DE19506340C2

DE19506340C2 - Sinterlegierung und Verfahren zur Herstellung eines Sinterkörpers daraus

Info

Publication number: DE19506340C2
Application number: DE19506340A
Authority: DE
Inventors: Kei Ishii; Yoshimasa Aoki; Hideaki Kawata; Akira Fujiki; Katsuyuki Nakamura; Kazuhiko Takahashi
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Current assignee: Nissan Motor Co Ltd; Resonac Corp
Priority date: 1994-02-23
Filing date: 1995-02-23
Publication date: 1999-02-11
Anticipated expiration: 2015-02-24
Also published as: US5529602A; JP3327663B2; KR0169549B1; JPH07233454A; DE19506340A1

Description

Die Erfindung betrifft eine Sinterlegierung und ein Verfahren zu ihrer Herstellung, sie betrifft insbesondere eine Sintereisenlegierungszusammensetzung, die eine ausge zeichnete Wärmebeständigkeit, ausgezeichnete Selbstschmiereigenschaften und ei ne ausgezeichnete Abriebsbeständigkeit bei hohen Temperaturen ohne Beeinträchti gung der Bearbeitbarkeit aufweist, die vorzugsweise für die Herstellung von Gleitele menten, beispielsweise Ventilsitzen für Ventilbetriebssysteme von Verbrennungsmo toren und dgl., verwendet werden kann, so daß die Anwendbarkeit der Gleitelemente nicht nur beschränkt ist auf solche für die Verwendung in Verbindung mit bleifreiem Benzin, sondern die auch in Verbindung mit verbleitem Benzin verwendet werden können.

In einigen wenigen Ländern wie Japan, USA und einigen europäischen Ländern wird hauptsächlich bleifreies Benzin als Treibstoff für Verbrennungsmotoren in Automobi len und anderen Transportmitteln verwendet. Dagegen wird in den meisten anderen Ländern, beispielsweise im Bereich des Mittleren Ostens, noch immer verbleites Benzin in großem Umfange verwendet. Wenn daher ein Verbrennungsmotor- Hersteller seinen Motor in ein bestimmtes Gebiet des Motor-Markts liefern will, muß er die jeweiligen Bedingungen kennen, unter denen der Motor in diesem Gebiet einge setzt wird. Er muß dann die Materialien für die Motorteile entsprechend der Art des Benzins, das dem auf diesem Markt verwendeten Motor zugeführt wird, so auswählen oder ändern, daß der Motor eine zufriedenstellende Haltbarkeit be sitzt. Insbesondere für Gleitelemente, wie Ventile und Ventilsitze für Ventil- Betriebssysteme und dgl., ist diese Forderung sehr wichtig.

Darüber hinaus wurden in den letzten Jahren die Verbrennungsmotoren in bemer kenswerter Weise weiterentwickelt, so daß sie eine hohe Leistung aufweisen. Dem entsprechend muß den Motorteilen eine ausreichende Haltbarkeit verliehen werden, so daß sie die härteren und strengeren Fahrbedingungen aushalten. Insbesondere dann, wenn verbleites Benzin dem Motor zugeführt wird, ist es höchst wichtig, daß Gleitelemente, beispielsweise Ventilsitze, eine höhere Festigkeit und Abriebsbestän digkeit aufweisen, so daß sie sehr hohen Temperaturen standhalten können.

Unter den obengenannten Umständen haben die Erfinder der vorliegenden Pa tentanmeldung die jeweiligen Teile des Ventil-Betriebssystems für Verbrennungsmo toren erforscht und in den japanischen Patentpublikationen Nr. H5-55593 und dem japanischen Patent Nr. (Kokai) H5-287463 einige Materialien für die Ventilsitze vorgeschlagen.

In der japanischen Patentpublikation Nr. H5- 55593 ist eine Sinterlegierung beschrieben, die eine ausge zeichnete Wärmebeständigkeit aufweist. Diese Sinterlegierung besteht aus einer Matrix, die 0,5 bis 3% Nickel, 0,3 bis 3% Molybdän, 5,5 bis 7,5% Kobalt, 0,6 bis 1,2% Kohlenstoff und als Rest Eisen enthält, und aus einer harten, intermetalli schen Verbindungsphase, die 26 bis 30% Molybdän, 7 bis 9% Chrom, 1,5 bis 2,5% Silicium und als Rest Kobalt enthält. Die intermetallische Verbindung ist in ei nem Mengenanteil von 5 bis 25% in der Matrix-Phase dispergiert, um die Abriebs beständigkeit zu verbessern. In diesem Dokument wird auch ein modifiziertes Mate rial für die obengenannte Sinterlegierung vorgeschlagen, das zusätzlich mit einer Bleikomponente getränkt worden ist, die als festes Schmiermittel wirkt.

Die zuerst genannte Legierungszusammensetzung des obengenannten Dokuments wurde vorgeschlagen als ein Material für die Verwendung in einem Verbrennungsmo tor, der bei extrem hoher Temperatur eingesetzt wird und der mit verbleitem Benzin läuft, während das zuletzt genannte, mit Blei getränkte Legierungsmaterial für einen Verbrennungsmotor bestimmt ist, der bei einer verhältnismäßig niedrigen Temperatur betrieben oder in Verbindung mit bleifreiem Benzin verwendet wird (daher hauptsächlich für die Verwendung in Japan).

In der Anfangszeit wurde hauptsächlich die obengenannte, mit Blei getränkte Legierung verwendet, da erstens ein Material mit einer hervorragenden maschinellen Bearbeitbarkeit, wie die an zweiter Stelle beschriebene Legierung, für die Herstellung von Verbrennungsmotoren geeignet und bevorzugt ist, und da zwei tens die thermischen Bedingungen eines konventionellen Verbrennungsmotors zu jener Zeit nicht sehr hoch waren und die Abriebsbeständigkeit der mit Blei getränkten Legierung deshalb für die Motoren bei Verwendung von verbleitem Benzin zufriedenstellend war.

Die in dem zuerst genannten Dokument beschriebenen Materialien wurden jedoch bald unzureichend.

Insbesondere wurde die Verbrennungstemperatur des Verbannungsmotors erhöht wegen des Magergemisch-Verbrennungssystems, das bei Verbrennungsmotoren eingeführt wurde, um eine hohe Leistungsabgabe und ein sauberes Auspuffgas zu erzielen und gleichzeitig den Kraftstoffverbrauch zu verbessern. Infolgedessen wird der Ventilsitz in dem Ventil-Betriebssystem auf eine höhere Temperatur als der Schmelzpunkt von Blei erhitzt. Es ist daher unmöglich, daß die Bleikomponente als festes Schmiermittel wirkt, obgleich die Schmierwirkung üblicherweise der Hauptzweck der Blei-Tränkung ist. Infolgedessen müssen die Abriebsbeständigkeit und die Ausdauer-Zuverlässigkeit gegen hohe Temperaturen in einer korrosiven Umgebung des mit Blei getränkten Legierungsmaterials weiter verbessert werden.

Wenn ein Hochleistungs-Verbrennungsmotor bei einer hohen Temperatur betrieben wird unter Verwendung von verbleitem Benzin, haften darüber hinaus verschiedene Substanzen, wie Bleioxid, das aus dem verbleiten Benzin stammt, ein Reinigungsmit tel, das in dem verbleiten Benzin enthalten ist, um den wirksamen Austrag der Blei komponente mit dem Auspuffgas zu fördern, und Bleiverbindungen, wie Bleisulfat, Bleibromid, Bleichlorid und dgl., an dem Ventil und dem Ventilsitz und rufen eine Kor rosion hervor. Infolgedessen besteht die Neigung, daß die Lebensdauer dieser Glei telemente durch den korrosiven Verschleiß stark beeinträchtigt wird. Insbesondere dann, wenn die Bleikomponente durch das Infiltrationsverfahren in das Legierungsmaterial für die Gleitelemente eingeführt wird, sind häufiger Rißbildungs- und Abriebsphänomene in diesem Legierungsmaterial zu beobachten. Kurz zusammengefaßt bedeutet dies, daß, obgleich das mit Blei getränkte Legierungsmaterial eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit besitzt, ein Abblättern und Abrieb seiner Grundphase leicht auftritt in einer korrosiven Umge bung wegen der Verwendung von Benzin, das eine große Menge Blei enthält.

