpulver zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form verdichtet und der Grünkörper wird gesintert.
Wenn das hartphasenbildende Legierungspulver mit weniger als 15% zum Rohpulver zugegeben wird, wird keine ausreichende Verschleißfestigkeit erhalten. Das hartphasenbildende Legierungspulver der vorliegenden Erfindung wird hergestellt, indem die Menge an Cr in einem herkömmlichen hartphasenbildenden Legierungspulver auf Co-Mo-Si-Basis erhöht wird. Da Cr in der Co-Legierungsgrundmasse feststoffgelöst ist, wird die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers erhöht und dessen Kompressibilität verringert. Wenn daher das hartphasenbildende Legierungspulver zu dem Rohpulver zu mehr als 45% zugegeben wird, wird die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt. Dementsprechend wird das hartphasenbildende Legierungspulver mit 15 bis 45% zum Rohpulver zugegeben.
Die in der Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung dispergierte harte Phase wird gebildet, in dem das hartphasenbildende Legierungspulver und ein Graphitpulver zu dem grundmassebildenden Pulver auf Eisenbasis zugegeben wird und gesintert wird. Da das hartphasenbildende Legierungspulver zum Rohpulver zu 15 bis 45% zugegeben wird, beträgt die Menge der in der Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung dispergierten harten Phase 15 bis 45%. Wie oben beschrieben worden ist, besteht das hartphasenbildende Legierungspulver aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. In der Gesamtzusammensetzung der verschleißfesten Sinterlegierung beträgt daher die Menge an Co 2,25 bis 33,3%, die Menge an Cr 1,5 bis 18%, die Menge an Mo 2,25 bis 15,75% und die Menge an Si 0,15 bis 4,5%. Wenn Mn zum hartphasenbildenden Legierungspulver zugegeben wird, beträgt die Menge an Mn in der Gesamtzusammensetzung nicht mehr als 2,25%.
Ein Graphitpulver wird als C-Quelle zugegeben. C wird im grundmassebildenden Pulver auf Eisenbasis beim Sintern dispergiert und in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst, wodurch die Fe-Grundmasse gefestigt wird. Außerdem wird C zugegeben, um eine Grundmassestruktur zu bilden, die aus Martensit oder Bainit hergestellt ist, die eine hohe Festigkeit aufweisen. Wenn die Menge an C kleiner als 0,5% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an C größer als 1,5% ist, kann an Korngrenzen sprödes Zementit ausgefällt werden, wodurch die Festigkeit und Verschleißfestigkeit der verschleißfesten Sinterlegierung herabgesetzt werden. Die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung wird daher auf 0,5 bis 1,5% festgelegt. Wenn auf diese Weise C zugegeben wird und im Eisenpulver feststoffgelöst wird, wird die Härte des Eisenpulvers erhöht und die Kompressibilität deutlich verringert. Die Gesamtmenge an C wird daher in Form eines Graphitpulvers zugegeben. Dementsprechend wird ein Graphitpulver zu dem grundmassebildenden Pulver mit 0,5 bis 1,5% zugegeben.
Im Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung wird das Rohpulver zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form verdichtet, wobei der Grünkörper gesintert wird. Das Verdichten und Sintern kann in derselben Weise durchgeführt werden wie für eine herkömmliche verschleißfeste Sinterlegierung, die Co-Mo-Si-Legierungspulver als hartphasenbildendes Legierungspulver verwendet. Das heißt, das Verdichten kann bei einem Verdichtungsdruck von 600 bis 1.000 MPa durchgeführt werden, wobei das Sintern bei einer Sintertemperatur von 1.000 bis 1.300°C durchgeführt werden kann.
Eine mit dem obigen Herstellungsverfahren erhaltene Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Grundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
In der verschleißfesten Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung kann eine Bearbeitbarkeitsverbesserungstechnik verwendet werden, die herkömmlicherweise durchgeführt wird. Das heißt, wenigstens eine Art eines Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials kann zu dem Rohpulver mit 0,3 bis 2% zugegeben werden, um somit das Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterial in den Poren und Korngrenzen der verschleißfesten Sinterlegierung zu dispergieren. Das Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterial wird aus der Gruppe ausgewählt, die aus Bleipulver, Disulfidmolybdänpulver, Mangansulfidpulver, Bornitridpulver, Kalziummetasilikatmineralpulver und Kalziumfluoridpulver besteht. Diese Materialien sind Bearbeitbarkeitsverbesserungskomponenten, wobei die Materialien als Anfangspunkt für ein Brechen während der Bearbeitung dienen, wenn die Materialien in der Grundmasse dispergiert sind, wodurch die Bearbeitbarkeit der Sinterlegierung verbessert wird. Wenn die Menge an Bearbeitbarkeitsverbesserungskomponenten weniger als 0,3% beträgt, werden die Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge der Bearbeitbarkeitsverbesserungskomponenten größer als 2% ist, wird die Festigkeit der Sinterlegierung herabgesetzt.
Ein aus der Gruppe ausgewähltes Element, die aus Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung und Acrylharz besteht, kann in den Poren der verschleißfesten Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung infiltriert oder imprägniert werden. Wenn eine Sinterlegierung, die Poren aufweist, bearbeitet wird, wird die Bearbeitung intermittierend durchgeführt, wobei auf die Kante eines Werkzeugs intermittierend ein Stoß ausgeübt wird. Durch Zugeben von Blei, Kupfer und dergleichen in den Poren kann jedoch die Bearbeitung kontinuierlich durchgeführt werden, wobei der Grad des Stoßes an der Kante des Werkzeugs verringert wird. Blei und Bleilegierung dienen als Feststoffschmiermittel. Kupfer und Kupferlegierung weisen eine hohe thermische Leitfähigkeit auf, wodurch eine thermische Akkumulation verhindert und thermische Beschädigungen an der Kante verringert werden. Acrylharz dient als Anfangspunkt für ein Brechen bei der Bearbeitung.
2-2. Fe-Ni-C-Legierungsgrundmasse
In der obigen verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung aus einer Fe-Ni-C-Legierung hergestellt. Die Fe-Ni-C-Legierung enthält kein Co und Mo, die teuer sind, wodurch eine verschleißfeste Sinterlegierung mit geringeren Kosten hergestellt werden kann.
Ni ist in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei Ni zugegeben wird, um bei einer Abkühlungsrate nach dem Sintern leicht Martensit zu erhalten. Ni, das solche Wirkungen aufweist, wird in Fe mit einer relativ hohen Rate während des Sinterns dispergiert. Wenn Ni in Form eines Fe-Ni-Legierungspulvers, bei dem Ni in Fe feststoffgelöst ist, zugegeben wird, wird außerdem das Hauptrohpulver gehärtet. Daher wird Ni zugegeben, indem ein Nickelpulver zum Eisenpulver zugegeben wird. In diesem Fall werden dann, wenn das Nickelpulver zum Eisenpulver zu weniger als 1% zugegeben wird, die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits das Nickelpulver zum Eisenpulver zu mehr als 5% zugegeben wird, wird eine große Menge an Ni-reichem Austenit mit einer geringen Verschleißfestigkeit gebildet und bleibt erhalten. Das Nickelpulver wird daher zu dem Eisenpulver zu 1 bis 5% zugegeben.
C wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei C zugegeben wird, um eine Grundmassestruktur zu bilden, die aus Martensit oder Bainit besteht, die eine hohe Festigkeit aufweisen. Wenn die Menge an C weniger als 0,5% beträgt, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an C größer als 1,5% ist, kann an den Korngrenzen sprödes Zementit ausgefällt werden, wodurch die Festigkeit und Verschleißfestigkeit der verschleißfesten Sinterlegierung herabgesetzt werden. Daher wird die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung auf 0,5 bis 1,5% festgelegt. Wenn somit C zugegeben wird und im Eisenpulver feststoffgelöst wird, wird die Härte des Eisenpulvers erhöht, wobei die Kompressibilität deutlich verringert wird. Dementsprechend wird die Gesamtmenge an C in Form eines Graphitpulvers zugegeben.
Wie oben beschrieben worden ist, enthält gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung das Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung das Vorbereiten eines Eisenpulvers, eines Nickelpulvers, eines hartphasenbildenden Legierungspulvers und eines Graphitpulvers. Das hartphasenbildende Legierungspulver besteht, in Gew.-%, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Mischen von 1 bis 5% des Nickelpulvers, 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem Eisenpulver zu einem Rohpulver. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form, und enthält das Sintern des Grünkörpers.
Wie oben beschrieben worden ist, besteht gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die verschleißfeste Sinterlegierung, in Gew.-%, aus 1 bis 5% Ni, 2,25 bis 33,3% Co, 1,5 bis 18% Cr, 2,25 bis 15,75 Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Die verschleißfeste Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Fe-Ni-C-Legierungsgrundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung der vorliegenden Erfindung ist aus einer Fe-Ni-C-Legierung hergestellt, indem ein Nickelpulver und ein Graphitpulver zu dem Eisenpulver zugegeben werden, wie oben beschrieben worden ist. In diesem Fall wird vorzugsweise ein erzreduziertes Eisenpulver als Eisenpulver des Hauptrohmaterials verwendet. Das erzreduzierte Eisenpulver enthält eine sehr kleine Menge an metallischen Oxiden, wie z. B. Aluminium, Silizium, Magnesium, Eisen, Titan und Kalzium, aufgrund seines Herstellungsverfahrens. Diese metallischen Oxide werden in der Grundmasse als feine metallische Oxidphasen dispergiert, wobei diese metallischen Oxide als Freibearbeitungskomponenten dienen und die Bearbeitbarkeit verbessern. Im Gegensatz hierzu enthalten ein atomisiertes Eisenpulver und ein mahlstufenreduziertes Eisenpulver, die im Allgemeinen verwendet werden, keine ausreichende Menge an metallischen Oxiden, wobei die obige Wirkung zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit dadurch nicht erzielt wird. Um die Wirkung zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit zu erzielen, wird wenigstens eine Art von metallischen Oxiden zu 0,3% oder mehr benötigt, wobei das metallische Oxid aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus Aluminium, Silizium, Magnesium, Eisen, Titan und Kalzium besteht. Wenn andererseits die Menge der metallischen Oxide in dem erzreduzierten Eisenpulver größer als 1,5% ist, wird die Grundmasse versprödet, wobei die Kompressibilität des Eisenpulvers herabgesetzt wird. Die Menge der metallischen Oxide im erzreduzierten Eisenpulver wird daher auf 0,3 bis 1,5% festgelegt. Diese Menge an metallischen Oxiden entspricht 0,15 bis 1,25% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung.
2-3. Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse
In der obigen verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der zweiten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung eine Fe-Cr-C-Legierung. Die Fe-Cr-C-Legierung enthält nicht Co und Mo, die teuer sind, wodurch eine verschleißfeste Sinterlegierung mit geringeren Kosten hergestellt werden kann. Indem hauptsächlich Cr zu der Grundmasse zugegeben wird, wird die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse weiter verbessert. Da Cr aus der obigen harten Phase in die Grundmasse dispergiert wird, kann die Menge an Cr in der Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse klein sein im Vergleich zu der Menge an Cr in der harten Phase.
Das in der Grundmasse enthaltene Cr bildet einen passiven Oxidfilm und verbessert somit die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse, wobei das Cr in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst wird und die Fe-Grundmasse festigt. Außerdem verbessert das in der Grundmasse enthaltene Cr die Abschreckbarkeit der Grundmasse und bildet eine Grundmassestruktur, die aus einer Bainitstruktur mit einer hohen Festigkeit und Zähigkeit besteht, bei einer Abkühlungsrate nach dem Sintern. Um solche Wirkungen des Cr der Gesamtheit der Grundmasse gleichmäßig zu verleihen, wird Cr mit Fe legiert und in Form des Eisenlegierungspulvers zugegeben. Wenn in diesem Fall die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver kleiner als 1% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver größer als 5% ist, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Eisenpulvers verringert wird. Daher wird die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver auf 1 bis 5% festgelegt.
C wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei C zugegeben wird, um eine Grundmassestruktur zu bilden, die aus Martensit oder Bainit mit einer hohen Festigkeit besteht. Wenn die Menge an C kleiner als 0,5% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an C größer als 1,5% ist, verbindet sich C mit Cr und fällt Cr-Karbide in der Grundmasse aus. Cr wurde zugegeben, um einen passiven Oxidfilm zu bilden und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse zu verbessern. Als Ergebnis wird die Konzentration von Cr in der Grundmasse verringert, wobei die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse herabgesetzt wird. Daher wird die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung auf 0,5 bis 1,5% festgelegt. Wenn somit C zugegeben wird und in dem obigen Eisenlegierungspulver feststoffgelöst wird, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt wird. Dementsprechend wird die gesamte Menge an C in Form eines Graphitpulvers zugegeben.
Wie oben beschrieben worden ist, enthält gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung das Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung das Vorbereiten eines Eisenlegierungspulvers, eines hartphasenbildenden Legierungspulvers und eines Graphitpulvers. Das Eisenlegierungspulver besteht, in Gew.-%, aus 1 bis 5% Cr und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das hartphasenbildende Legierungspulver besteht, in Gew.-%, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem Eisenlegierungspulver zu einem Rohpulver. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form, und enthält das Sintern des Grünkörpers.