Im Vergleich zu der mit Blei getränkten Legierung hat das zuerst genann te Legierungsmaterial, das kein Blei enthält, eine bessere Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen. Das zuerst genannte Legierungsma terial selbst ist jedoch sehr hart und seine maschinelle Bearbeitbarkeit ist extrem schlecht. Deshalb ist es vom Standpunkt der Herstellung und Produktion von Ver brennungsmotoren aus betrachtet erforderlich, die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern für die Verwendung als Material für Ventilsitze.

In dem zuletzt genannten Dokument, dem japanischen Patent Nr. (Kokai) H5-287463, ist die Verbesserung der Verschleißfestigkeit des zuletzt genannten, Blei enthaltenden Legierungsmaterials des zuerst genannten Dokuments durch Erhöhung der Festigkeit des Legierungsma terials beschrieben. Insbesondere wird in dem zuletzt genannten Dokument die Le gierungsmatrix des zuerst genannten Dokuments so, wie sie ist, verwendet, und die Ausgangsmaterialien für die Legierungsbasis werden mit 1 bis 5% eines Kupferma terials vorgemischt, wodurch die Poren, die wie Fasern in dem Legierungsmaterial verstreut sind, mit Kupfer gefüllt werden. Bei diesem Legierungsmaterial wirkt die Kupferkomponente unter Bildung einer flüssigen Phase, und die Festigkeit des Legie rungsmaterials wird erhöht, was auch zu einer erfolgreichen Verbesserung der Ver schleißfestigkeit führt.

Darüber hinaus wird in das Legierungsmaterial des zuletzt genannten Dokuments die Bleikomponente für die feste Schmierung eingeführt durch Zugabe eines Bleimateri als in einer Menge von 2% oder weniger ohne Tränkung. Dies ist deshalb so, weil erstens das Legierungsmate rial einer hohen Temperatur ausgesetzt ist, bei der Blei schmilzt, so daß die Bleikom ponente, die durch Tränkung in die Poren des Legierungsmaterials unter Anwendung eines generellen Verfahrens eingeführt worden ist, effektiv keine Zuver lässigkeit als festes Schmiermittel aufweist, und weil zweitens ein Problem bei der mit Blei getränkten Komponente insofern auftritt, als die Blei-Komponente, die in die Poren infiltriert worden ist, eine Rißbildung in dem Legierungsmaterial her vorruft.

Das obengenannte verbesserte Legierungsmaterial ist das derzeit beste der konven tionellen Materialien in bezug auf Verschleißfestigkeit und maschinelle Bearbeitbarkeit.

Aufgrund der kontinuierlichen Weiterentwicklung der Verbrennungsmotoren sind je doch die Vorteile des vorstehend beschriebenen verbesserten Legierungsmaterials für einen modernen Verbrennungsmotor nicht mehr ausreichend. Insbesondere die Verschleißfestigkeit (Abriebsbeständigkeit) ist so, daß sie keinen hohen Temperatu ren standhalten kann und kein verbleites Benzin in einer stark korrosiven Umgebung verwendet werden kann wegen der Rißbildung und des Verschleißes. Dar über hinaus macht die weitere Forderung nach einer längeren Lebensdauer eine weitere Verbesserung des Materials für Gleitelemente erforderlich.

Wenn ein Verbrennungsmotor hergestellt wird unter Verwendung der vorstehend be schriebenen konventionellen Legierungsmaterialien als Ausgangsmaterialien, ist es darüber hinaus erforderlich, das Herstellungsverfahren des Ausgangsmaterials ent sprechend dem Markt, der mit dem hergestellten Motor beliefert werden soll, zu än dern, um den hergestellten Motor an den Kraftstoff anzupassen, der auf diesem Markt verwendet wird. Solche Änderungen machen die Produktsanlage kompliziert, und die Herstellungskosten werden dadurch erhöht. Dies ist sehr störend und wirt schaftlich nachteilig. Da jedoch Automobile internationale Handelswaren sind, die weltweit in großem Umfang verkauft werden, ist es erwünscht, alle Motoren nach ei nem gemeinsamen Herstellungsverfahren herzustellen. Deshalb ist die Schaffung ei nes Materials für Gleitelemente, die für jeden Motortyp, unabhängig von der Art des verwendeten Treibstoffs, geeignet sind, erforderlich.

Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein Sinterlegierungsmaterial zu fin den, das vorzugsweise zur Herstellung von Verbrennungsmotorteilen verwendet werden kann, die wärmebeständig sind, selbstschmierende Eigenschaften haben und verschleißfest sind, so daß sie einer korrosiven Umgebung einer hohen Temperatur als Folge der hohen Leistungsabgabe des Verbrennungsmotors standhalten können, ohne die maschinelle Bearbeitbarkeit zu opfern.

Ein weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, ein Sinterlegierungsmaterial bereitzu stellen, das für die Herstellung eines Ventilsitzes in einem Ventil-Betriebssystem für Verbrennungsmotoren verwendet werden kann und dessen Verwendbarkeit nicht be schränkt ist nur auf Motoren für bleifreies Benzin, sondern das auch in Motoren für verbleites Benzin verwendet werden kann.

Diese Ziele werden durch die Gegenstände der Ansprüche 1, 8 und 9 erreicht.

Dabei wird eine Verschlechterung der Verschleißfestigkeit des Sinterlegierungsmaterials bei hohen Temperaturen in ei ner korrosiven Umgebung verhindert durch Einstellung der Teilchengröße und der Verteilungsmenge der Bleikomponente. Darüber hinaus wird eine Kontrolle (Steuerung) der Teilchengröße leicht erzielt durch Beschränkung des Bleigehalts.

Die erfindungsgemäße Sinterlegierung weist daher eine gute (maschinelle) Bearbeit barkeit, Wärmebeständigkeit, Selbstschmiereigenschaften und Verschleißfestigkeit auf.

Bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.

Die Sinterlegierung kann zweckmäßig als Material für Gleitelemente, wie Ventile und Ventilsitze in Verbrennungsmotoren, verwendet werden, unabhängig von dem Treib stoff, der zum Betreiben des Motors verwendet wird. In dem Motor, in dem ein aus der erfindungsgemäßen Sinterlegierung hergestelltes Gleitelement eingesetzt wird, kann entweder bleifreies Benzin oder stark verbleites Benzin verwendet werden, auch in einem modernen Hochleistungs-Verbrennungsmotor.

Die Vorteile des erfindungsgemäßen Sinterlegierungsmaterials gehen aus der folgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen der Erfindung in Verbindung mit den beiliegenden Zeichnungen hervor, wobei zeigen:

Fig. 1A und 1B Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Temperatur und der radialen Druckfestigkeit von Ventilsitzen, die aus verschiedenen Sinterlegierungsmaterialien hergestellt sind, erläutern;

Fig. 2A und 2B Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Temperatur und dem Abriebsverlust von Ventilsitzen, die aus verschiedenen Sinterlegierungsmaterialien hergestellt sind, erläutern;

Fig. 3 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der maschinellen Bearbeitbarkeit und dem Bleigehalt des Ventilsitzes erläutert;

Fig. 4 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Bleigehalt des Ventilsitzes und dem jeweiligen Abriebs verlust in einem Motor-Prüfstand-Test erläutert; und

Fig. 5 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Abriebsverlust in dem Motor-Prüfstand-Test und der maximalen Teilchengröße der in dem gesinterten Legierungsmaterial dispergierten Bleiteilchen erläutert.

Bei konventionellen Blei enthaltenden Legierungsmaterialien tritt leicht eine Rißbildung und ein Verschleiß auf, wenn sie bei einer hohen Temperatur oder in einer korrosiven Umgebung verwendet werden, und dieser Mangel scheint durch die Bleikomponente verursacht zu werden. Die Bleikomponente verleiht jedoch dem Legierungsmaterial eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit und eine gute Bearbeitbarkeit ist eine unerläßliche Eigenschaft für ein Legierungsmaterial, das zu Motorteilen, insbesondere zu Gleitelementen, z. B. einem Ventilsitz, geformt werden soll. Deshalb ist die Bleikomponente in dem Sinterlegierungsmaterial erforderlich, um zu verhindern, daß in dem Legierungsmaterial eine Rißbildung und ein Verschleiß durch Abrieb auftritt, so daß es einer hohen Temperatur und einer korrosiven Umgebung gut standhalten kann.

Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben dann den Mechanismus erforscht, der die Rißbildung und den Verschleiß des Legierungsmaterials verursacht. Als Ergebnis wurde gefunden, daß die Rißbildung und der Verschleiß eine Folge der Korrosion des Legierungsmaterials und einer Expansion der Bleikomponente ist.

Insbesondere bewirkt die Bleikomponente in den Poren, daß sich in dem Legierungsmaterial eine Korrosion entwickelt und das Material schwächt. Wenn dann das Material auf eine hohe Temperatur erhitzt wird, dehnt sich die Bleikomponente aus, wodurch die Poren des Materials gesprengt werden, so daß eine Rißbildung in dem Legierungsmaterial auftritt. Außerdem wird die expandierte Bleikomponente in die Legierungsmatrix des Materials hineingepreßt, so daß ein Verschleiß entsteht, der begleitet ist von einer Absplitterung/ Abschälung der Ventilsitz-Oberfläche. Insbesondere dann, wenn zusätzlich eine Kupferkomponente in das Legierungsmaterial eingeführt wird, um eine flüssige Kupferphase in dem Legierungsmaterial zu erzeugen, welche die faserförmigen Poren mit dem flüssigen Kupfer füllt zur Erhöhung der Festigkeit und Verschleißfe stigkeit (Abriebsbeständigkeit) des Legierungsmaterials, verhindert die Kupferkomponente, daß das zugesetzte Bleimaterial in dem Legierungsmaterial fein dispergiert wird, so daß die Bleikomponente zu einem groben Agglomerat geformt wird, das eine Dimension von 15 bis 20 µm hat. Dieses grobe Bleiagglomerat erleichtert die Rißbildung und den Verschleiß des Legierungsmaterials an den Korngrenzen der Legierungsmatrix, welche die Bleiphase umgibt. Wenn die in dem Legierungsmaterial dispergierten Bleiteilchen größer werden, neigt dann das Legierungsmaterial leichter zu einer Rißbildung und zu einem Verschleiß.

Das heißt mit anderen Worten, wenn die Bleikomponente in dem Legierungsmaterial ganz fein dispergiert ist, kann die Legierungsmatrix der Expansion der Bleikomponente standhalten. Dann wird es möglich, dem Legie rungsmaterial durch Zugabe der Bleikomponente maschinelle Bearbeitbarkeit zu verleihen, ohne die Rißbil dung zu erleichtern und ohne die Verschleißfestigkeit (Abriebsbeständigkeit) herabzusetzen, selbst bei einer hohen Temperatur oder in einer korrosiven Umgebung. Das erfindungsgemäße Sinterlegierungsmaterial ist nämlich dadurch gekennzeichnet, daß die Bleikomponente in dem Legierungsmaterial fein dispergiert ist. Das erfindungsgemäße Sinterlegierungsmaterial wird nachstehend näher beschrieben.

Das erfindungsgemäße Sinterlegierungsmaterial weist eine Legierungsmatrix und eine Bleiphase auf, die in der Legierungsmatrix fein dispergiert oder von dieser umgeben ist. Die Legierungsmatrix umfaßt eine Grund phase, die Nickel, Molybdän, Kobalt, Kohlenstoff und Eisen enthält, und eine harte Phase, die Molybdän, Kobalt, Chrom und Silicium enthält. Die Grundphase besteht vorzugsweise aus 0,5 bis 3 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 3 Gew.-% Molybdän, 5,5 bis 7,5 Gew.-% Kobalt, 0,6 bis 1,2 Gew.-% Kohlenstoff und zum Rest aus Eisen und die harte Phase besteht vorzugsweise aus 26 bis 30 Gew.-% Molybdän, 7 bis 9 Gew.-% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.-% Silicium und zum Rest aus Kobalt. Die harte Phase ist in dem Legierungsmaterial in einer Menge von 5 bis 25 Gew.-% dispergiert. Die Bleiphase ist in dem Legierungsmaterial vorzugsweise in einer Menge von 0,1 bis 3,5 Gew.-% dispergiert. Daher ist die Zusammensetzung des Legierungsmaterials insgesamt vorzugsweise folgende: 0,4 bis 2,8 Gew.-% Nickel, 1,6 bis 10,3 Gew.-% Molybdän, 7 bis 23 Gew.-% Kobalt, 0,5 bis 1,1 Gew.-% Kohlenstoff, 0,4 bis 2,2 Gew.-% Chrom, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Silicium, 0,1 bis 3,5 Gew.-% Blei und Rest Eisen. Das erfindungsgemäße Legierungsmaterial kann auch eine geringe Menge an unvermeidlichen Verunreinigungen enthalten. Die obengenannte Zusammensetzung des Sinterlegierungsmaterials beruht auf Forschungsarbeiten, bei denen vielversprechende Ergebnisse gefunden wurden für eine Legierung, welche die obengenannten Komponenten in den geeigneten Mengenverhältnissen enthält.

Nachstehend werden die Eigenschaften und Rollen (Funktionen) der Komponenten der erfindungsgemäßen Sintereisenlegierung näher beschrieben.

1) Grundphase mit Nickel, Molybdän, Kobalt und Kohlenstoff

In der Eisenlegierungs-Grundphase dienen sowohl das Nickel als auch das Molybdän hauptsächlich dazu, die Festigkeit des Legierungsmaterials zu verbessern. Dieser Effekt dieser Komponenten steht in Beziehung mit den Mengen der jeweiligen Komponenten und wenn der Gehalt jeder Komponente weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, weist das Sinterlegierungsprodukt keine ausreichende Festigkeit auf. Wenn jedoch der Gehalt 3 Gew.-% über steigt, verbessert sich der Effekt nur sehr wenig. Darüber hinaus führt eine übermäßige Menge an Molybdän zu einer Verschlechterung der Oxidationsbeständigkeit des erhaltenen Sinterlegierungspro dukts. Deshalb beträgt der bevorzugte Gehalt jeweils von Nickel und Molybdän in der Grundphase jeweils etwa 0,5 bis etwa 3 Gew.-%.

Die Kobaltkomponente bewirkt, daß sich die Verschleißfestigkeit verbessert. Wenn jedoch der Kobaltgehalt in der Grundphase weniger als 5,5 Gew.-% beträgt, mangelt es dem erhaltenen Legierungsmaterial an Härte und es tritt leicht ein Verschleiß auf.