Wie oben beschrieben worden ist, besteht gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die verschleißfeste Sinterlegierung, in Gew.-%, aus 2,34 bis 20,73% Cr, 2,25 bis 15,75% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,3% Co, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Die verschleißfeste Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Mo, V und Nb weisen eine höhere Karbidbildungsfähigkeit auf als Cr. In der verschleißfesten Sinterlegierung mit der obigen Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse der vorliegenden Erfindung verbinden sich Mo, V und Nb durch Zugeben von wenigstens Mo und/oder V und/oder Nb zu der Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse selektiv mit dem obenerwähnten C und bilden feine metallische Karbide, die in der Grundmasse dispergiert sind. Dementsprechend wird die Korrosionsfestigkeit durch das Ausfällen der Cr-Karbide nicht herabgesetzt. Außerdem können die mechanische Festigkeit und die Verschleißfestigkeit der Grundmasse verbessert werden. Um diese Wirkungen gleichmäßig der Gesamtheit der Grundmasse zu verleihen, wird wenigstens Mo und/oder V und/oder Nb vorzugsweise zugegeben und im Eisenlegierungspulver feststoffgelöst. Wenn in diesem Fall mehr als 2,4% an Mo, V und Nb zu dem Eisenlegierungspulver zugegeben werden, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt wird. Die Gesamtmenge an Mo, V und Mb, die zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird, wird daher auf nicht mehr als 2,4% festgelegt. Diese Gesamtmenge an Mo, V und Mb entspricht nicht mehr als 2 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung.
Ni wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei Ni die Abschreckbarkeit der Grundmasse verbessert. Im Fall der Verbesserung der Verschleißfestigkeit und der mechanischen Festigkeit durch Ausbilden einer Grundmassestruktur, die aus einer Martensitstruktur oder einer gemischten Struktur einer Martensitstruktur und einer Bainitstruktur besteht, anstelle des Ausbildens einer Grundmassestruktur, die aus einer Bainitstruktur besteht, wird daher Ni zugegeben. Ni, das solche Wirkungen aufweist, wird mit relativ hoher Rate beim Sintern in das Fe dispergiert. Wenn außerdem Ni zugegeben wird und in dem obenerwähnten Eisenlegierungspulver fest stoffgelöst wird, wird das Eisenlegierungspulver gehärtet und die Kompressibilität des Hauptrohpulvers herabgesetzt. Daher wird Ni zugegeben, indem ein Nickelpulver zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird. Wenn in diesem Fall das Nickelpulver zum Rohpulver mit nicht mehr als 5% zugegeben wird, wird eine große Menge an Ni-reichem Austenit, das eine geringe Verschleißfestigkeit aufweist, gebildet und verbleibt in der Grundmasse. Die Obergrenze der Menge an Nickelpulver, das zum Rohpulver zugegeben wird, wird daher auf 5% festgelegt.
2-4. Fe-Co-C-Legierungsgrundmasse
In der obigen verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung aus einer Fe-Co-C-Legierung hergestellt. Die Fe-Co-C-Legierung enthält Co und Mo, jedoch sind die Mengen an Co und Mo klein, wobei eine verschleißfeste Sinterlegierung bei geringeren Kosten gebildet werden kann als die Kosten einer herkömmlichen verschleißfesten Sinterlegierung.
Co wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei Co die Wärmefestigkeit der Grundmasse erhöht und die Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen verbessert. Um solche Effekte von Co gleichmäßig der Gesamtheit der Grundmasse zu verleihen, wird Co mit Fe legiert und in Form eines Eisenlegierungspulvers zugegeben. Wenn in diesem Fall die Menge an Co im Eisenlegierungspulver kleiner als 3% ist, können die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt werden. Wenn andererseits die Menge an Co im Eisenlegierungspulver größer als 8% ist, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt wird und die Kosten des Eisenlegierungspulvers hoch sind. Die Menge an Co im Eisenlegierungspulver wird daher auf 3 bis 8% festgelegt.
Mo wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei Mo die Abschreckbarkeit der Grundmasse erhöht und die Festigkeit und Verschleißfestigkeit der Grundmasse verbessert. Um solche Wirkungen von Mo gleichmäßig der Gesamtheit der Grundmasse zu verleihen, wird Mo zugegeben, indem Mo im obenerwähnten Eisenlegierungspulver feststoffgelöst wird. Wenn in diesem Fall die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver kleiner als 1% ist, können die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt werden. Wenn andererseits die Menge an Mo im Eisenlegie rungspulver größer als 2% ist, können die obigen Verbesserungswirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt werden, wobei die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht wird, wodurch die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt wird. Die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver wird daher auf 1 bis 2% festgelegt.
Ni wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei Ni die Abschreckbarkeit der Grundmasse erhöht und die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit der Grundmasse verbessert. Um solche Wirkungen von Ni gleichmäßig der Gesamtheit der Grundmasse zu verleihen, wird Ni zugegeben, indem Ni im obenerwähnten Eisenlegierungspulver feststoffgelöst wird. Wenn in diesem Fall die Menge an Ni im Eisenlegierungspulver kleiner als 1% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erreicht. Wenn andererseits die Menge an Ni im Eisenlegierungspulver größer als 2% ist, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt wird. Die Menge an Ni im Eisenlegierungspulver wird daher auf 1 bis 2% festgelegt.
C wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt die Fe-Grundmasse, wobei C zugegeben wird, um eine Grundmassestruktur bestehend aus Martensit oder Bainit mit hoher Festigkeit zu bilden. Wenn die Menge an C kleiner als 0,5% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an C größer als 1,5% ist, verbindet sich C mit Cr und fällt Cr-Karbide in der Grundmasse aus. Cr wurde zugegeben, um einen passiven Oxidfilm zu bilden und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse zu verbessern. Als Ergebnis wird die Konzentration von Cr in der Grundmasse erhöht, wobei die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse herabgesetzt wird. Die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung wird daher auf 0,5 bis 1,5% festgelegt. Wenn somit C zugegeben wird und im obigen Eisenlegierungspulver feststoffgelöst wird, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität der Rohpulvers deutlich herabgesetzt wird. Dementsprechend wird die Gesamtmenge an C in Form eines Graphitpulvers zugegeben.
Wie oben beschrieben worden ist, enthält gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung das Herstellungsverfahren der verschleißfesten Sinterlegierung das Vorbereiten eines Eisenlegierungspulvers, eines hartphasenbildenden Legierungspulvers und eines Graphitpulvers. Das Eisenlegierungspulver besteht, in Gew.-%, aus 3 bis 8% Co, 1 bis 2% Ni, 1 bis 2% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreini gungen. Das hartphasenbildende Legierungspulver besteht, in Gew.-%, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem Eisenlegierungspulver zu einem Rohpulver. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form und enthält das Sintern des Grünkörpers.
Wie oben beschrieben worden ist, besteht gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die verschleißfeste Sinterlegierung, in Gew.-%, aus 1,5 bis 18% Cr, 0,54 bis 1,69% Ni, 3,09 bis 16,84% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 4,76 bis 37,66% Co, 0,5 bis 1,5% C und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Die verschleißfeste Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Fe-Co-C-Legierungsgrundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann dann, wenn ein größeres Maß der obigen Wirkungen von Ni erforderlich ist, Ni zum Rohpulver in Form eines Nickelpulvers zugegeben werden. Da Ni mit einer relativ hohen Rate beim Sintern in Fe dispergiert wird, wird Ni vorzugsweise mittels Legierungsbildung zugegeben. Trotzdem, wenn eine größere Menge an Ni zugegeben wird, kann Ni in Form eines Nickelpulvers zugegeben werden, da die Wirkungen von Ni leicht der Gesamtheit der Grundmasse verliehen werden, im Vergleich zu den Fallen anderer Elemente. Wenn in diesem Fall das Nickelpulver dem Rohpulver zu mehr als 5% zugegeben wird, wird eine größere Menge an Ni-reichem. Austenit mit geringer Verschleißfestigkeit gebildet und verbleibt in der Grundmasse. Daher wird die Obergrenze der Menge an Nickelpulver, das dem Rohpulver zugegeben wird, auf 5% festgelegt.
2-5. Fe-Ni-Mo-C-Legierungsgrundmasse
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der vierten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung aus einer Fe-Ni-Mo-C-Legierung hergestellt. Die Fe-Ni-Mo-C-Legierung enthält Mo, jedoch ist die Menge an Mo klein, wobei die Fe-Ni-Mo-C-Legierung kein Co enthält. Die verschleiß feste Sinterlegierung kann somit mit geringeren Kosten gebildet werden als die Kosten einer herkömmlichen verschleißfesten Sinterlegierung.
Hinsichtlich der Verschleißfestigkeit, der Verschleißeigenschaften in Bezug auf ein Paarungsmaterial, und der Festigkeit einer verschleißfesten Sinterlegierung wird die metallische Struktur der Grundmasse so ausgeführt, dass sie Bainit ist. Um eine Grundmassenstruktur aus Bainit zu bilden, ist die Zugabe von Legierungselementen, wie z. B. Mo, Ni und Cr, effektiv. Um diese Wirkung gleichmäßig der Gesamtheit der Grundmassenstruktur zu verleihen, werden diese Legierungskomponenten mit Fe legiert und in Form eines Eisenlegierungspulvers zugegeben. Genauer wird die Zusammensetzung des Eisenlegierungspulvers so gewählt, dass sie, in Gew.-%, aus 1 bis 3% Ni, 0,5 bis 2% Mo, 0,1 bis 1% Cr, 0,1 bis 0,5% Mn und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. Das heißt, wenn die Menge an Ni kleiner als 1% ist, die Menge an Mo kleiner als 0,5% ist, die Menge an Cr kleiner als 0,1% ist, und die Menge an Mn kleiner als 0,1% ist, ist die Grundmasse nicht ausreichend bainitisiert. Wenn andererseits die Menge an Ni größer als 3% ist, die Menge an Mo größer als 2% ist, die Menge an Cr größer als 1% ist, und die Menge Mn größer als 0,5% ist, ist die Härte des Legierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität herabgesetzt ist, wodurch die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit herabgesetzt werden.
C wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei C zugegeben wird, um eine Grundmassenstruktur bestehend aus Martensit oder Bainit mit hoher Festigkeit zu bilden. Wenn die Menge an C kleiner als 0,5% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an C größer als 1,5% ist, verbindet sich C mit Cr und fällt Cr-Karbide in der Grundmasse aus. Cr wurde zugegeben, um einen passiven Oxidfilm zu bilden und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse zu verbessern. Als Ergebnis wird die Konzentration von Cr in der Grundmasse verringert, wobei die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse reduziert wird. Somit wird die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung auf 0,5 bis 1,5% festgelegt. Wenn somit C zugegeben wird und im obigen Eisenlegierungspulver feststoffgelöst wird, wird die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt wird. Dementsprechend wird die Gesamtmenge an C in Form eines Graphitpulvers zugegeben.
Wie oben beschrieben worden ist, enthält gemäß der vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung das Herstellungsverfahren der verschleißfesten Sinterlegierung das Vorbereiten eines Eisenlegierungspulvers, eines hartphasenbildenden Legierungspulvers und eines Graphitpulvers. Das Eisenlegierungspulver besteht aus, in Gew.-%, 1 bis 3% Ni, 0,5 bis 2% Mo, 0,1 bis 1% Cr, 0,1 bis 0,5% Mn und als Rest FE und unvermeidbare Verunreinigungen. Das hartphasenbildende Legierungspulver besteht, in Gew.-%, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem Eisenlegierungspulver zu einem Rohpulver. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form, und enthält das Sintern des Grünkörpers.
Wie oben beschrieben worden ist, besteht gemäß der vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die verschleißfeste Sinterlegierung, in Gew.-%, aus 1,58 bis 18,55% Cr, 0,54 bis 2,54% Ni, 2,67 bis 16,84% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,30% Co, 0,05 bis 0,42% Mn, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Die verschleißfeste Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Fe-Ni-Mo-C-Legierungsgrundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann dann, wenn eine weitere Verbesserung der Verschleißfestigkeit erforderlich ist, ein Nickelpulver oder ein Kupferpulver dem Rohpulver zugegeben werden, um somit eine Grundmassestruktur zu bilden, die teilweise Martensit mit hoher Festigkeit enthält und aus einer Mischstruktur aus Bainit und Martensit besteht. Ni und Cu haben große Auswirkungen zur Verbesserung der Abschreckbarkeit, wobei ein Nickelpulver und ein Kupferpulver eine geringe Härte aufweisen. Durch Zugeben eines Nickelpulvers oder eines Kupferpulvers zu den obigen Eisenlegierungspulver wird somit leicht eine Mischstruktur aus Bainit und Martensit als Grundmassestruktur gebildet. Wenn in diesem Fall die Menge des Nickelpulvers, das zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird, größer als 5% ist, wird eine große Menge an Ni-reichem Austenit mit geringer Verschleißfestigkeit gebildet und verbleibt in der Grundmasse. Wenn außerdem die Menge des Kupferpulvers, das zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird, größer als 5% ist, wird eine weiche Kupferphase in der Grundmasse ausgefällt, wodurch die Festigkeit der Grundmasse herabgesetzt wird. Daher wird die Obergrenze der Menge an Nickelpulver, die zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird, auf 5% festgelegt, wobei die Obergrenze des Kupferpulvers, das zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird, auf 5% festgelegt wird.
2-6. Fe-Mo-C-Legierungsgrundmasse
In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der fünften bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die Grundmasse der verschleißfesten Sinterlegierung aus einer Fe-Mo-C-Legierung hergestellt. Die Fe-Mo-C-Legierung enthält Mo, jedoch ist die Menge an Mo klein, wobei die Fe-Ni-Mo-C-Legierung kein Co enthält. Eine verschleißfeste Sinterlegierung kann daher mit geringeren Kosten als die Kosten einer herkömmlichen verschleißfesten Sinterlegierung hergestellt werden.
Mo wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei Mo den Bainitbereich einer Legierung erweitert, wobei Mo eine Grundmassestruktur bildet, die aus einer Bainitstruktur mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit bei einer Abkühlungsrate nach dem Sintern gebildet wird. Um diese Wirkungen von Mo gleichmäßig der Gesamtheit der Grundmasse zu verleihen, wird Mo mit Fe legiert und in Form eines Eisenlegierungspulvers zugegeben. Wenn in diesem Fall die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver kleiner als 1% ist, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver größer als 7% ist, ist die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt wird. Die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver wird daher auf 1 bis 7% festgelegt.