Wenn andererseits der Kobaltgehalt 7,5 Gew.-% übersteigt, wird das die Kobaltkomponente enthaltende Ausgangsmaterialpulver so hart, daß die Kompressibilität während des Verfahrens der Verdichtung des Aus gangsmaterial-Pulvers übermäßig stark abnimmt. Deshalb beträgt der bevorzugte Kobaltgehalt der Grundpha se 5,5 bis 7,5 Gew.-%.

Die Kohlenstoffkomponente bildet mit Eisen, Chrom und Molybdän Carbidlegierungen, die dem gesinterten Legierungsprodukt Verschleißfestigkeit verleihen. Im Hinblick auf die leichte Durchfüh rung des Sinterverfahrens und die Konsistenz des gesinterten Legierungsprodukts beträgt der geeignete Kohlenstoffgehalt der Grundphase 0,6 bis 1,2 Gew.-%.

Als Ausgangsmaterial für das vorstehend beschriebene Nickel, Molybdän und Kobalt mit Ausnahme der Kohlenstoffkomponente wird zweckmäßig ein Legierungspulver verwendet, in dem Nickel, Molybdän und Kobalt vollständig legiert sind, um eine Segregation dieser Komponenten zu verhindern, eine vollständige Interdiffusion der Grundkomponente und der harten Phase zu bewirken und eine gute Kompressibilität des Ausgangsmaterial-Pulvers in der Verdichtungsstufe aufrechtzuerhalten.

2) Harte Phase mit Molybdän, Chrom und Silicium

Für die harte Phase besonders gut geeignet ist eine wärmebeständige Legierung auf Kobalt-Basis, die im wesentlichen besteht aus 26 bis 30% Molybdän, 7 bis 9% Chrom, 1,5 bis 2,5% Silicium und zum Rest aus Kobalt.

Die vorstehend beschriebene harte Phase bewirkt eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit des Sinterprodukts. Dieser Effekt wird bei einem Anteil an harter Phase von 5 Gew.-% oder mehr, bezogen auf die Gesamtmenge, zufriedenstellend. Wenn jedoch der Anteil an harter Phase 25 Gew.-% übersteigt, nimmt die Festigkeit des Sinterlegierungsprodukts ab. Deshalb beträgt der Anteil an harter Phase unter Berücksichtigung der Verschleißfestigkeit und Festigkeit vorzugsweise 5 bis 25 Gew.-%.

3) Bleiphase

In Verbindung mit den Eigenschaften der Ventilsitze, die durch das Sinterlegierungsmaterial gebildet werden, dient die Bleikomponente als festes Schmiermittel zur Herabsetzung der Reibung und sie weist auch einen großen Effekt auf in bezug auf eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit des Sinterlegierungspro dukts. Die Bleikomponente wird in das Sinterlegierungsprodukt eingeführt unter Anwendung der Stufen Mi schen eines Bleipulvers mit den Ausgangsmaterialpulvern für die Legierungsmatrix, d. h. der Grundphase und der harten Phase, und Verdichten und Sintern der Pulvermischung. Da die Bleikomponente keine Löslichkeit aufweist, die es ihr erlaubt, entweder mit der Grundphasen-Legierung oder mit der harten Phasen-Legierung eine feste Lösung zu bilden, wird sie als einfache Bleiphase in dem Sinterlegierungsprodukt ausge schieden. Die Bleiphase wird in Form einer großen Anzahl von Teilchen gebildet, die in der Legierungsmatrix dispergiert sind oder in den Poren angeordnet sind, die zwischen den Legierungsphasen der Legierungsmatrix in der metallographischen Struktur des Legierungsprodukts gebildet werden.

In der Sinterstufe des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Sinterlegierungsmaterials wird die verdichtete Pulvermischung bei einer Temperatur von etwa 1190°C gesintert, die beträchtlich höher ist als die Schmelztemperatur von Blei (= 328°C). Deshalb werden, wenn die Temperatur auf die Sintertemperatur erhöht wird, die Teilchen des Bleipulvers in der verdichteten Pulvermischung zuerst geschmolzen und die geschmolzene Bleikomponente fließt in die kleinen Zwischenräume zwischen den Teilchen der Pulver für die Legierungsma trix, so daß sie sich in allen Richtungen ausbreitet. Insbesondere bei einer Temperatur von etwa 750°C oder mehr steigt die Fähigkeit der geschmolzenen Bleikomponente, die Grundlegierungsphase zu benetzen, drastisch an und die Bleikomponente scheint sich leicht und weit auszubreiten. Wenn die Temperatur die angestrebte Sintertemperatur erreicht, schreitet dann das Sintern oder das Vereinigen der Pulverteilchen durch Fusion zwischen den Pulvern für die Grundphase und die harte Phase fort unter Bildung der Grundphase und der harten Phase, während das ausgedehnte flüssige Blei in den Hohlräumen eingeschlossen wird und von der gesinterten Grundphase und der gesinterten harten Phase fein abgetrennt wird. Nach der Sinterbehandlung wird der gesinterte Legierungspreßling abgekühlt und die Bleikomponente erstarrt unter Bildung der Bleiphase in Form von feinen Teilchen, die in der Grundphase und in der harten Phase dispergiert sind, oder solcher Teilchen, die in den Poren zwischen diesen Legierungsphasen angeordnet sind.

Wie vorstehend kurz beschrieben, liegt das Wesen der vorliegenden Erfindung in der feinen Dispersion der Bleikomponente. Wenn die Bleiteilchen eine Größe von 10 µm oder weniger haben, kann die Legierungsmatrix des gesinterten Legierungsprodukts der Ausdehnung der Bleikomponente widerstehen und die Verschleißfestig keit (Abriebsbeständigkeit) des erhaltenen gesinterten Legierungsprodukts wird bei hohen Temperaturen durch die Zugabe der Bleikomponente nicht verschlechtert. Das wesentliche Merkmal der vorliegen den Erfindung besteht insbesondere darin, daß die Bleikomponente in dem gesinterten Material fein dispergiert wird, wodurch der Mengenanteil an Bleiteilchen mit einer Teilchen größe von mehr als 10 µm zweckmäßig auf 3% oder weniger herabgesetzt wird.

Die Teilchengröße der Bleiteilchen, die in der Legierungsmatrix dispergiert werden, ändert sich entsprechend der Teilchengröße des Ausgangsmaterialpulvers für die Bleiphase, wie aus dem vorstehend beschriebenen Mechanismus für die Bildung der dispergierten Bleiteilchen in der Sinterstufe ersichtlich. Daher kann die Teilchengröße der dispergierten Bleiphase in geeigneter Weise eingestellt werden durch Begren zung der Teilchengröße des Ausgangs-Bleipulvers. Wenn ein Bleipulver mit einer Teilchengröße (bei der Sedimentationsanalyse) von 50 µm oder weniger verwendet wird, können Bleiteilchen mit einer Teilchengröße von 10 µm oder weniger zweckmäßig in der Legierungsmatrix des gesinterten Legierungsprodukts gebildet werden. Bei Verwendung eines Ausgangs-Bleipulvers mit einer Teilchengröße von mehr als 50 µm nehmen die Teilchen des Ausgangs-Bleipulvers in der verdichteten Pulvermischung ein derart großes Volumen ein, daß ein Teil des geschmolzenen Bleis nicht in ausreichend feine Portionen unterteilt werden kann.

Wie vorstehend beschrieben, wird die geschmolzene und fein dispergierte Bleikomponente zwischen den Legierungsphasen während der Sinterbehandlung eingeschlossen. Wenn jedoch die verdichtete Pulvermischung nach der Sinterbehandlung allmählich abgekühlt wird, verbinden sich die getrennten und dispergierten Bleiantei le wieder und wachsen, insbesondere bei einer Temperatur in der Nähe des Schmelzpunkts des Bleis. Deshalb ist es bevorzugt, den gesinterten Legierungspreßling mit einer Geschwindigkeit von etwa 2°C/min oder mehr abzukühlen, mindestens wenn die Temperatur des gesinterten Legierungspreßlings den Bereich von 328°C passiert.

Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit niedriger ist als der oben angegebene Wert, besteht die Neigung, daß sich der flüssige Bleianteil in der Legierungsphase aus der Legierungsphase heraus in die Poren hinein bewegt während der Abkühlungsbehandlung und der Anteil der Bleiteilchen, die in der Legierungsphase verteilt sind, abnimmt. Diese Bewegung des flüssigen Bleianteils führt zu einer Vereinigung einer Vielzahl der flüssigen Bleianteile in einen Hohlraum einer Pore unter Bildung eines größeren Bleiteilchens. Deshalb ist es erforder lich, den gesinterten Legierungspreßling schnell abzukühlen, so daß der Anteil der in der Legierungsphase verteilten Bleikomponente nicht abnimmt. Diesbezüglich wird bei Anwendung eines generellen metallurgischen Verfahrens zur Herstellung des Pulvermischungs-Preßlings, wenn der gesinterte Preßling mit der vorstehend angegebenen bevorzugten Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt wird, das Verhältnis der Bleiverteilung in der Legierungsphase bei einem Wert von 60 Gew.-% oder mehr gehalten und es gibt wenige große Bleiteilchen in den Poren. Wenn jedoch der gesinterte Preßling langsam abgekühlt wird, nimmt der Anteil der Bleiteilchen, die in der Legierungsmatrix verteilt sind, auf weniger als 60 Gew.-% ab wegen der langsamen Abkühlung. Als Folge davon nimmt die Menge an unerwünscht großen Bleiteilchen auf der Seite der Poren deutlich zu, wodurch die Verschleißfestigkeit des gesinterten Legierungsprodukts bei hohen Temperaturen über mäßig stark abnimmt. Deshalb ist eine Regulierung des Verteilungsverhältnisses der Bleikomponente wichtig für die Herabsetzung der Größe der Bleiteilchen, die in den Poren des gesinterten Legierungsmaterials verteilt sind. Wenn das Verteilungsverhältnis der Bleikomponente in den Legierungsphasen deutlich abnimmt, wird das gesinterte Material ähnlich dem konventionellen Blei-infiltrierten Legie rungsmaterial, so daß durch die Ausdehnung der Bleikomponente bei einer hohen Temperatur in einer korrosi ven Umgebung eine Ablösung und ein Abrieb hervorgerufen werden.

In der Regel ist die Gestalt der Pore in dem gesinterten Legierungsmaterial ziemlich kompliziert und das Bleiteilchen in der Pore ist ebenfalls unregelmäßig, so daß es eher schwierig ist, die Dimension des Bleiteilchens in der Pore zu messen. Das Verteilungsverhältnis des Bleiteilchens hat jedoch einen großen Effekt auf die Dimension des Bleiteilchens in der Pore, wie vorstehend beschrieben. Deshalb kann das Merkmal des erfin dungsgemäßen Sinterlegierungsmaterials, d. h. die Verminderung des Anteils an großen Bleiteilchen in dem gesinterten Legierungsmaterial, insbesondere angesehen werden als eine Kombination von einer Beschränkung der maximalen Teilchengröße der Bleikomponente in den Legierungsphasen und einer Regulierung der Blei komponente, die in den Poren verteilt ist. Infolgedessen kann dieses Merkmal der Erfindung als im wesentlichen gleich einer Kombination aus einem strukturellen Merkmal des Sinterlegierungsmaterials, wodurch die maxima le Teilchengröße der in den Legierungsphasen verteilten Bleikomponente 10 µm oder weniger beträgt, und einem Zusammensetzungsmerkmal, wonach der Anteil an der in der Legierungsphase verteilten Bleikomponen te 60 Gew.-% oder mehr beträgt, angesehen werden.

Die Bleikomponente wirkt als festes Schmiermittel und wird zugegeben, um die maschinelle Bearbeitbarkeit des gesinterten Legierungsprodukts zu verbessern. Die wirksame Menge der Bleikomponente, um eine ausreichende maschinelle Bearbeitbarkeit zu verleihen, beträgt 0,1 Gew.-% oder mehr. Wenn der Bleigehalt des gesinterten Legierungsprodukts weniger als 0,1 Gew.-% beträgt, wird die maschinelle Bearbeit barkeit des gesinterten Legierungsprodukts nicht erkennbar verbessert und die Selbstschmiereigenschaften und die Verschleißfestigkeit (Abriebsbeständigkeit), die für Ventilsitze erforderlich sind, werden nicht erhöht.

Darüber hinaus ist es bevorzugt, den Bleigehalt so zu beschränken, daß er 3,5 Gew.-% nicht übersteigt. Der Grund für diese Beschränkung ist der, daß es ziemlich schwierig ist, bei einem Bleigehalt von über 3,5 Gew.-% die Teilchengröße der Bleiphase sowohl in der Legierungsmatrix als auch in den Poren zu kontrollieren (zu steuern). Im einzelnen wird dann, wenn der Bleigehalt erhöht wird, der Mengenanteil an Bleikomponente sowohl in der Legierungsmatrix als auch in den Poren jeweils ebenfalls erhöht. Als Folge davon steigt die Wahrschein lichkeit der Vereinigung der dispergierten Bleianteile und die Bleiteilchen in dem gesinterten Legierungsprodukt haben die Neigung, zu wachsen. Wenn der Bleigehalt extrem erhöht wird, dann werden die Poren des erhaltenen Legierungsprodukts mit einer erhöhten Menge an Bleikomponente gefüllt ähnlich wie bei dem konventionellen infiltrierten Legierungsmaterial.

In der vorstehenden Beschreibung kann ein üblicher metallographischer Test angewendet werden, um festzu stellen, ob ein bestimmtes Bleiteilchen in der Legierungsmatrix oder in einer Pore vorliegt. In der metallographi schen Struktur des Querschnitts des gesinterten Legierungsprodukts, die durch Mikrophotographie, Röntgen beugungsanalyse oder dgl. bestimmt wird, wird das Bleiteilchen als in einer Pore angeordnet angesehen, wenn ein Bleiteilchen mit Luft in Kontakt ist. Dagegen wird ein Bleiteilchen, das ohne Koexistenz von Luft vorliegt, als in der Legierungsmatrix dispergiert angesehen. Daher entspricht die obige Beschränkung in bezug auf die Verteilung, wonach 60 Gew.-% oder mehr der Bleikomponente in der Legierungsmatrix dispergiert sind, mit anderen Worten dem Fall, bei dem statistisch 60 Gew.-% oder mehr der Bleikomponente in der Mikrophotogra phie des gesinterten Legierungsprodukts nicht mit Luft in Kontakt stehen.

Im allgemeinen hat eine gesinterte Legierung, welche die Legierungsmatrix enthält, jedoch keine Bleikompo nente enthält, einen Anteil von etwa 7 bis etwa 15 Vol.-% Poren und eine Mikrophotographie eines Querschnitts dieser Legierung zeigt, daß die Dimension der Poren etwa 2 bis etwa 150 µm beträgt. Wenn dagegen die gesinterte Legierung, welche die erfindungsgemäße Bleikomponente enthält, in entsprechen der Weise anhand ihrer Mikrophotographie betrachtet wird, gibt es keinen Anteil, der Luft enthält und kein Bleiteilchen, das damit in Kontakt steht und eine Dimension von 25 µm oder weniger in der metallographischen Struktur aufweist. Aufgrund dieser Beobachtung wird angenommen, daß die kleinen Poren während des Her stellungsverfahrens von der Bleikomponente vollständig gefüllt werden. Bei dieser Position gibt es eine gewisse Diskrepanz in der obengenannten Definition über die Anordnung der Bleikomponente. Die vorstehend angege bene Definition dient jedoch vorzugsweise dazu, den Umfang der Erfindung eindeutig festzulegen. Deshalb wird die vorstehend angegebene Definition für die Festlegung der vorliegenden Erfindung verwendet.