C wird in der Fe-Grundmasse feststoffgelöst und festigt somit die Fe-Grundmasse, wobei C zugegeben wird, um eine Grundmassestruktur zu bilden, die aus Martensit oder Bainit mit hoher Festigkeit besteht. Wenn die Menge an C kleiner als 0,5% beträgt, werden die obigen Wirkungen nicht in ausreichender Weise erzielt. Wenn andererseits die Menge an C größer als 1,5% ist, kann an den Korngrenzen sprödes Zementit ausgefällt werden, wodurch die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit der verschleißfesten Sinterlegierung herabgesetzt werden. Die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung wird daher auf 0,5 bis 1,5% festgelegt. Wenn somit C zugegeben und im Eisenpulver feststoffgelöst wird, wird die Härte des Eisenpulvers erhöht, wobei die Kompressibilität deutlich herabgesetzt wird. Dementsprechend wird die Gesamtmenge an C in Form eines Graphitpulvers zugegeben.
Wie oben beschrieben worden ist, enthält gemäß der fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung das Herstellungsverfahren für die verschleißfeste Sinterlegierung das Vorbereiten eines Eisenlegierungspulvers, eines hartphasenbildenden Legierungspulvers und eines Graphitpulvers. Das Eisenlegierungspulver besteht aus, in Gew.-%, 1 bis 7% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das hartphasenbildende Legierungspulver besteht aus, in Gew.-%, 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem Eisenlegierungspulver zu einem Rohpulver. Das Herstellungsverfahren enthält ferner das Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form, und enthält das Sintern des Grünkörpers.
Wie oben beschrieben worden ist, besteht gemäß der fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die verschleißfeste Sinterlegierung, in Gew.-%, aus 1,5 bis 18% Cr, 3,09 bis 19,57% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,3% Co, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Die verschleißfeste Sinterlegierung weist eine metallische Struktur auf, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Fe-Mo-C-Legierungsgrundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Wenn Ni in einer Fe-Grundmasse feststoffgelöst wird, festigt Ni die Fe-Grundmasse und verbessert die Abschreckbarkeit der Grundmasse. In der verschleißfesten Sinterlegierung gemäß der fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird in einem Fall der Verbesserung der Verschleißfestigkeit und der mechanischen Festigkeit durch Ausbilden einer Grundmassestruktur, die aus einer Martensitstruktur oder einer Mischstruktur einer Martensitstruktur und einer Bainitstruktur besteht, anstelle der Ausbildung einer Grundmassestruktur, die aus einer Bainitstruktur besteht, Ni zugegeben. Das Ni, das solche Wirkungen aufweist, wird mit einer relativen hohen Rate beim Sintern in das Fe dispergiert. Wenn Ni zugegeben und im obigen Eisenlegierungspulver feststoffgelöst wird, wird außerdem das Eisenlegierungspulver gehärtet, wobei die Kompressibilität des Hauptrohpulvers herabgesetzt wird. Daher wird Ni zugegeben, indem ein Nickelpulver zum Eisenlegierungspulver zugegeben wird. Wenn in diesem Fall das Nickelpulver zum Rohpulver mit mehr als 5% gegeben wird, wird eine große Menge an Ni-reichem Austenit mit einer geringen Verschleißfestigkeit gebildet und verbleibt in der Grundmasse. Die Obergrenze der Menge an Nickelpulver, das zum Rohpulver zugegeben wird, wird daher auf 5% festgelegt.
BEISPIELE
Beispiel A: Hartphasenbildendes Legierungspulver
Beispiel A-1
Ein Eisenpulver, ein Kupferpulver, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle A-1 gezeigten Zusammensetzung wurden vorbereitet. Das Eisenpulver, 1,5% an Kupferpulver, 35% an hartphasenbildendem Legierungspulver und 1% an Graphitpulver wurden zugegeben und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde bei einem Verdichtungsdruck von 650 MPa verdichtet, um somit eine Ringform mit einem Außendurchmesser von 30 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Höhe von 10 mm zu bilden. Als Nächstes wurden diese Grünkörper bei 1.160°C für 60 Minuten in einer zersetzten Ammoniakgasatmosphäre gesintert, wobei die Probennummern A01 bis A07 gebildet wurden. Einfache Verschleißtests und Korrosionstests wurden mit diesen Proben durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Tests sind in Tabelle A-1 gezeigt.
Die einfachen Verschleißtests wurden mit der Vorgabe von Kollidieren und Gleiten unter hoher Temperatur durchgeführt. Genauer, die obenbeschriebenen ringförmigen Proben (Sinterlegierungen) wurden zu einer Ventilplatte geformt, bei der der Innenkantenteil eine abgeschrägte Oberfläche von 45° aufweist. Die Ventilplatten wurden in ein aus einer Aluminiumlegierung gefertigtes Gehäuse gepresst und eingepasst. Anschließend wurden scheibenförmige Paarungsmaterialien (Ventile) aus SUH-36 hergestellt, bei denen die Außenkante teilweise eine abgeschrägte Oberfläche von 45° aufwies. Das Paarungsmaterial wurde mittels Rotation eines von einem Motor angetriebenen Exzenternockens auf und ab bewegt, so dass die abgeschrägte Oberfläche der Sinterlegierung und das Paarungsmaterial wiederholt kollidierten. Das heißt, die Bewegung des Ventils ist eine Aufwärts- und Abwärtsbewegung eines Kolbens, wobei das Ventil einen Vorgang des Abhebens von der Ventilplatte durch Rotation des mittels Motor angetriebenen Exzenternockens und einen Vorgang des Kollidierens mit der Ventilplatte mittels einer Ventilfeder wiederholt. In diesen Tests wurden die Paarungsmaterialien mit einem Brenner erhitzt, so dass die Sinterlegierungen 350°C erreichten. Die Kollisionsfrequenz betrug 2.800 Mal pro Minute, wobei die Wiederholungszeit 10 Stunden betrug. Nachdem diese Tests durchgeführt waren, wurden die Verschleißmaße der Ventilplatten und die Verschleißmaße der Ventile gemessen und ausgewertet. In Korrosionstests wurden ringförmige Proben in eine 10-prozentige Salpetersäurelösung für eine Stunde eingetaucht, wobei Gewichtsänderungen vor und nach dem Eintauchen gemessen wurden. Die Gewichtsänderungen wurden durch die Oberfläche dividiert, wobei diese berechneten Werte als Korrosionsverlust (mg/cm²) bewertet wurden. Tabelle A-1
In der Probe Nr. A01 in Tabelle A-1 wurde ein herkömmliches hartphasenbildendes Legierungspulver verwendet. In den Proben Nrn. A02 bis A07 wurde die Menge an Mo in einem herkömmlichen hartphasenbildenden Legierungspulver verringert, 36% an Co wurde durch Fe substituiert, und die Menge an Cr wurde im Bereich von 5 bis 50% verändert. Entsprechend diesen Proben wurde der Einfluss der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver untersucht.
In der Probe Nr. A02, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da Fe im hartphasenbildenden Legierungspulver enthalten war und die Menge an Cr unzureichend war. Außerdem war der Korrosionsverlust groß, da Fe im hartphasenbildenden Legierungspulver enthalten war. In der Probe A03, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10% betrug, war die Menge an Cr erhöht, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust gesenkt wurden, jedoch waren diese Werte groß. Andererseits war in den Proben Nrn. A04 bis A06, in denen die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 20 bis 40% betrug, das Verschleißmaß gleich oder kleiner demjenigen der Probe Nr. A01 (herkömmliches Beispiel), da die Grundmasse durch Cr gefestigt war. Außerdem war der Korrosionsverlust nicht mehr als die Hälfte desjenigen der Probennummer A01 (herkömmliches Beispiel), da die Korrosionsfestigkeit durch Cr verbessert war. In der Probe A06, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 40% betrug, wie oben beschrieben worden ist, waren, obwohl die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit gut waren, das Verschleißmaß und der Korrosionsverlust leicht erhöht im Vergleich zur Probe Nr. A05, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 30% betrug. Dies liegt daran, dass in der Probe Nr. A06 die Oxidfilme auf den Oberflächen der Partikel des hartphasenbildenden Legierungspulvers durch die Erhöhung der Menge an Cr gehärtet waren, wobei die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers erhöht war und die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war. Als Ergebnis wurde die Dichte des Grünkörpers verringert, wobei die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt war. In der Probe Nr. A07, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% war, war der Einfluss der Senkung der Dichte des Sinterkörpers deutlich, wobei die Festigkeit des Sinterkörpers herabgesetzt war. Das heißt, das Verschleißmaß der Ventilplatte war deutlich erhöht, wobei das Verschleißmaß des Ventils ebenfalls deutlich erhöht war, da Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Außerdem wurde leicht eine Pitting-Korrosion hervorgerufen, wodurch der Korrosionsverlust erhöht war. Gemäß den obigen Ergebnissen wiesen die erhaltenen Sinterlegierungen, wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 20 bis 40% betrug, nicht weniger als ungefähr gleiche Verschleißfestigkeit und überlegene Korrosionsfestigkeit im Vergleich zu einem Fall der Verwendung des herkömmlichen hartphasenbildenden Legierungspulvers auf.
Beispiel A-2
Das Eisenpulver, das Kupferpulver, das Graphitpulver, die in Beispiel A-1 verwendet worden sind, und ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle A-2 gezeigten Zusammensetzung wurden zugegeben und im gleichen Verhältnis wie in Beispiel A-1 gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde verdichtet und gesintert, in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1, wobei Proben Nrn. A08 bis A013 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse und die Werte der Proben Nrn. A01 und A05 sind in der Tabelle A-2 gezeigt. Tabelle A-2
Gemäß Tabelle A-2 wurde Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert, wobei der Einfluss des Substitutionsverhältnisses von Fe untersucht wurde. Das Substitutionsverhältnis ist ein Prozentsatz der Menge an Fe im hartphasenbildenden Legierungspulver zur Gesamtsumme der Menge von Co und Fe im hartphasenbildenden Legierungspulver. In der Probe Nr. A08 wurde Co im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht durch Fe substituiert, wobei das Verschleißmaß das Geringste unter den Beispielen A war und die Verschleißfestigkeit gut war. Wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde und das Substitutionsverhältnis von Fe erhöht wurde, wurde das Verschleißmaß erhöht. Wenn in diesem Fall das Substitutionsverhältnis von Fe nicht mehr als 80% betrug, war das Verschleißmaß ungefähr gleich oder kleiner als dasjenige der Probe Nr. A01 (herkömmliches Beispiel). Wenn jedoch das Substitutionsverhältnis Fe mehr als 80% betrug, war die Wirkung von Co unzureichend und das Verschleißmaß war deutlich erhöht. Entsprechend den obigen Ergebnissen, obwohl Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden konnte, sollte das Substitutionsverhältnis von Fe nicht mehr als 80% betragen.
Beispiel A-3
Das Eisenpulver, das Kupferpulver, das Graphitpulver, die im Beispiel A-1 verwendet worden sind, und ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle A-3 gezeigten Zusammensetzung wurden zugegeben und im gleichen Verhältnis wie im Beispiel A-1 gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde verdichtet und in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 gesintert, wobei Proben Nrn. A14 bis A17 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse und Werte der Proben Nrn. A01 und A05 sind in Tabelle A-3 gezeigt. Tabelle A-3
Gemäß Tabelle A-3 wurde die Wirkung von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver untersucht. In den Proben Nrn. A14 bis A16, in denen die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betrug, waren die Legierungsgrundmassen der harten Phasen durch Mn gefestigt, wodurch die Verschleißmaße der Ventilplatten ungefähr gleich oder kleiner als dasjenige der Probe Nr. A05 waren, in der kein Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver zugegeben war. Andererseits waren die Verschleißmaße der Ventile entsprechend der Zunahme der Menge an Mn leicht erhöht, da harte Phasen gefestigt wurden. In der Probe Nr. A17, in der die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 5% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht. Dies liegt daran, dass das hartphasenbildende Legierungspulver durch die Erhöhung der Menge an Mn gehärtet wurde, wodurch die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt war. Als Ergebnis wurde die Dichte des Grünkörpers herabgesetzt, wobei die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt war, wodurch die Festigkeit des Sinterkörpers verringert war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Entsprechend den obigen Ergebnissen, obwohl die Verschleißfestigkeit der Sinterlegie rung durch Zugeben von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver weiter verbessert werden konnte, sollte die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betragen.
Beispiel B: Fe-Ni-C-Legierungsgrundmasse
Beispiel B-1
Ein erzreduziertes Eisenpulver, das aus 1% Metalloxiden und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein Nickelpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle B-1 gezeigten Zusammensetzung, sowie ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Diese Pulver wurden zugegeben und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) in dem in Tabelle B-1 gezeigten Mischverhältnis gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde verdichtet und in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 gesintert, wobei die Proben Nrn. B01 bis B06 gebildet wurden. Die einfachen Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 für diese Proben durchgeführt. In den einfachen Verschleißtests wurden die Paarungsmaterialien mit einem Brenner erhitzt, so dass die Sinterlegierungen 300°C erreichten. Die Ergebnisse dieser Tests sind ebenfalls in Tabelle B-1 gezeigt. Tabelle B-1
Gemäß Tabelle B-1 wurde der Einfluss der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver (die Menge an Cr in der harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. B1 war die Menge an Cr in dem hartphasenbildenden Legierungspulver unzureichend, wodurch die Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte groß war. Da außerdem die Menge an Cr unzureichend war, war die Korrosionsfestigkeit unzureichend und der Korrosionsverlust war ebenfalls groß. In der Probe Nr. B02, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Grundmasse durch Cr gefestigt wurde, wobei der Korrosionsverlust reduziert war, wobei die Korrosionsfestigkeit durch Cr verbessert war. Wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 30% betrug, waren die Verschleißmaße der Ventilplatten und die Korrosionverluste entsprechend der Zunahme der Menge an Cr verringert. Andererseits waren in der Probe Nr. B05, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 40% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust erhöht. Dies liegt daran, dass die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver erhöht war, was durch die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers erhöht war. Als Ergebnis war die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt, wobei die Dichte des Grünkörpers verringert warn, wodurch die Dichte des Sinterkörpers verringert war. In der Probe Nr. B06, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht und der Korrosionsverlust war deutlich erhöht, da der Einfluss der Senkung der Kompressibilität deutlich war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodierten. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn das Maß an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10 bis 40% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils sehr klein und der Korrosionsverlust der Sinterlegierung klein.