Das vorstehend beschriebene gesinterte Eisenlegierungsprodukt wird hergestellt unter Anwendung eines üblichen Sinterverfahrens. Das Herstellungsverfahren umfaßt insbesondere die folgenden Stufen:

Herstellung eines Bleipulvers mit einer geeigneten Teilchengröße, wie vorstehend beschrieben, als Ausgangsma terial für die Bleiphase; Mischen der Ausgangsmaterialpulver für die Komponenten, welche die Sintereisenlegie rung aufbauen, so daß das erhaltene gemischte Pulver eine Zusammensetzung aufweist, bei der der Gehalt jeder Komponente innerhalb des vorstehend angegebenen bevorzugten Bereiches liegt; Pressen des in der Mischstufe erhaltenen gemischten Pulvers zu einem Preßling für Produkte, wie z. B. Motorteile; Sintern des Preßlings; und Abkühlen des gesinterten Preßlings mit einer geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit, wie sie vorstehend ange geben ist.

Als Ausgangsmaterialien werden ein Legierungspulver, das die Komponenten für die Grundphase enthält, ein Legierungspulver für die harte Phase und ein Bleipulver mit einer Teilchengröße von 50 µm oder weniger hergestellt.

In der Mischstufe werden das Legierungspulver für die Grundphase, das Legierungspulver für die harte Phase und das Bleipulver vorzugsweise als Ausgangsmaterialpulver verwendet, wie vorstehend angegeben. Diese Pulver werden gleichmäßig miteinander gemischt, so daß das Bleipulver vollständig dispergiert wird.

Das erhaltene gemischte Pulver wird dann gepreßt unter Bildung eines Preßlings mit einer vorgegebenen Gestalt während der Verdichtungsstufe. Die Gründichte des Preßlings wird vorzugsweise so eingestellt, daß das Dichteverhältnis (Gründichte/echte Dichte der gleichen Zusammensetzung) innerhalb des Bereiches von 78 bis 95 liegt.

Dann wird der Preßling gesintert. Zur Durchführung der Sinterung wird die Temperatur auf eine Sintertempe ratur innerhalb eines Bereiches von 1160 bis 1220°C, vorzugsweise in der Nähe von 1190°C, erhöht und diese Temperatur wird etwa 30 min lang aufrechterhalten.

Nach dem Sintern wird der gesinterte Preßling mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2°C/min oder mehr, insbesondere in dem Bereich von 328°C, abgekühlt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit wird vorzugsweise auf einen Wert innerhalb des Bereiches von 4 bis 6°C/min eingestellt.

Das vorstehend beschriebene erfindungsgemäße Sinterlegierungsprodukt kann weiter verbessert werden, indem man das Legierungsprodukt verschiedenen Nachbehandlungen unterwirft. So ist es beispielsweise dann, wenn eine Verbesserung für die Verwendung als Teil eines Motors vom Hochtemperatur-Typ und hohen Verdichtungs-Typ, beispielsweise eines Dieselmotors, erzielt werden soll, wirksam, das erhaltene Legierungs produkt erneut zu pressen, um die Dichte des Produkts zu erhöhen. Alternativ wird dann, wenn es erwünscht ist, die Stabilität der Struktur des Legierungsprodukts zu erhöhen, die erhaltene Legierung nach dem Sintern einer Abschreckungs- und Temperbehandlung unterworfen zur thermischen Verfeinerung des Gefüges.

Nachstehend werden einige Proben von erfindungsgemäßen Sinterlegierungsprodukten, bei denen die am meisten bevorzugte Menge der Komponenten für die Legierungsmatrix verwendet wird, und einige Proben von konventionellen Materialien beschrieben.

Ausgangsmaterialien

Für die Grundlegierungsphase wurde ein zerstäubtes Eisenlegierungspulver, bestehend aus 1,5 Gew.-% Nic kel, 1,5 Gew.-% Molybdän, 6,5 Gew.-% Kobalt und zum Rest aus Eisen, die eine Teilchengröße von 144 µm oder weniger aufwies, als Haupt-Ausgangsmaterial hergestellt.

Für die harte Legierungsphase, die in der Grundlegierungsphase dispergiert werden soll, wurde ein interme tallisches Verbindungspulver, bestehend aus 28 Gew.-% Molybdän, 8 Gew.-% Chrom, 2 Gew.-% Silicium und zum Rest aus Kobalt, hergestellt.

Darüber hinaus wurden einige in einer Stampfmühle gemahlene Bleipulver mit jeweils unterschiedlicher Teilchengröße, umfassend eine Teilchengröße von 50 µm und weniger, als Materialien für die in der Legierungsmatrix dispergierte Bleiphase hergestellt.

Zusätzlich wurden ein Kohlenstoffpulver für die Einführung der Kohlenstoff-Komponente und ein elektrolyti sches Kupferpulver mit einer Teilchengröße von 50 µm oder weniger hergestellt.

Herstellung der Proben

Die gesinterten Legierungsprodukte der Proben Nr. A1 bis A6, B1 bis B9 und C1 bis C3 der Tabelle 1 wurden unter Verwendung der vorstehend beschriebenen Ausgangsmaterialien wie folgt hergestellt. In der Tabelle 1 ist der DR-Wert der Gewichtsprozentsatz der in der Legierungsmatrix des gesinterten Legierungsprodukts disper gierten Bleikomponente, bezogen auf die Gesamtmenge der Bleikomponente, und der PS-Wert ist die maximale Teilchengröße der in der Legierungsmatrix des gesinterten Legierungsprodukts dispergierten Bleikomponente. Das gesinterte Legierungsprodukt der Proben Nr. C1 bis C3 entspricht den konventionellen Legierungsmateria lien, wie sie in der japanischen Patentpublikation Nr. H5-55 593 bzw. in dem offengelegten japanischen Patent Nr. (Kokai) H5-287 463 beschrieben sind.

Probe Nr. A1

Die vorstehend beschriebenen Ausgangsmaterialpulver wurden in geeigneter Weise miteinander gemischt unter Bezugnahme auf das Zusammensetzungsverhältnis der Probe Nr. A1, das in der Tabelle 1 angegeben ist, und sie wurden weiter gemischt mit 0,8 Gew.-% eines Zinkstearatpulvers als Schmiermittel. Das gemischte Pulver wurde gepreßt zur Herstellung eines Preßlings mit einer Gründichte von 6,9 g/cm³ und einer vorgegebenen Gestalt für einen Ventilsitz. Dieser Preßling wurde auf 1190°C erhitzt und bei dieser Temperatur 30 min lang in einer dissoziierten Ammoniakatmosphäre gesintert. Der gesinterte Preßling wurde mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von etwa 5°C/min abgekühlt, wobei man das gesinterte Legierungsprodukt der Probe A1 erhielt.

Proben Nr. A2 bis A6

In jedem Fall wurde das Verfahren zur Herstellung der Probe Nr. A1 wiederholt, jedoch mit der Ausnahme, daß das Bleipulver in geeigneter Weise durch ein anderes Bleipulver mit einer größeren Teilchengröße innerhalb eines Bereiches von 50 µm oder weniger ersetzt wurde und der Mischungsanteil des Bleipulvers unter Bezug nahme auf die Tabelle 1 geändert wurde, wodurch jeweils das gesinterte Legierungsprodukt der Proben Nr. A2 bis A6 erhalten wurde.