Beispiel B-2
Das erzreduzierte Eisenpulver, das in Beispiel B-1 verwendet worden ist, ein Nickelpulver, ein Graphitpulver und das hartphasenbildende Legierungspulver, das in der Probe Nr. B04 in Beispiel B-1 verwendet worden ist, wurden vorbereitet. Das Verhältnis des hartphasenbildenden Legierungspulvers wurde wie in Tabelle B-2 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) gemischt wurden, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. B07 bis B11 gebildet wurden. Die Verschleißtests und Korrosionstests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel B-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle B-2 mit den Werten der Proben Nr. B04 in Beispiel B-1 gezeigt. Tabelle B-2
Gemäß Tabelle B-2 wurde der Einfluss der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (der Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. B07, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers kleiner als 15% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Menge der harten Phase unzureichend war und das plastische Fließen der Grundmasse nicht verhindert werden konnte. Außerdem war der Korrosionsverlust groß, da die harte Phase unzureichend war und Cr unzureichend aus der harten Phase in die Grundmasse dispergiert war. In der Probe Nr. B08, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 15% betrug, waren die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse der Sinterlegierung durch die harte Phase verbessert, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt war und der Korrosionsverlust verringert war. Wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers nicht mehr als 35% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Zunahme der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers verringert. Andererseits waren in der Probe Nr. B10, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 45 betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht, da die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Zunahme der Menge an hartphasenbildendem Legierungspulver herabgesetzt war. In der Probe Nr. B11, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers mehr als 45% betrug, war der Einfluss der Verringerung der Kompressibilität deutlich, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war und der Korrosionsverlust überhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) 10 bis 45% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel B-3
Das im Beispiel B-1 verwendete erzreduzierte Eisenpulver, das Nickelpulver, ein Graphitpulver und das in der Probe Nr. B04 im Beispiel B-1 verwendete hartphasenbildende Legierungspulver wurden vorbereitet. Das Verhältnis des Nickelpulvers wurde wie in Tabelle B-3 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) gemischt wurden, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nr. B12 bis B17 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel B-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle B-3 mit Werten der Probe Nr. B04 im Beispiel B-1 gezeigt. Tabelle B-3
Gemäß Tabelle B-3 wurde der Einfluss der Menge des Nickelpulvers (der Menge von Ni in der Gesamtzusammensetzung) untersucht. In der Probe Nr. B12, in der das Nickelpulver nicht zugegeben wurde, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht gefestigt war. In der Probe Nr. B13, in der die Menge des Nickelpulvers 1% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Fe-Grundmasse durch Ni gefestigt war. Wenn die Menge des Nickelpulvers nicht mehr als 3% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte entsprechend der Zunahme des Nickelpulvers erhöht. Andererseits waren in den Proben Nr. B15 und B16, in denen die Menge des Nickelpulvers 4 bis 5% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte leicht erhöht, da die Menge der weichen restlichen Austhenitphase erhöht war. In der Probe B17, in der die Menge des Nickelpulvers mehr als 5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht, da die Menge der weichen restlichen Austhenitphase zu groß war. Gemäß den obigen Ergebnissen war dann, wenn die Menge des Nickelpulvers (die Menge an Ni in der Gesamtzusammensetzung) 1 bis 5% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte klein.
Beispiel B-4
Das in Beispiel B-1 verwendete erzreduzierte Eisenpulver, ein Nickelpulver, ein Graphitpulver und das in der Probe B04 im Beispiel B-1 verwendete hartphasenbildende Legierungspulver wurden vorbereitet. Der Anteil des Graphitpulvers wurde wie in Tabelle B-4 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) gemischt wurden, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. B18 bis B23 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie in Beispiel B-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle B-4 mit den Werten der Probe Nr. B04 im Beispiel B-1 gezeigt. tabelle B-4
Gemäß Tabelle B-4 wurde der Einfluss der Menge des Graphitpulvers (der Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) untersucht. In der Probe Nr. B18, in der die Menge des Graphitpulvers kleiner als 0,5% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung unzureichend gefestigt war. In der Probe Nr. B19, in der die Menge des Graphitpulvers 0,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gefestigt war. Wenn die Menge des Graphitpulvers nicht mehr als 1,0% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte entsprechend der Zunahme der Menge des Graphitpulvers herabgesetzt. Andererseits waren in den Proben Nrn. B21 und B22, in denen die Menge des Graphitpulvers mehr als 1,0% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte erhöht, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gehärtet und spröde war. In der Probe Nr. B23, in der die Menge des Graphitpulvers mehr als 1,5% betrug, war diese Tendenz deutlicher ausgeprägt, weshalb das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich zunahm. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge des Graphitpulvers (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) 0,5 bis 1,5% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel B-5
Das in Beispiel B-1 verwendete erzreduzierte Eisenpulver, ein Nickelpulver, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle B-5 gezeigten Zusammensetzung wurden vorbereitet. Diese Pulver wurden zugefügt und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) in dem in Tabelle B-5 gezeigten Mischverhältnis gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. B24 bis B29 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel B-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle B-5 mit den Werten der Probe Nr. B04 im Beispiel B-1 gezeigt. Tabelle B-5
Gemäß Tabelle B-5 wurde, während Co in dem hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde, der Einfluss des Substitutionsverhältnisses von Fe untersucht. In der Probe Nr. B24, in der Co im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht durch Fe substituiert wurde, war die Gesamtheit der Verschleißmaße unter den obigen Beispielen B am geringsten, wobei die Verschleißfestigkeit gut war. Wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde und das Substitutionsverhältnis von Fe erhöht wurde, wurde die Gesamtheit der Verschleißmaße erhöht. Wenn in diesem Fall das Substitutionsverhältnis von Fe nicht mehr als 80% betrug, waren die Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. Wenn andererseits das Substitutionsverhältnis von Fe mehr als 80% betrug, waren die Verschleißmaße deutlich erhöht, da die Wirkung von Co unzureichend war. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte das Substitutionsverhältnis von Fe, obwohl Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden konnte, nicht mehr als 80% betragen.
Beispiel B-6
Das in Beispiel B-1 verwendete erzreduzierte Eisenpulver, ein Nickelpulver, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle B-6 gezeigten Zusammensetzung wurden vorbereitet. Diese Pulver wurden hinzugefügt und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) in dem in Tabelle B-6 gezeigten Mischverhältnis gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nr. B30 bis 633 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel B1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle B-6 mit den Werten der Probe Nr. B04 im Beispiel B-1 gezeigt. Tabelle B-6
Gemäß Tabelle B-6 wurde die Wirkung von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver untersucht. In den Proben Nrn. B30 bis B32, in denen die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betrug, war die Legierungsgrundmasse der harten Phase durch Mn gefestigt, wobei die Verschleißmaße der Ventilplatten geringer waren als diejenigen der Probe Nr. B04, in der Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht zugegeben war. Andererseits waren die Verschleißmaße der Ventile leicht erhöht, entsprechend der Zunahme der Menge an Mn, da die harten Phasen gefestigt waren. Im Beispiel Nr. B33, in dem Mn in hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% ausmachte, war das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt war. Als Ergebnis war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht, wobei das Verschleißmaß des Ventils ebenfalls deutlich erhöht war, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung durch Zugabe von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver weiter verbessert werden konnte, die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betragen.
Beispiel B-7
Das im Beispiel B-1 verwendete Nickelpulver, ein hartphasenbildendes Legierungspulver, ein Graphitpulver und ein erzreduziertes Eisenpulver, in dem die Menge der Metalloxide wie in Tabelle B-7 gezeigt unterschiedlich war, wurden vorbereitet. Diese Pulver wurden zugefügt und mit einem Formungsschmiermittel (0,8% Zinkstearat) in dem in Tabelle B7 gezeigten Mischverhältnis gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. B34 bis B38 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel B-1 für diese Proben durchgeführt. Außerdem wurden im Beispiel B-7 Bearbeitbarkeitstests durchgeführt. in den Bearbeitbarkeitstests wurden in die Proben mit einer konstanten Last unter Verwendung einer Tischbohrmaschine Löcher gebohrt, wobei die Anzahlen der gebohrten Löcher verglichen wurden. In diesen Tests betrug die Belastung 1,3 kg, wobei der Bohrer ein Karbidbohrer mit einem Durchmesser von 3 mm war und die Dicke der Probe 5 mm betrug. Die Anzahlen der gebohrten Löcher in diesen Bearbeitbarkeitstests sind in Tabelle B-7 gezeigt. Tabelle B-7
Gemäß Tabelle B-7 wurde der Einfluss der Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver (die Menge der Metalloxide in der Grundmasse der Sinterlegierung) untersucht. In den Proben Nrn. B34 bis B36 und B04, in denen die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver 0,2 bis 1,0% betrug, waren die Verschleißmaße ungefähr gleich. Andererseits war in der Probe Nr. B37, in der die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver 1,5% betrug, das Eisenpulver durch die Erhöhung der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver gehärtet, wodurch die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war und die Verschleißmaße erhöht waren. Im Beispiel Nr. B38, in dem die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver größer als 1,5% war, war das Verschleißmaß deutlich erhöht, da die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt war. In der Probe Nr. B34, in der die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver 0,2% betrug, wurden fünf Löcher gebohrt, wobei die Bearbeitbarkeit nicht gut war. Andrerseits betrug in der Probe Nr. B35, in der die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver 0,3% betrug, die Anzahl der gebohrten Löcher gleich 11, wobei die Bearbeitbarkeit verbessert war und mehr als das Doppelte der Anzahl der gebohrten Löcher der Probe Nr. B34 erhalten wurden. Wenn die Menge der Metalloxide weiter erhöht wurde, wurden die Anzahlen der gebohrten Löcher erhöht und die Bearbeitbarkeit war verbessert. In der Probe Nr. B38 jedoch, in der die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver größer als 1,5% war, war die Wirkung der Bearbeitbarkeitsverbesserung unzureichend. Dementsprechend war die Menge der Metalloxide im erzreduzierten Eisenpulver (die Menge der Metalloxide in der Grundmasse der Sinterlegierung) hinsichtlich der Bearbeitbarkeit vorzugsweise nicht kleiner als 0,3%, und hinsichtlich der Verschleißfestigkeit und Bearbeitbarkeit vorzugsweise nicht größer als 1,5%.
Beispiel C: Fe-Cr-C-Legierungsgrundmasse
Beispiel C-1
Ein Eisenlegierungspulver, das aus 3% Cr und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle C-1 gezeigten Zusammensetzung und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C01 bis C06 gebildet wurden. Die einfachen Verschleißtests und Korrosionstests wurden in derselben Weise wie in Beispiel A-1 für diese Proben durchgeführt. In den einfachen Verschleißtests wurden die Paarungsmaterialien mit einem Brenner erhitzt, so dass die Sinterlegierungen 300°C erreichten, wobei die Kollisionsfrequenz 3000 mal pro Minute betrug und die Zeit, während der dieses ausgeführt wurde, 15 Stunden betrug. Die Ergebnisse dieser Tests sind ebenfalls in Tabelle C-1 gezeigt. Tabelle C-1
Gemäß Tabelle C-1 wurde der Einfluss der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver (die Menge an Cr in der harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. C01 war die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver unzureichend, wobei die Korrosionsfestigkeit unzureichend war und der Korrosionsverlust groß war. Da die Menge an Cr unzureichend war, war außerdem die Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte ebenfalls groß war. Andererseits war in der Probe Nr. C02, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10% betrug, der Korrosionsverlust reduziert, da die Korrosionsfestigkeit durch Cr verbessert war, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt war, da die Grundmasse durch Cr gefestigt war. Wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht größer als 30% war, waren die Verschleißmaße der Ventilplatten auf niedrigem Niveau, wobei die Korrosionsverluste auf niedriges Niveau reduziert waren, entsprechend der Erhöhung der Menge an Cr. In der Probe Nr. C05, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 40% betrug, war die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers durch Erhöhung der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war und die Dichte des Grünkörpers herabgesetzt war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers reduziert, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust erhöht waren, jedoch waren diese Werte ausreichend klein. Außerdem erodierten Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil, wobei das Verschleißmaß des Ventils ebenfalls erhöht war, jedoch war dieser Wert klein. In der Probe Nr. C06, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% war, war diese Tendenz deutlicher, weshalb die Gesamtheit der Verschleißmaße und des Korrosionsverlusts deutlich zunahmen. Gemäß den obigen Ergebnissen waren, wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10 bis 40% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein und der Korrosionsverlust der Sinterlegierung klein.
Beispiel C-2
Das Eisenlegierungspulver (Fe-3%Cr-Pulver), das im Beispiel C-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe C04 im Beispiel C-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Verhältnis des hartphasenbildenden Legierungspulvers wurde wie in Tabelle C-2 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsmittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C07 bis C11 gebildet wurden. Die Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-2 mit den Werten der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-2
Gemäß Tabelle C-2 wurde der Einfluss der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (der Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. C07, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers kleiner als 15% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Menge der harten Phase unzureichend war und das plastische Fließen der Grundmasse nicht verhindert werden konnte. Außerdem war der Korrosionsverlust groß, da die harte Phase unzureichend war und Cr unzureichend auf der harten Phase in die Grundmasse dispergiert war. Andererseits waren in der Probe Nr. C08, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 15% betrug, die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse der Sinterlegierung durch die harte Phase verbessert, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert war und der Korrosionsverlust verringert war. Wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers nicht mehr als 35% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Erhöhung der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers verringert. In der Probe Nr. C10, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 45% betrug, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Erhöhung der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers herabgesetzt, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch befanden sich diese auf niedrigem Niveau. In der Probe Nr. C11, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers größer als 45% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht und der Korrosionsverlust war erhöht, da der Einfluss der Senkung der Kompressibilität deutlich war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) 15 bis 45% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel C-3
Ein Eisenlegierungspulver mit einer in Tabelle C-3 gezeigten Zusammensetzung, ein Graphitpulver und das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 verwendet worden ist, wurde vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurde 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugefügt und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C12 bis C17 gebildet wurden. Die Verschleißtests und Korrosionstests wurden in derselben Weise wie im Beispiele C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-3 mit den Werten der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-3
Gemäß Tabelle C-3 wurde der Einfluss der Menge an Cr im Eisenlegierungspulver untersucht. In der Probe Nr. C12, die reines Eisenpulver verwendete, in dem kein Cr zugegeben war, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht gefestigt war. In der Probe Nr. C13, in der die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver 1% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert, da die Fe-Grundmasse durch Cr gefestigt war, wobei der Korrosionsverlust verringert war, da die Korrosionsfestigkeit der Fe-Grundmasse verbessert war. Wenn die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver nicht mehr als 3% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Zunahme der Menge an Cr im Eisenlegierungspulver verringert. In den Proben Nrn. C15 und C16, in denen die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver 4 bis 5% betrug, war die Härte des Eisenlegierungspulvers erhöht, wodurch die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war und die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch befanden sich diese auf niedrigem Niveau. Andererseits war in der Probe Nr. C17, in der die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver größer als 5% war, der Einfluss der Zunahme der Härte des Eisenlegierungspulvers deutlich, wobei die Dichte des Sinterkörpers deutlich verringert war, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Entsprechend den obigen Ergebnissen war dann, wenn die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver 1 bis 5% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte klein und der Korrosionsverlust reduziert.
Beispiel C-4
Das Eisenlegierungspulver (Fe-3%Cr-Pulver), das im Beispiel C-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des Graphitpulvers wurde wie in Tabelle C-4 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C18 bis C23 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-4 mit Werten der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-4
Gemäß Tabelle C-4 wurde der Einfluss der Menge des Graphitpulvers (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) untersucht. In der Probe Nr. C18, in der die Menge des Graphitpulvers kleiner als 0,5% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war. In der Probe Nr. C19, jedoch, in der die Menge des Graphitpulvers 0,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gefestigt war. Wenn die Menge des Graphitpulvers nicht mehr als 1,0% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte entsprechend der Zunahme der Menge an Graphitpulver verringert. In der Probe, in der die Menge des Graphitpulvers 1,2 bis 1,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht und das Verschleißmaß des Ventils war leicht erhöht, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gehärtet und spröde war. In diesem Fall war die Gesamtheit der Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. Andererseits war in der Probe Nr. C23, in der die Menge an Graphitpulver größer als 1,5% war, diese Tendenz deutlicher, weshalb das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Entsprechend den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge des Graphitpulvers (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) 0,5 bis 1,5% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel C-5
Das Eisenlegierungspulver (Fe-3%Cr-Pulver), das im Beispiel C-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle C-5 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Pulver wies eine Zusammensetzung auf, in der ein Verhältnis von Co und Fe verschieden war von demjenigen des hartphasenbildenden Legierungspulvers (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 verwendet worden ist. Das Eisenlegierungspulver, 35 des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C24 bis C29 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-5 mit den Werten der Probe C04 im Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-5
Gemäß Tabelle C-5 wurde dann, wenn Co in dem hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde, der Einfluss des Substitutionsverhältnisses von Fe untersucht. In der Probe Nr. C24, in der Co im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht durch Fe substituiert war, waren die Verschleißmaße unter den obigen Beispielen C am geringsten, wobei die Verschleißfestigkeit gut war. Wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert war und das Substitutionsverhältnis am Fe erhöht wurde, wurden die Verschleißmaße erhöht. Wenn in diesem Fall das Substitutionsverhältnis von Fe nicht mehr als 80% betrug (Proben Nrn. C04 und C25 bis C27), waren die Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. In den Proben Nrn. C28 und C29 jedoch, in denen das Substitutionsverhältnis von Fe größer als 80% war, waren die Verschleißmaße deutlich erhöht, da die Wirkung von Co unzureichend war. Entsprechend den obigen Ergebnissen sollte, obwohl Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden konnte, das Substitutionsverhältnis von Fe nicht größer als 80% sein. Ferner betrug das Substitutionsverhältnis von Fe vorzugsweise nicht mehr als 60%.
Beispiel C-6
Das Eisenlegierungspulver (Fe-3%Cr-Pulver), das im Beispiel C-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle C-6 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wurde gebildet durch Zugeben unterschiedlicher Mengen an Mn in hartphasenbildenden Legierungspul ver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 verwendet wurde. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C30 bis C33 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-6 mit den Werten der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-6
Gemäß Tabelle C-6 wurde die Wirkung von Mn, das im hartphasenbildenden Legierungspulver zugegeben wurde (die harte Phase), untersucht. In den Beispielen Nrn. C30 bis C32, in denen die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betrug, war die Legierungsgrundmasse der harten Phase durch Mn gefestigt, wobei die Verschleißmaße der Ventilplatten geringer waren als diejenigen der Probe Nr. C04, in der Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht zugegeben war. Andererseits waren die Verschleißmaße der Ventile leicht entsprechend der Zunahme der Menge an Mn erhöht, da die harte Phase gefestigt war. In der Probe Nr. C33, in der die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 5% war, war das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war. Daher war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht, wobei auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht war, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung durch Zugeben von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver weiter verbessert werden konnte, die Mengen an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betragen.
Beispiel C-7
Ein Eisenlegierungspulver mit einer in Tabelle C-7 gezeigten Zusammensetzung, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver wurde gebildet durch Zugeben wenigstens von Mo und/oder V und/oder Nb im Eisenlegierungspulver (Fe-3%Cr-Pulver), das in dem Beispiel C-1 verwendet worden ist. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% Graphitpulver wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. C34 bis C44 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-7 mit Werten der Probe Nr. C04 in Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-7
Gemäß den Proben Nrn. C04, C34, C38 bis C40, C43 und C44 in Tabelle C-7 wurde die Wirkung der Menge an Mo im Eisenlegierungspulver untersucht. In diesen Proben waren im Vergleich zu der Probe Nr. C04, in der Mo zum Eisenlegierungspulver nicht zugegeben war, dann, wenn Mo im Eisenlegierungspulver zugegeben wurde und die Menge an Mo erhöht wurde, die Verschleißmaße der Ventile leicht erhöht, jedoch waren die Verschleißmaße der Ventilplatten verringert und die Gesamtheit der Verschleißmaße verringert. In der Probe Nr. C44 jedoch, in der die Menge an Co im Eisenlegierungspulver größer als 2,4% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht und die Gesamtheit der Verschleißmaße war erhöht.
Die Probe Nr. C38 enthielt 1% Mo im Eisenlegierungspulver, wobei die Probe Nr. C35 0,5% Mo im Eisenlegierungspulver enthielt und 0,5% V im Eisenlegierungspulver enthielt (die Gesamtmenge an Mo und V betrug 1,0%). Die Probe Nr. C36 enthielt 0,5% Mo im Eisenlegierungspulver und enthielt 0,5% Nb im Eisenlegierungspulver (die Gesamtmenge an Mo und Nb betrug 1,0%). In diesen Proben Nrn. C38, C35 und C36 waren die Verschleißmaße der Ventilplatten ungefähr gleich, wobei die Verschleißmaße der Ventile ungefähr gleich waren. Die Probe Nr. C39 enthielt 1,5% Mo im Eisenlegierungspulver, während die Probe Nr. C37 jeweils 0,5% Mo, V und Mb im Eisenlegierungs pulver enthielt (die Gesamtmenge an Mo, V und Nb betrug 1,5%). In diesen Proben Nrn. C39 und C37 waren die Verschleißmaße der Ventilplatten ungefähr gleich, wobei die Verschleißmaße der Ventile ungefähr gleich waren. Die Probe Nr. C42 enthielt 2,0% Mo im Eisenlegierungspulver, während die Probe Nr. C41 1,5% Mo im Eisenlegierungspulver enthielt und 0,5% V im Eisenlegierungspulver enthielt (die Gesamtmenge an Mo und V betrug 2,0%). In diesen Proben Nrn. C42 und C41 waren die Verschleißmaße der Ventilplatten ungefähr gleich und die Verschleißmaße der Ventile waren ungefähr gleich. Die Probe Nr. C44 enthielt 3,0% Mo im Eisenlegierungspulver, während die Probe Nr. C42 2,0% Mo im Eisenlegierungspulver enthielt und 1,0% V im Eisenlegierungspulver enthielt (die Gesamtmenge an Mo und V betrug 3,0%). In diesen Proben Nrn. C44 und C42 waren die Verschleißmaße der Ventilplatten ungefähr gleich, die Verschleißmaße der Ventile waren ungefähr gleich, und die Gesamtheiten der Verschleißmaße waren erhöht. Dementsprechend wiesen Mo, V und Nb im Eisenlegierungspulver näherungsweise gleiche Wirkungen auf, wobei die Verschleißfestigkeit verbessert wurde, wenn die Gesamtmenge an Mo, V und Nb im Eisenlegierungspulver nicht mehr als 2,4% betrug.
Beispiel C-8
Das Eisenlegierungspulver (Fe-3%Cr-Pulver), das im Beispiel C-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. C04 im Beispiel C-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein Nickelpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers, 1% des Graphitpulvers und ein in Tabelle C-8 gezeigter Anteil des Nickelpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nr. C45 bis C50 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle C-8 mit den Werten der Probe Nr. C04 in Beispiel C-1 gezeigt. Tabelle C-8
Gemäß Tabelle C-8 waren im Vergleich zur Probe Nr. C04, in der kein Nickelpulver zum Rohpulver zugegeben wurde und Ni nicht in der Grundmasse zugegeben wurde, in den Proben Nrn. C45 bis C49, in denen das Nickelpulver mit nicht mehr als 5% zugegeben wurde, die Verschleißmaße der Ventilplatten verringert und die Gesamtheit der Verschleißmaße waren verringert. In der Probe Nr. C50, in der die Menge des Nickelpulvers größer als 5% war, wurde eine große Menge an Ni-reichem Austenit mit geringer Verschleißfestigkeit gebildet und blieb in der Grundmasse erhalten, wobei die Verschleißfestigkeit der Ventilplatte herabgesetzt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht war. Außerdem war die Menge an hartem Martensit erhöht, wobei der Grad der Erosion des Ventils (das Paarungsmaterial) erhöht war, wobei das Verschleißmaß des Ventils erhöht war und die Gesamtheit der Verschleißmaße deutlich erhöht war. Obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben des Nickelpulvers verbessert wurde, sollte dementsprechend die Menge an Nickelpulver nicht mehr als 5,0% betragen.
Beispiel D: Fe-Co-C-Legierungsgrundmasse
Beispiel D-1
Ein Eisenlegierungspulver, das aus 6,5% Co, 1,5% Ni, 1,5% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein hartphasenbildendes Legierungspulver mit einer in Tabelle D-1 gezeigten Zusammensetzung, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Eisenpulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. D01 bis D06 gebildet wurden. Die einfachen Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Tests sind ebenfalls in Tabelle D-1 gezeigt. Tabelle D-1
Gemäß Tabelle D-1 wurde der Einfluss der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver (die Menge an Cr in der harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. D01 war die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver unzureichend, wobei die Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte groß war. Da die Menge an Cr unzureichend war, war außerdem die Korrosionsfestigkeit unzureichend, wobei der Korrosionsverlust ebenfalls groß war. In der Probe Nr. D02, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Grundmasse durch Cr gefestigt war. Außerdem war der Korrosionsverlust reduziert, da die Korrosionsfestigkeit verbessert war. Wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 30% betrug, waren die Verschleißmaße der Ventilplatten auf einem niedrigen Niveau, wobei die Korrosionsverluste entsprechend der Zunahme der Menge an Cr reduziert wurden. In der Probe Nr. D05, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 40% betrug, war die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers durch die Zunahme der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war und die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust erhöht waren, jedoch waren diese Werte ausreichend klein. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben, jedoch war dieser Wert klein. In der Probe Nr. D06 jedoch, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% war, war diese Tendenz deutlicher, weshalb die Gesamtheit der Verschleißmaße und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Entsprechend den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver (die Menge an Cr in der harten Phase) 10 bis 40% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein, wobei der Korrosionsverlust der Sinterlegierung klein war.