Proben Nr. B1 bis B4

In jedem Fall wurde das Verfahren zur Herstellung der Probe Nr. A1 wiederholt, jedoch mit der Ausnahme, daß das Bleipulver in geeigneter Weise ersetzt wurde durch ein anderes Bleipulver mit einer größeren Teilchen größe von weniger als 50 µm, der Mischungsanteil des Bleipulvers wie in Tabelle 1 angegeben geändert wurde und die Abkühlungsgeschwindigkeit auf einen Wert von weniger als 2°C/min verringert wurde, wodurch jeweils die gesinterten Legierungsprodukte der Proben Nr. B1 bis B4 erhalten wurden.

Proben Nr. B5 bis B9

In jedem Fall wurde das Verfahren zur Herstellung der Probe Nr. A1 wiederholt, jedoch mit der Ausnahme, daß das Bleipulver in geeigneter Weise ersetzt wurde durch ein anderes Bleipulver mit einer Teilchengröße von größer als 50 µm und der Mischungsanteil des Bleipulvers wie in Tabelle 1 angegeben geändert wurde, wodurch jedes der gesinterten Legierungsprodukte der Proben Nr. B5 bis B9 erhalten wurde.

Probe Nr. C1

Das Verfahren zur Herstellung der Probe Nr. A1 wurde wiederholt, jedoch mit der Ausnahme, daß das Bleipulver nicht verwendet wurde und das Zusammensetzungsverhältnis wie in Tabelle 1 angegeben geändert wurde, wodurch das gesinterte Legierungsprodukt der Probe C1 erhalten wurde.

Probe Nr. C2

Das Verfahren zur Herstellung der Probe Nr. C1 wurde wiederholt, wobei ein weiteres Stück des gesinterten Legierungsprodukts der Probe Nr. C1 erhalten wurde. Dieses Produkt wurde mit einer flüssigen Bleikomponen te getränkt, so daß der Zusammensetzungsanteil auf 12,0 Gew.-% eingestellt wurde, wodurch das gesinterte Legierungsprodukt der Probe Nr. C2 erhalten wurde.

Probe Nr. C3

Das Verfahren zur Herstellung der Probe Nr. A1 wurde wiederholt, jedoch mit der Ausnahme, daß elektrolyti sches Kupferpulver verwendet wurde, um das Zusammensetzungsverhältnis wie in Tabelle 1 angegeben zu ändern, wodurch das gesinterte Legierungsprodukt der Probe C3 erhalten wurde.

Bestimmung der mechanischen Eigenschaften

Die gesinterten Legierungsprodukte der Proben Nr. A1 bis A5, B1 bis B9 und C1 bis C3 wurden untersucht zur Bestimmung ihrer radialen Druckfestigkeit, des Abriebsverlustes, der maschinellen Bearbeitbarkeit und des jeweiligen Abriebsverlustes bei der Verwendung als Ventilsitz eines aktuellen Motors auf die folgende Weise. Die Ergebnisse der Messungen sind in der Tabelle 2 angegeben.

Die radiale Druckfestigkeit wurde bestimmt bei Temperaturen von 100°C, 200°C, 300°C, 400°C, 500°C und 600°C mittels einer universellen Testvorrichtung vom Amsler-Typ.

Der Abriebsverlust wurde gemessen bei Temperaturen von 200°C, 250°C, 300°C; 350°C, 400°C, 450°C und 500°C unter Anwendung eines vereinfachten Abriebstests. Insbesondere wurde ein Ventilsitz, der unter Verwendung der eigenen Sinterlegierung hergestellt worden war, in ein Gehäuse einer Testvorrichtung aus einer Aluminiumlegierung gepreßt. Dann wurde ein Ventil, das aus einer Stellite-Legierung hergestellt war, auf die Testvorrichtung aufgesetzt, so daß das Ventil auf dem Ventilsitz hin- und herbewegt werden konnte durch Drehung einer exzentrischen Nocke, die durch einen Motor mit einer Geschwindigkeit von 2600 UpM gedreht wurde. Die Position des Ventils, in der das Ventil an den Ventilsitz anstieß, wurde gemessen. Dann wurde das Ventil 30 h lang hin- und herbewegt, so daß die Ventilsitzfläche wiederholt auf den Ventilsitz aufschlug. Während der Hin- und Herbewegung des Ventils wurde der Ventilkopf unter Verwendung eines Brenners auf jede der Meßtemperaturen erhitzt. Nach der obengenannten Hin- und Herbewegung wurde die Position des Ventils erneut gemessen und der unterschiedliche Abstand zwischen den Positionen des Ventils vor und nach der Hin- und Herbewegung wurde errechnet zur Bestimmung des Abriebsverlustes.

Die maschinelle Bearbeitbarkeit wurde bestimmt unter Verwendung einer Drehbank. Zuerst wurde der Ventilsitz in eine NC-Drehbank eingesetzt und die Sitzoberfläche an ihrer inneren Bohrung wurde mit einem Bohrer ausgefräst, der aus einem Diamant-Chip bestand und sich mit einer Geschwindigkeit von 500 UpM drehte, während die Zuführungsgeschwindigkeit des Bohrers auf 0,12 mm/Umdrehung eingestellt wurde. Der obige Schneidevorgang wurde für 1500 Ventilsitze wiederholt. Nach dem Fräs-Vorgang wurde der Verschleiß der Schneidekante des Bohrers gemessen zur Bestimmung der maschinellen Bearbeitbarkeit des gesinterten Legierungsprodukts.

Der tatsächliche Abriebsverlust bei der Verwendung in einem aktuellen tatsächlichen Motor wurde gemes sen unter Verwendung eines 2000 cm³-4-Zylinder-Motors vom DOHC-Typ, bei dem der Zylinderkopf aus einer Aluminiumlegierung bestand. Das gesinterte Legierungsprodukt wurde bearbeitet und zu einem Auslaß-Ventil sitz geformt und in den Zylinderkopf des Motors hineingedrückt. Dann wurde ein Prüfstand-Test zur Bestim mung der Haltbarkeit des Motors durchgeführt unter Verwendung eines Ventils, das aus einem schwerschmelz baren Stahl bestand und mit einer Stellite-Legierung versehen war. Der Prüfstand-Test wurde 200 h lang durchgeführt durch Antreiben des Motors unter voller Belastung mit 6400 UpM unter Verwendung eines stark verbleiten Benzins als Treibstoff. Vor und nach dem Prüfstand-Test wurde die Position des Ventils, in der das Ventil an den Ventilsitz anschlug, gemessen und der unterschiedliche Abstand zwischen diesen Positionen wurde errechnet zur Bestimmung des tatsächlichen Abriebsverlustes.

Die Fig. 1A und 1B sind Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Meßtemperatur und der radialen Druckfestigkeit jedes der gesinterten Legierungsprodukte zeigen. In den Fig. 1A und 1B sind die Ergebnisse der Messungen der Proben Nr. A2 bis A6 durch die Zone RA erläutert und diejenigen der Proben Nr. C1 bis C3 sind jeweils durch die gestrichelten Linien RC1, RC2 und RC3 erläutert. Die strichpunktierten Linien A1, B5 und B6 zeigen die Ergebnisse der jeweiligen Proben Nr. A1, B5 und B6.