Beispiel D-2
Das Eisenlegierungspulver (Fe-6,5%Co-1,5%Ni-1,5%Mo-Pulver), das im Beispiel D-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Proben Nr. D04 im Beispiel D-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des hartphasenbildenden Legierungspulvers wurde wie in Tabelle D-2 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde auf dieselbe Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Probe Nrn. D07 bis D11 gebildet wurden. Die Verschleißtests und Korrosionstests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle D-2 mit den Werten der Probe D04 im Beispiel D-1 gezeigt. Tabelle D-2
Gemäß Tabelle D-2 wurde der Einfluss der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. D07, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers kleiner als 15% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Menge der harten Phase unzureichend war und das plastische Fließen der Grundmasse nicht verhindert werden konnte. Außerdem war die harte Phase unzureichend, war sie R nicht ausreichend von der harten Phase in die Grundmasse dispergiert war, wobei der Korrosionsverlust groß war. In der Probe Nr. D08, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 15% betrug, waren die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse der Sinterlegierung durch die harte Phase verbessert, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert war und der Korrosionsverlust herabgesetzt war. Wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers nicht mehr als 35% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Zunahme der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers verringert. In der Probe Nr. D10, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 45% betrug, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Zunahme der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers verringert, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch befanden sich diese auf niedrigem Niveau. Andererseits war in der Probe Nr. D11, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers größer als 45% war, der Einfluss der Senkung der Kompressibilität deutlich, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war und der Korrosionsverlust erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) 15 bis 45% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel D-3
Ein Eisenlegierungspulver wie in Tabelle D3 gezeigt, ein Graphitpulver und das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 verwendet worden ist, wurden vorbereitet. Im Eisenlegierungspulver war die Menge an Co verschieden von derjenigen des im Beispiel D-1 verwendeten Eisenlegierungspulvers. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei die Proben Nrn D12 bis D16 gebildet wurden. Die Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle D-3 mit den Werten der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 gezeigt. Tabelle D-3
Gemäß Tabelle D-3 wurde der Einfluss der Menge an Co im Eisenlegierungspulver untersucht. In der Probe Nr. D12, in der die Menge an Co weniger als 3% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust groß, da die Festigkeit und die Wärmefestigkeit der Fe-Grundmasse nicht ausreichend durch Co verbessert waren. In der Probe Nr. D13, in der die Menge an Co im Eisenlegierungspulver 3% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Fe-Grundmasse durch Co gefestigt war und die Wärmebeständigkeit durch Co verbessert war, wobei der Korrosionsverlust verringert war, da die Korrosionsfestigkeit der Fe-Grundmasse verbessert war. Wenn die Menge an Co im Eisenlegierungspulver nicht mehr als 6,5% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Zunahme der Menge an Co im Eisenlegierungspulver verringert. In der Probe Nr. D15, in der die Menge an Co im Eisenlegierungspulver 8% betrug, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Zunahme der Härte des Eisenlegierungspulvers herabgesetzt, wobei die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch befanden sich diese auf niedrigem Niveau. Andererseits war in der Probe Nr. D16, in der die Menge an Co im Eisenlegierungspulver größer als 8% war, der Einfluss der Erhöhung der Härte des Eisenlegierungspulvers deutlich, wobei die Dichte des Sinterkörpers deutlich herabgesetzt war, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Gemäß den obigen Ergebnissen war dann, wenn die Menge an Co im Eisenlegierungspulver 3 bis 8% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte klein und der Korrosionsverlust klein.
Beispiel D-4
Das in Beispiel D-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-6,5%Co-1,5 Ni-1,5%Mo-Pulver), das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des Graphitpulvers wurde wie in Tabelle D-4 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, und ein Rohpulver wurde gemischt. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. D17 bis D22 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle D-4 mit den Werten der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 gezeigt. Tabelle D-4
Gemäß Tabelle D-4 wurde der Einfluss der Menge des Graphitpulvers (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) untersucht. In der Probe Nr. D17, in der die Menge an Graphitpulver kleiner als 0,5% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichen gefestigt war. In der Probe Nr. D18, in der die Menge an Graphitpulver 0,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert, da die Fe-Grundmasse de Sinterlegierung gefestigt war. Wenn die Menge des Graphitpulvers nicht mehr als 1,0% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte entsprechend der Zunahme der Menge an Graphitpulver verringert. In der Probe, in der die Menge des Graphitpulvers 1,2 bis 1,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht und das Verschleißmaß des Ventils war leicht erhöht, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gehärtet und spröde war. In diesem Fall war die Gesamtheit der Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. Andererseits war in der Probe Nr. D22, in der die Menge an Graphitpulver größer als 1,5% war, diese Tendenz deutlicher, weshalb das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war das Verschleißmaß des Ventils ebenfalls deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge an Graphitpulver (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) 0,5 bis 1,5% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel D-5
Das Eisenlegierungspulver (Fe-6.5%Co-1.5%Ni-1.5%Mo-Pulver), das im Beispiel D-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle D-5 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wies eine Zusammensetzung auf, in der ein Verhältnis von Co und Fe verschieden war von demjenigen des hartphasenbildenden Legierungspulvers (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 verwendet worden ist. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteil Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei die Probennummern D23 bis D28 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle D-5 mit den Werten der Probe D04 im Beispiel D-1 gezeigt. Tabelle D-5
Gemäß der Tabelle D-5 wurde dann, wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde, der Einfluss des Substitutionsverhältnisses vom Fe untersucht. In der Probe Nr. D23, in der Co im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht durch Fe substituiert war, waren die Verschleißmaße die geringsten unter den obigen Beispielen D, wobei die Verschleißfestigkeit gut war. Wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substitutiert wurde und das Substitutionsverhältnis von Fe erhöht wurde, waren die Verschleißmaße erhöht. Wenn in diesem Fall das Substitutions verhältnis von Fe nicht mehr als 80% betrug (Proben Nrn. D04 und D24 bis D26), waren die Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. In den Proben Nrn. D27 und D28 jedoch, in denen das Substitutionsverhältnis von Fe größer als 80% war, waren die Verschleißmaße deutlich erhöht, da die Wirkung von Co unzureichend war. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden könnte, das Substitutionsverhältnis von Fe nicht größer als 80% sein. Das Substitutionsverhältnis von Fe ist vorzugsweise nicht größer als 60%.
Beispiel D-6
Das Eisenlegierungspulver (Fe-6.5%Co-1.5%Ni-1.5%Mo-Pulver), das in Beispiel D-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle D-6 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wurde gebildet durch Zugeben unterschiedlicher Mengen an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 verwendet worden ist. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gew.-% Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. D29 bis D32 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle D-6 mit den Werten der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 gezeigt. Tabelle D-6
Gemäß der Tabelle D-6 wurde die Wirkung des Mn, das im hartphasenbildenden Legierungspulver zugegeben wird (harte Phase), untersucht. In den Proben Nrn. D29 bis D31, in denen die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betrug, war die Legierungsgrundmasse der harten Phase durch Mn gefestigt, wobei die Verschleißmaße der Ventilplatten geringer waren als dasjenige der Probe Nr. D04, in der Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht zugegeben wurde. Andererseits waren die Verschleißmaße der Ventile entsprechend der Zunahme der Menge an Mn leicht erhöht, da die harte Phase gefestigt war. In der Probe Nr. D32, in der die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 5% war, war das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt war, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver weiter verbessert werden konnte, die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betragen.
Beispiel D-7
Das Eisenpulver (Fe-6,5%Co-1,5%Ni-1,5%Mo-Pulver), das in Beispiel D-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. D04 im Beispiel D-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein Nickelpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers, 1% des Graphitpulvers und ein in Tabelle D-7 gezeigter Anteil des Nickelpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. D33 bis D39 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle D-7 mit den Werten der Probe Nr. D04 in Beispiel D-1 gezeigt. Tabelle D-7
Gemäß Tabelle D-7 war im Vergleich zur Probe Nr. D04, in der das Nickelpulver zum Rohpulver nicht zugegeben wurde und Ni in der Grundmasse nicht zugegeben wurde, in den Proben Nrn. D33 bis D38, in denen das Nickelpulver nicht mit mehr als 5% zugegeben wurde, das Verschleißmaß der Ventilplatte verringert, wobei die Gesamtheit der Verschleißmaße verringert war. In der Probe Nr. D39, in der die Menge an Nickelpulver mehr als 5% betrug, wurde eine große Menge an Ni-reichem Austenit mit einer geringen Verschleißfestigkeit gebildet und blieb in der Grundmasse erhalten, wodurch die Verschleißfestigkeit der Ventilplatte herabgesetzt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht war. Außerdem war die Menge des harten Martensits erhöht, wobei die Erosion des Ventils (des Paarungsmaterials) erhöht war, wodurch das Verschleißmaß des Ventils erhöht war und die Gesamtheit der Verschleißmaße deutlich erhöht war. Obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben des Nickelpulvers verbessert wurde, sollte dementsprechend die Menge des Nickelpulvers nicht mehr als 5,0% betragen.
Beispiel E: Fe-Ni-Mo-C-Legierungsgrundmasse
Beispiel E-1
Ein Eisenlegierungspulver, das aus 2% Ni, 1% Mo, 0,5% Cr, 0,3% Mn und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein in Tabelle E-1 gezeigtes hartphasenbildendes Legierungspulver und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Eisenpulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E01 bis E06 gebildet wurden. Die einfachen Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Tests sind ebenfalls in Tabelle E-1 gezeigt. Tabelle E-1
Gemäß Tabelle E-1 wurde der Einfluss der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver (die Menge an Cr in der harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. E01 war die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver unzureichend, wobei die Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte groß war. Da die Menge an Cr unzureichend war, war außerdem die Korrosionsfestigkeit unzureichend, wobei der Korrosionsverlust ebenfalls groß war. In der Probe Nr. E02, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert, da die Grundmasse durch Cr gefestigt war. Außerdem war der Korrosionsverlust reduziert, da die Korrosionsfestigkeit durch Cr verbessert war. Wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 30% betrug, waren die Verschleißmaße der Ventilplatten gering und die Korrosionsverluste waren entsprechend der Zunahme der Menge an Cr reduziert. In der Probe Nr. E05, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 40% betrug, war die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers durch die Erhöhung der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver erhöht, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war und die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Hinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust erhöht waren, jedoch waren diese Werte ausreichend klein. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben, jedoch war dieser Wert klein. In der Probe Nr. E06 jedoch, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% war, war diese Tendenz deutlich, weshalb die Gesamtheit der Verschleißmaße und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10 bis 40% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein, wobei die Korrosionsverluste der Sinterlegierungen klein waren.
Beispiel E-2
Das Eisenlegierungspulver (Fe-2%Ni-1%Mo-0,5%Cr-0,3%Mn-Pulver), das im Beispiel E-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. E04 in Beispiel E-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des hartphasenbildenden Legierungspulvers wurde wie in Tabelle E-2 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E07 bis E11 gebildet wurden. Die Verschleißtests und Korrosionstests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-2 mit den Werten der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 gezeigt. Tabelle E-2
Gemäß der Tabelle E-2 wurde der Einfluss der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. E07, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers kleiner als 15% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Menge der harten Phase unzureichend war und das plastische Fließen der Grundmasse nicht verhindert werden konnte. Außerdem war die harte Phase unzureichend, wobei Cr nicht ausreichend aus der harten Phase in die Grundmasse dispergiert war, wodurch der Korrosionsverlust groß war. In der Probe Nr. E08, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 15% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, wobei der Korrosionsverlust verringert war, da die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse der Sinterlegierung durch die harte Phase verbessert waren. Wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers nicht mehr als 35% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Zunahme der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers herabgesetzt. In der Probe Nr. E10, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 45% betrug, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Erhöhung der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch befanden sich diese auf niedrigem Niveau. Andererseits war in der Probe Nr. E11, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers größer als 45% war, der Einfluss der Senkung der Kompressibilität deutlich, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war und der Korrosionsverlust erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) 15 bis 45% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel E-3
Ein Eisenlegierungspulver mit der in Tabelle E-3 gezeigten Zusammensetzung, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E12 bis E20 gebildet wurden. Die Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-3 mit den Werten der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 gezeigt. Tabelle E-3
Gemäß den Proben E04 und E12 bis E15 in Tabelle E-3 wurde der Einfluss der Menge am Ni im Eisenlegierungspulver untersucht. In der Probe Nr. E12, in der Ni nicht im Eisenlegierungspulver zugegeben war, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht gefestigt war. In den Proben Nrn. E13, E04 und E14, in denen die Menge an Ni im Eisenlegierungspulver 1 bis 3% betrug, waren die Festigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Fe-Grundmasse durch Ni verbessert, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert war und der Korrosionsverlust verringert war. In der Probe Nr. E15, in der die Menge an Ni im Eisenlegierungspulver größer als 3% war, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Erhöhung der Härte des Eisenlegierungspulvers herabgesetzt, wodurch die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Entsprechend den Ergebnissen war dann, wenn die Menge an Ni im Eisenlegierungspulver 1 bis 3% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte klein und der Korrosionsverlust war reduziert.
Gemäß den Beispielen Nrn E04 und E16 bis E20 in Tabelle E-3 wurde der Einfluss der Menge an Cr im Eisenlegierungspulver untersucht. In der Probe Nr. E16, in der im Eisenlegierungspulver kein Cr zugegeben wurde, waren das Verschleißmaß der Ventil platte und der Korrosionsverlust groß, das die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht gefestigt war. In den Proben Nrn. E18, E04 und E19 jedoch, in denen die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver 0,1 bis 1% betrug, waren die Festigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Fe-Grundmasse durch Cr verbessert, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt war und der Korrosionsverlust verringert war. In der Probe E20, in der die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver größer als 1% war, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Erhöhung der Härte des Eisenpulvers herabgesetzt, wodurch die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Gemäß den obigen Ergebnissen war dann, wenn die Menge an Cr im Eisenlegierungspulver 0,1 bis 1% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte klein, wobei der Korrosionsverlust reduziert war.
Beispiel E-4
Das Eisenlegierungspulver (Fe-2%Ni-1%Mo-0,5%Cr-0,3%Mn-Pulver), das im Beispiel E-1 verwendet worden ist, das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des Graphitpulvers wurde wie in Tabelle E-4 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugefügt und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E21 bis E26 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-4 mit den Werten der Probe Nr. E04 im Beispiel B-1 gezeigt. Tabelle E-4
Gemäß Tabelle E-4 wurde der Einfluss der Menge des Graphitpulvers (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) untersucht. In der Probe Nr. E21, in der die Menge an Graphitpulver kleiner als 0,5% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war. In der Probe Nr. E22, in der die Menge an Graphitpulver 0,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gefestigt war. Wenn die Menge an Graphitpulver nicht mehr als 1,0% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte entsprechend der Erhöhung der Menge des Graphitpulvers verringert. In den Proben, in denen die Menge an Graphitpulver 1,0 bis 1,5% betrug, war die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gehärtet und spröde, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht war und das Verschleißmaß des Ventils leicht erhöht war. In diesem Fall war die Gesamtheit der Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. Andererseits war in der Probe Nr. E26, in der die Menge an Graphitpulver größer als 1,5% war, diese Tendenz deutlicher, weshalb das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge an Graphitpulver (die Menge C in der Gesamtzusammensetzung) 0,5 bis 1,5% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel E-5
Das in Beispiel E-1 verwendete Eisenpulver (Fe-2%Ni-1%Mo-0.5%Cr-0.3%Mn-Pulver), ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle E-5 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wies eine Zusammensetzung auf, in der ein Verhältnis von Co und Fe verschieden von demjenigen des hartphasenbildenden Legierungspulvers (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 verwendet worden ist, war. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugefügt und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E27 bis E32 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Beispiele durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-5 mit den Werten der Probe Nr. E04 in dem Beispiel E-1 gezeigt. Tabelle E-5
Gemäß Tabelle E-5 wurde dann, wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde, der Einfluss des Substitutionsverhältnisses von Fe untersucht. In der Probe Nr. E27, in der Co im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht durch Fe substitutiert wurde, waren die Verschleißmaße die geringsten unter den obigen Beispielen E, wobei die Verschleißfestigkeit gut war. Wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde und das Substitutionsverhältnis von Fe erhöht wurde, waren die Verschleißmaße erhöht. Wenn in diesem Fall das Substitutions verhältnis von Fe nicht größer als 80% war (Proben Nrn. E04 und E28 bis E30), waren die Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. In den Proben Nrn. E31 und E32 jedoch, in denen das Substitutionsverhältnis von Fe größer als 80% war, waren die Verschleißmaße deutlich erhöht, da die Wirkung des Co unzureichend war. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden könnte, das Substitutionsverhältnis von Fe nicht größer als 80% sein. Ferner war das Substitutionsverhältnis von Fe vorzugsweise nicht größer als 60%.
Beispiel E-6
Das im Beispiel E-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-2%Ni-1%Mo-0,5%Cr-0,3%Mn-Pulver), ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle E-6 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wurde gebildet durch Zugeben unterschiedlicher Mengen an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 verwendet worden ist. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers, und ein 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E33 bis E36 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-6 mit den Werten der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 gezeigt. Tabelle E-6
Gemäß der Tabelle E-6 wurde die Wirkung von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver (die harte Phase) untersucht. In den Proben Nrn. D33 bis D35, in denen die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betrug, war die Legierungsgrundmasse der harten Phase durch Mn gefestigt, wobei die Verschleißmaße der Ventilplatten geringer waren als dasjenige der Probe Nr. E04, in der im hartphasenbildenden Legierungspulver kein Mn zugegeben war. Andererseits waren die Verschleißmaße der Ventile leicht erhöht entsprechend der Erhöhung der Menge an Mn, da die harte Phase gefestigt war. In der Probe Nr. E36, in der die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 5% war, war das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wobei die Kompressibilität des Rohpulvers deutlich herabgesetzt war wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver weiter verbessert werden konnte, die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betragen.
Beispiel E-7
Das im Beispiel E-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-2%Ni-1%Mo-0.5%Cr-0.3%Mn-Pulver), das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein Nickelpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers, 1% des Graphitpulvers und ein in Tabelle E-7 gezeigter Anteil des Nickelpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Probennummern E37 bis E43 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-7 mit den Werten der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 gezeigt. Tabelle E-7
Gemäß Tabelle E-7 war im Vergleich zur Probe Nr. E04, in der zum Rohpulver kein Nickelpulver zugegeben wurde und Ni in der Grundmasse nicht zugegeben wurde, in den Proben Nrn. E37 bis E42, in denen das Nickelpulver mit nicht mehr als 5% zugegeben worden ist, das Verschleißmaß der Ventilplatte verringert und die Gesamtheit der Verschleißmaße war verringert. In der Probe Nr. E43, in der die Menge an Nickelpulver größer als 5% war, wurde eine große Menge an Ni-reichem Austhenit mit geringer Verschleißfestigkeit gebildet und blieb in der Grundmasse erhalten, wodurch die Verschleißfestigkeit der Ventilplatte herabgesetzt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht war. Außerdem war auch die Menge an hartem Martensit erhöht, wobei die Erosion des Ventils (des Paarungsmaterials) erhöht war, wodurch das Verschleißmaß des Ventils erhöht war und die Gesamtheit der Verschleißmaße deutlich erhöht war. obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben des Nickelpulvers verbessert wurde, sollte daher die Menge an Nickelpulver nicht mehr als 5% betragen.
Beispiel E-8
Das in Beispiel E-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-2%Ni-1%Mo-0,5%Cr-0,3%Mn-Pulver), das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe E04 im Beispiel E-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein Kupferpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers, 1% des Graphitpulvers und ein in Tabelle E-8 gezeigter Anteil an Kupferpulver wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. E44 bis E50 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle E-8 mit den Werten der Probe Nr. E04 im Beispiel E-1 gezeigt. Tabelle E-8
Gemäß der Tabelle E-8 war im Vergleich zu der Proben Nr. E04, in der zum Rohpulver das Kupferpulver nicht zugegeben war und Cu nicht in der Grundmasse zugegeben wurde, in den Proben Nrn. E44 bis E49, in denen das Kupferpulver mit nicht mehr als 5% zugegeben wurde, das Verschleißmaß der Ventilplatte verringert, wobei die Gesamtheit der Verschleißmaße verringert war. In der Probe Nr. E50, in der die Menge an Kupferpulver größer als 5% war, wurde ein Teil des Cu nicht in der Grundmasse feststoffgelöst, wobei eine Cu-Phase in der Grundmasse dispergiert wurde, wodurch die Festigkeit der Grundmasse herabgesetzt war und das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht war. Außerdem wurde die Menge an hartem Martensit erhöht, wobei die Erosion des Ventils (das Paarungsmaterial) erhöht war, wodurch das Verschleißmaß des Ventils erhöht war und die Gesamtheit der Verschleißmaße deutlich erhöht war. Obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben des Kupferpulvers verbessert wurde, sollte dementsprechend die Menge des Kupferpulvers nicht mehr als 5,0% betragen.
Beispiel F: Fe-Mo-C-Legierungsgrundmasse
Beispiel F-1
Ein Eisenlegierungspulver, das aus 3% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein in Tabelle F-1 gezeigtes hartphasenbildendes Legierungspulver und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F01 bis F06 gebildet wurden. Die einfachen Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Tests sind ebenfalls in Tabelle F-1 gezeigt. Tabelle F-1
Gemäß der Tabelle F-1 wurde der Einfluss der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver (die Menge an Cr in der harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. F01 war die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver unzureichend, wobei die Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war, und wobei das Verschleiß der Ventilplatte groß war. Außerdem war die Menge an Cr unzureichend, wodurch die Korrosionsfestigkeit unzureichend war und der Korrosionsverlust groß war. In der Probe Nr. F02, in de die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert, da die Grundmasse durch Cr gefestigt war. Außerdem war der Korrosionsverlust reduziert, da die Korrosionsfestigkeit durch Cr verbessert war. Wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 30% betrug, waren die Verschleißmaße der Ventilplatten auf einem niedrigen Niveau, wobei die Korrosionsverluste entsprechend der Erhöhung der Menge an Cr reduziert waren. In der Probe Nr. F05, in der die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 40% betrug, war die Härte des hartphasenbildenden Legierungspulvers durch die Erhöhung der Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver erhöht, wodurch die Kompressibilität des Rohpulvers herabgesetzt war und die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust erhöht waren, doch waren diese Werte ausreichend klein. Die Verschleißpartikel der Ventilplatte haben jedoch das Ventil erodiert, wobei das Verschleißmaß des Ventils ebenfalls erhöht war, jedoch war dieser Wert klein. In der Probe Nr. F06, in der jedoch die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 40% war, war diese Tendenz deutlicher, weshalb die Gesamtheit der Verschleißmaße und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge an Cr im hartphasenbildenden Legierungspulver 10 bis 40% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils, klein, wobei die Korrosionsverluste der Sinterlegierungen klein waren.
Beispiel F-2
Das in Beispiel F-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-3%Mo-Pulver), das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des hartphasenbildenden Legierungspulvers wurde wie in Tabelle F-2 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F07 bis F11 gebildet wurden. Die Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle F-2 mit den Werten der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 gezeigt. Tabelle F-2
Gemäß Tabelle F-2 wurde der Einfluss der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (der Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) untersucht. In der Probe Nr. F07, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers kleiner als 15% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Menge der harten Phase unzureichend war und das plastische Fließen der Grundmasse nicht verhindert werden konnte. Außerdem war die harte Phase unzureichend und Cr war unzureichend aus der harten Phase in die Grundmasse dispergiert, wodurch der Korrosionsverlust groß war. In der Probe Nr. F08, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 15% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt und der Korrosionsverlust war verringert, da die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Grundmasse der Sinterlegierung durch die harte Phase verbessert waren. Wenn die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers nicht mehr als 35% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Erhöhung der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers verringert. In der Probe Nr. F10, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers 45% betrug, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Erhöhung der Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers herabgesetzt, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch befanden sich diese auf einem niedrigen Niveau. Andererseits war in der Probe Nr. F11, in der die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers größer als 45% war, der Einfluss der Senkung der Kompressibilität deutlich, wobei das Verschleiß der Ventilplatte deutlich erhöht war und der Korrosionsverlust erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wen die Menge des hartphasenbildenden Legierungspulvers (die Menge der in der Grundmasse dispergierten harten Phase) 15 bis 45% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel F-3
Ein Eisenlegierungspulver wie in Tabelle F-3, ein Graphitpulver und das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 verwendet worden ist, wurden vorbereitet. Im Eisenlegierungspulver war die Menge an Mo verschieden von derjenigen des in Beispiel F-1 verwendeten Eisenlegierungspulvers. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F12 bis F16 gebildet wurden. Die Verschleißtests und die Korrosionstests wurden in derselben Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle F-3 mit den Werten der Probe Nr. F04 in dem Beispiel F-1 gezeigt. Tabelle F-3
Gemäß Tabelle F-3 wurde der Einfluss der Menge an Mo im Eisenlegierungspulver untersucht. In der Probe Nr. F12, in der die Menge an Mo kleiner als 1% war, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust groß, da die Fe-Grundmasse nicht durch Mo gefestigt war. In der Probe Nr. F13 jedoch, in der die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver 1% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich herabgesetzt, da die Fe-Grundmasse durch Mo gefestigt war, wobei der Korrosionsverlust verringert war, da die Korrosionsfestigkeit der Fe-Grundmasse verbessert war. Wenn die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver nicht mehr als 3% betrug, waren das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust entsprechend der Zunahme der Menge an Mo im Eisenlegierungspulver herabgesetzt. In en Proben Nrn. F14 und F15, in denen die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver 5 bis 7% betrug, war die Kompressibilität des Rohpulvers durch die Erhöhung der Härte des Eisenlegierungspulvers herabgesetzt, wodurch die Dichte des Grünkörpers verringert war. Als Ergebnis war die Dichte des Sinterkörpers herabgesetzt, wobei das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust leicht erhöht waren, jedoch waren dies niedrige Werte. Andererseits war in der Probe Nr. F16, in der die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver größer als 8% war, der Einfluss der Erhöhung der Härte des Eisenlegierungspulvers deutlich, wobei die Dichte des Sinterkörpers deutlich reduziert war, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte und der Korrosionsverlust deutlich erhöht waren. Gemäß den obigen Ergebnissen war dann, wenn die Menge an Mo im Eisenlegierungspulver 1 bis 7% betrug, das Verschleißmaß der Ventilplatte klein, wobei der Korrosionsverlust reduziert war.
Beispiel F-4
Das im Beispiel F-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-3%Mo-Pulver), das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 verwendet worden ist, und ein Graphitpulver wurden vorbereitet. Der Anteil des Graphitpulvers wurde wie in Tabelle F4 gezeigt verändert, wobei diese Pulver zugegeben und gemischt wurden. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F17 bis F22 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle F-4 mit den Werten der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 gezeigt. Tabelle F-4
Gemäß Tabelle F-4 wurde der Einfluss der Menge des Graphitpulvers (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) untersucht. In der Probe Nr. F17, in der die Menge an Graphitpulver kleiner als 0,5% war, war das Verschleißmaß der Ventilplatte groß, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung nicht ausreichend gefestigt war. In der Probe Nr. F18, in der die Menge an Graphitpulver 0,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich verringert, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gefestigt war. Wenn die Menge an Graphitpulver nicht mehr als 1,0% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte entsprechend der Erhöhung der Menge an Graphitpulver verringert. In der Probe, in der die Menge an Graphitpulver 1,2 bis 1,5% betrug, war das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht, wobei das Verschleißmaß des Ventils leicht erhöht war, da die Fe-Grundmasse der Sinterlegierung gehärtet und spröde war. In diesem Fall war die Gesamtheit der Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. Andererseits war in der Probe Nr. F22, in der die Menge an Graphitpulver größer als 1,5% war, diese Tendenz deutlicher, weshalb das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemäß den obigen Ergebnissen waren dann, wenn die Menge an Graphitpulver (die Menge an C in der Gesamtzusammensetzung) 0,5 bis 1,5% betrug, die Verschleißmaße der Ventilplatte und des Ventils klein.
Beispiel F-5
Das im Beispiel F-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-3%Mo-Pulver), ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle F-5 gezeigt, wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wies eine Zusammensetzung auf, in der ein Verhältnis von Co und Fe verschieden war von demjenigen des hartphasenbildenden Legierungspulvers (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. F04 in Beispiel F-1 verwendet worden ist. Das Eisenpulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F23 bis F28 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle F-5 mit den Werten der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 gezeigt. Tabelle F-5
Gemäß Tabelle F-5 wurde dann, wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde, der Einfluss des Substitutionsverhältnisses von Fe untersucht. In der Probe Nr. F23, in der Co im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht durch Fe substituiert wurde, waren die Verschleißmaße die geringsten unter den obigen Beispielen F, wobei die Verschleißfestigkeit gut war. Wenn Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert wurde und das Substitutionsverhältnis von Fe erhöht wurde, waren die Verschleißmaße erhöht. Wenn in diesem Fall das Substitutionsverhältnis von Fe nicht mehr als 80% betrug (Proben Nrn. F04, F24 bis F26), waren die Verschleißmaße in der praktischen Anwendung kein Problem. In den Proben Nrn. F27 und F28, in denen das Substitutionsverhältnis von Fe mehr als 80% betrug, waren die Verschleißmaße deutlich erhöht, da die Wirkung von Co unzureichend war. Gemäß den obigen Ergebnissen sollte, obwohl Co im hartphasenbildenden Legierungspulver durch Fe substituiert werden konnte, das Substitutionsverhältnis von Fe nicht mehr als 80% betragen. Ferner war das Substitutionsverhältnis von Fe vorzugsweise nicht größer als 60%.
Beispiel F-6
Das im Beispiel F-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-3%Mo-Pulver), ein Graphitpulver und ein hartphasenbildendes Legierungspulver wie in Tabelle F-6 gezeigt wurden vorbereitet. Das hartphasenbildende Legierungspulver wurde gebildet durch Zugeben unterschiedlicher Mengen an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 verwendet worden ist. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 1% des Graphitpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F29 bis F32 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle F-6 mit den Werten der Probe Nr. F04 in Beispiel F-1 gezeigt. Tabelle F-6
Gemäß Tabelle F-6 wurde die Wirkung von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver (die harte Phase) untersucht. In den Proben Nrn. F29 bis F31, in denen die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht mehr als 5% betrug, war die Legierungsgrundmasse der harten Phase durch Mn gefestigt, wobei die Verschleißmaße der Ventilplatten geringer waren als dasjenige der Probe Nr. F04, in der Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht zugegeben wurde. Andererseits waren die Verschleißmaße der Ventile entsprechend der Erhöhung der Menge an Mn leicht erhöht, da die harte Phase gefestigt war. In der Probe Nr. F32, in der die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver größer als 5% war, war das hartphasenbildende Legierungspulver gehärtet, wobei die Kompressibilität des Rohpulver deutlich herabgesetzt war, wodurch das Verschleißmaß der Ventilplatte deutlich erhöht war. Außerdem war auch das Verschleißmaß des Ventils deutlich erhöht, da die Verschleißpartikel der Ventilplatte das Ventil erodiert haben. Gemessen obigen Ergebnissen sollte, obwohl die Verschleißfestig keit durch Zugeben von Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver weiter verbessert werden konnte, die Menge an Mn im hartphasenbildenden Legierungspulver nicht größer als 5% sein.
Beispiel F-7
Das im Beispiel F-1 verwendete Eisenlegierungspulver (Fe-3%Mo-Pulver), das hartphasenbildende Legierungspulver (Co-30%Cr-20%Mo-17%Fe-3%Si-Pulver), das in der Probe Nr. F04 im Beispiel F-1 verwendet worden ist, ein Graphitpulver und ein Nickelpulver wurden vorbereitet. Das Eisenlegierungspulver, 35% des hartphasenbildenden Legierungspulvers, 1% des Graphitpulvers und ein in Tabelle F-7 gezeigter Anteil des Nickelpulvers wurden zugegeben und gemischt. Ferner wurden 0,8 Gewichtsanteile Zinkstearat als Formungsschmiermittel zugegeben und mit 100 Gewichtsanteilen des gemischten Pulvers gemischt, wobei ein Rohpulver erhalten wurde. Das erhaltene Rohpulver wurde in derselben Weise wie in Beispiel A-1 verdichtet und gesintert, wobei Proben Nrn. F33 bis F38 gebildet wurden. Die Verschleißtests wurden in derselben Weise wie in Beispiel C-1 für diese Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle F-7 mit den Werten der Probe Nr. F04 in Beispiel F-1 gezeigt. Tabelle F-7
Gemäß Tabelle F-7 war im Vergleich zur Probe Nr. F04, in der das Nickelpulver im Rohpulver nicht zugegeben war und Ni in der Grundmasse nicht zugegeben wurde, in den Proben Nrn. F33 bis F37, in denen das Nickelpulver mit nicht mehr als 5% zugegeben wurde, das Verschleißmaß der Ventilplatte verringert, wobei die Gesamtheit der Verschleißmaße verringert war. In der Probe Nr. F38, in der die Menge an Nickelpulver größer als 5% war, wurde eine große Menge an Ni-reichem Austenit mit geringer Verschleißfestigkeit gebildet und blieb in der Grundmasse erhalten, wodurch die Verschleißfestigkeit der Ventilplatte verringert war und das Verschleißmaß der Ventilplatte erhöht war. Außerdem war die Menge an hartem Martensit erhöht, wobei die Erosion des Ventils (des Paarungsmaterials) erhöht war, wodurch das Verschleißmaß des Ventils erhöht war und die Gesamtheit der Verschleißmaße deutlich erhöht war. Obwohl die Verschleißfestigkeit durch Zugeben des Nickelpulvers verbessert wurde, sollte dementsprechend die Menge an Nickelpulver nicht mehr als 5,0% betragen.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
Zitierte Patentliteratur

- JP 64-015349 [0002, 0002]
- JP 09-195012 [0002]
- JP 10-046298 [0002]
- JP 56-152947 [0002]

Claims

Hartphasenbildendes Legierungspulver zur Bildung einer harten Phase, die in einer Sinterlegierung dispergiert ist, wobei das hartphasenbildende Legierungspulver, in Gewichtsprozent, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40% Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Hartphasenbildendes Legierungspulver nach Anspruch 1, wobei die Menge an Cr 20 bis 40% beträgt.
Hartphasenbildendes Legierungspulver nach Anspruch 1 oder 2, wobei nicht mehr als 80 Gew.-% des Co durch Fe substitutiert ist.
Hartphasenbildendes Legierungspulver nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, wobei nicht mehr als 5 Gew.-% Mn zu der Zusammensetzung zugegeben sind.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung, umfassend: Vorbereiten eines grundmassebildenden Pulvers, des hartphasenbildenden Legierungspulvers nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 4, und eines Graphitpulvers; Mischen von 15 bis 45% des hartphasenbildenden Legierungspulvers und 0,5 bis 1,5% des Graphitpulvers mit dem grundmassebildenden Pulver zu einem Rohpulver; Verdichten des Rohpulvers zu einem Grünkörper mit einer vorgegebenen Form; und Sintern des Grünkörpers.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein gemischtes Pulver ist, das aus 1 bis 5 Gew.-% eines Nickelpulvers und als Rest einem Eisenpulver besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 6, wobei das Eisenpulver ein erzreduziertes Eisenpulver ist, das 0,3 bis 1,5 Gew.-% metallische Oxide enthält.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein Eisenlegierungspulver ist, das aus 1 bis 5 Gew.-% Cr und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 8, wobei das Eisenlegierungspulver ferner wenigstens Mo und/oder V und/oder Nb zu nicht mehr als 2,4 Gew.-% enthält.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein gemischtes Pulver ist, das aus einem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% eines Nickelpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht, wobei das Eisenlegierungspulver aus 1 bis 5 Gew.-% Cr und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein Eisenlegierungspulver ist, das, in Gewichtsprozent, aus 3 bis 8% Co, 1 bis 2% Ni, 1 bis 2% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein gemischtes Pulver ist, das aus einem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% eines Nickelpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht, wobei das Eisenlegierungspulver, in Gewichtsprozent, aus 3 bis 8% Co, 1 bis 2% Ni, 1 bis 2% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein Eisenlegierungspulver ist, das in Gewichtsprozent, aus 1 bis 3% Ni, 0,5 bis 2% Mo, 0,1 bis 1% Cr, 0,1 bis 0,5% Mn und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein gemischtes Pulver ist, das aus einem Eisenlegierungspulver und nicht mehr als 5 Gew.-% wenigstens eines Nickelpulvers und/oder eines Kupferpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht, wobei das Eisenlegierungspulver, in Gewichtsprozent, aus 1 bis 3% Ni, 0,5 bis 2% Mo, 0,1 bis 1% Cr, 0,1 bis 0,5% Mn und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein Eisenlegierungspulver ist, das aus 1 bis 7 Gew.-% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 5, wobei das grundmassebildende Pulver ein gemischtes Pulver ist, das aus einer Eisenlegierung und nicht mehr als 5 Gew.-% eines Nickelpulvers in Bezug auf das Rohpulver besteht, wobei das Eisenlegierungspulver aus 1 bis 7 Gew.-% Mo und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 5 bis 16, wobei das Rohpulver ferner wenigstens eine Art von Pulver eines Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials zu 0,3 bis 2 Gew.-% enthält, wobei das Pulver des Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials aus einer Gruppe ausgewählt wird, die ein Bleipulver, ein Disulfidmolybdänpulver, ein Mangansulfidpulver, ein Bornitridpulver, ein Kalziummetasilikatmineralpulver und ein Kalziumfluoridpulver umfasst.
Herstellungsverfahren für eine verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 5 bis 17, wobei die durch Sintern erhaltene verschleißfeste Sinteriegierung Poren aufweist, wobei das Herstellungsverfahren ferner das Infiltrieren oder Imprägnieren der Poren mit einem Element umfasst, das aus einer Gruppe ausgewählt wird, die aus Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung und Acrylharz besteht.
Verschleißfeste Sinterlegierung, die eine metallische Struktur aufweist, in der 15 bis 45% einer harten Phase in einer Grundmasse dispergiert ist, wobei die harte Phase, in Gewichtsprozent, aus 15 bis 35% Mo, 1 bis 10% Si, 10 bis 40 Cr und als Rest Co und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 19, wobei nicht mehr als 80 Gew.-% des Co durch Fe in der Zusammensetzung der harten Phase substituiert ist.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 19 oder 20, wobei die harte Phase nicht mehr als 5 Gew.-% Mn enthält.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 21, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die, in Gewichtsprozent, aus 1 bis 5% Ni, 2,25 bis 33,3% Co, 1,5 bis 18% Cr, 2,25 bis 15,75% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei die Grundmasse aus einer Fe-Ni-C-Legierung gefertigt ist.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 22, wobei die Grundmasse der Fe-Ni-C-Legierung wenigstens eine Art eines Oxids eines Metall zu 0,15 bis 1,25 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung enthält, wobei das Metall aus einer Gruppe ausgewählt ist, die Aluminium, Silizium, Magnesium, Eisen, Titan und Kalzium umfasst.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 21, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die, in Gewichtsprozent, aus 2,34 bis 20,73% Cr, 2,25 bis 15,75% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,3% Co, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei die Grundmasse aus einer Fe-Cr-C-Legierung gefertigt ist.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 24, wobei die Grundmasse der Fe-Cr-C-Legierung ferner wenigstens Mo und/oder V und/oder Nb zu nicht mehr als 2 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung enthält.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 24 oder 25, wobei die Grundmasse der Fe-Cr-C-Legierung ferner Ni zu nicht mehr als 5 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung enthält.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 21, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die, in Gewichtsprozent, aus 1,5 bis 18% Cr, 0,54 bis 1,69% Ni, 3,09 bis 16,84 Mo, 0,15 bis 4,45% Si, 4,76 bis 37,66% Co, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei die Grundmasse aus einer Fe-Co-C-Legierung gefertigt ist.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 27, wobei die Grundmasse der Fe-Co-C-Legierung ferner Ni zu nicht mehr als 5 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung enthält.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 21, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die, in Gewichtsprozent, aus 1,58 bis 18,55% Cr, 0,54 bis 2,54% Ni, 2,67 bis 16,84% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,30% Co, 0,05 bis 0,42% Mn, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei die Grundmasse aus einer Fe-Ni-Mo-C-Legierung gefertigt ist.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 29, wobei die Grundmasse der Fe-Ni-Mo-C-Legierung ferner wenigstens Ni und/oder Cu zu nicht mehr als 5,0 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung enthält.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 21, wobei die verschleißfeste Sinterlegierung eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die, in Gewichtsprozent, aus 1,5 bis 18% Cr, 3,09 bis 19,57% Mo, 0,15 bis 4,5% Si, 2,25 bis 33,3% Co, 0,5 bis 1,5% C und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei die Grundmasse aus einer Fe-Mo-C-Legierung gefertigt ist.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach Anspruch 31, wobei die Grundmasse der Fe-Mo-C-Legierung ferner Ni zu nicht mehr als 5,0 Gew.-% in Bezug auf die Gesamtzusammensetzung enthält.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 32, wobei die Sinterlegierung Poren und Korngrenzen aufweist, wobei wenigstens eine Art eines Pulvers eines Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterials in die Poren und die Korngrenzen zu 0,3 bis 2 Gew.-% dispergiert ist, wobei das Bearbeitbarkeitsverbesserungsmaterial aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Blei, Disulfidmolybdän, Mangansulfid, Bornitrid, Kalziummetasilikatmineral und Kalziumfluorid besteht.
Verschleißfeste Sinterlegierung nach irgendeinem der Ansprüche 19 bis 33, wobei die Sinterlegierung Poren aufweist, die mit einem Element gefüllt sind, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Blei, Bleilegierung, Kupfer, Kupferlegierung und Acrylharz besteht.