Wie in Fig. 1A dargestellt, nimmt die radiale Druckfestigkeit jeder der Sinterlegierungen der Proben Nr. C2 und C3 bei hohen Temperaturen oberhalb 400°C übermäßig stark ab wegen großer Bleiteilchen, die in der Legierungsmatrix dispergiert sind oder weil das Blei in das Legierungsmaterial infiltriert ist. Im Gegensatz dazu ist bei der Sinterlegierung der Probe Nr. C1, die keine Bleikomponente enthält, die Abnahme der radialen Bruchfestigkeit bei hohen Temperaturen oberhalb 400°C eher mäßig. Darüber hinaus zeigen die Ergebnisse der Proben Nr. A1 und B6 in der Fig. 1B, daß die radiale Bruchfestigkeit bei hohen Temperaturen abnimmt, wenn der Bleigehalt der Sinterlegierung zunimmt. Wie aus dem Ergebnis der Probe Nr. B5 hervorgeht, kann jedoch die Abnahme der radialen Bruchfestigkeit bei hohen Temperaturen als Folge des Anstiegs der Bleikomponente wirkungsvoll kontrolliert werden durch Herabsetzung der Größe der in der Legierungsmatrix dispergierten Bleiteilchen.

Darüber hinaus ergibt sich aus den Tabellen 1 und 2 auch, daß dann, wenn der Prozentsatz der in der Legierungsmatrix des gesinterten Legierungsprodukts dispergierten Bleikomponente, bezogen auf die Gesamt menge der Bleikomponente, abnimmt (Verteilungsverhältnis: DR-Wert), die radiale Bruchfestigkeit der Sinterle gierung bei hohen Temperaturen abnimmt.

Die Fig. 2A und 2B sind Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Meßtemperatur und dem Abriebs verlust jedes der Ventilsitze aus dem gesinterten Legierungsprodukt zeigen. In den Fig. 2A und 2B werden die Ergebnisse der Messung in den Proben Nr. A2 bis A6 durch die Zone LA erläutert und diejenigen in den Proben Nr. C1 bis C3, A1, B1 und B6 werden durch die gestrichelten Linien LC1, LC2 und LC3 bzw. die strichpunktierten Linien LA1, LB1 und LB6 erläutert.

Wie in der Fig. 2A dargestellt, ist der Abriebsverlust in jeder der Sinterlegierungen der Proben Nr. C2 und C3 deutlich höher bei Temperaturen oberhalb 400°C wegen der großen Bleiteilchen, die in der Legierungsmatrix ausgeschieden worden sind oder wegen der infiltrierten Bleikomponente. Im Gegensatz dazu ist in der Sinterlegierung der Probe C1, die keine Bleikomponente enthält, der Abriebsverlust kaum erhöht bei höheren Temperaturen. Der Abriebsverlust der Probe Nr. C1 neigt jedoch zum Anstieg bei Temperaturen unterhalb 250°C. Aus den Fig. 2B und der Tabelle 2 geht darüber hinaus hervor, daß die Zunahme des Abriebs verlustes bei hohen Temperaturen durch Verringerung der Teilchengröße der in der Legierungsmatrix disper gierten Komponente und Halten des DR-Wertes (des Prozentsatzes der in der Legierungsmatrix dispergierten Bleikomponente) bei 60°C oder mehr gesteuert werden kann. Wie in den Fig. 2A und 2B darge stellt, behält die Sinterlegierung der Proben Nr. A2 bis A6 ihre ausgezeichnete Verschleißfestigkeit über den Temperaturbereich von 200 bis 500°C bei.

Die Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen dem Bleigehalt des gesinterten Legierungsprodukts und dem Ver schleiß (Abrieb) der Schneidekante durch die Bearbeitung der Ventilsitze. Eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit der Sinterlegierung ergibt sich aus der Abnahme des Verschleißes in der Fig. 3. In den folgenden Zeichnungen, den Fig. 3 bis 5, sind die Ergebnisse der Proben Nr. A1 bis A6 durch Kreise (○), diejenigen der Proben Nr. B1 bis B9 durch schraffierte Kreise () und diejenigen der Proben Nr. C1 bis C3 durch Quadrate () dargestellt.

Wie aus der Fig. 3 hervorgeht, nimmt der Verschleiß der Schneidekante ab, wenn der Bleigehalt ansteigt. Der Verschleiß wird dann bei einem Bleigehalt von 0,1 Gew.% oder mehr bei einem konstan ten Wert gehalten, unabhängig von der maximalen Teilchengröße der Bleikomponente in der Legierungsmatrix und dem DR-Wert (Prozentsatz der in der Legierungsmatrix dispergierten Bleikomponente). Das heißt, eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit resultiert nur aus der Zugabe der Bleikomponente. Im Hin blick auf die maschinelle Bearbeitbarkeit, die der Sinterlegierung verliehen wird, ist ein Bleigehalt von minde stens 0,07 Gew.-% erforderlich und ein Bleigehalt von 0,1 Gew.-% oder mehr ist ausreichend, um der Sinterle gierung eine zufriedenstellende maschinelle Bearbeitbarkeit zu verleihen.

Die Fig. 4 zeigt die Beziehung zwischen der maximalen Teilchengröße der in der Legierungsmatrix dispergier ten Bleiteilchen und dem tatsächlichen Abriebsverlust der Sinterlegierung, wenn die Sinterlegierung als Ventil sitz bei einer hohen Temperatur in einer korrosiven Umgebung während eines Prüfstand-Tests unter Verwen dung eines aktuellen Verbrennungsmotors verwendet wird. Die Zone LB umfaßt die gesinterten Legierungspro dukte der Proben Nr. B1 bis B4, bei denen der DR-Wert unter 60 Gew.-% liegt.

Die Sinterlegierung der Probe Nr. C1, die keine Bleikomponente enthält, weist eine ausgezeichnete Ver schleißfestigkeit auf und die Verschleißfestigkeit jeder der Sin terlegierungen der Proben Nr. C2 und C3, welche die Bleikomponente enthält, nimmt ab. Die Sinterlegierungen der Proben Nr. A1 bis A6, in denen die maximale Teilchengröße der Bleikomponente in der Legierungsmatrix 10 µm oder weniger beträgt, weist jedoch eine ganz überragende Verschleißfestigkeit auf. Deshalb ist eine Einstellung der maximalen Teilchengröße des Bleis in der Legierungsmatrix auf einen Bereich von 10 µm oder weniger erforderlich zur Verbesserung der Verschleißfe stigkeit. Der Bereich von 3 µm bis 6 µm ist der beste Zustand der maximalen Teilchen größe der Bleikomponente zur Verbesserung der Abriebsbeständigkeit.

Die Fälle der Proben Nr. B1 bis B4 im Innern der Zone LB zeigen jedoch, daß selbst dann, wenn die maximale Größe der Bleiteilchen weniger als 10 µm beträgt, der Abriebsverlust groß ist, wenn der DR-Wert weniger als 60 Gew.-% beträgt. Der Grund scheint der zu sein, daß die Bleiteilchen dazu neigen, zu wachsen als Folge der Abnahme des DR-Wertes, wie vorstehend beschrieben. Deshalb ist auch eine Einstellung (Kontrolle) des DR-Wertes auf einen Bereich von 60% oder mehr erforderlich zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit (Abriebsbeständigkeit).

Die Fig. 5 zeigt die Beziehung zwischen dem Bleigehalt und dem tatsächlichen Abriebsverlust der Sinterlegie rung, wenn die Sinterlegierung als Ventilsitz während eines Prüfstand-Tests unter Verwendung eines aktuellen Verbrennungsmotors verwendet wird.

In der Fig. 5 liegen die Ergebnisse der gesinterten Legierungsprodukte, die der Forderung genügen, daß die maximale Teilchengröße der in der Legierungsmatrix dispergierten Bleikomponente 10 µm oder weniger be trägt und daß der DR-Wert 60 Gew.-% oder mehr beträgt, auf einer gekrümmten Linie, wie in dem Diagramm dargestellt. Wie aus der Fig. 5 ersichtlich, ist der Abriebsverlust gering, wenn das gesinterte Legierungsprodukt beiden obengenannten Forderungen genügt. Die gekrümmte Linie zeigt jedoch, daß selbst dann, wenn das gesinterte Legierungsmaterial den beiden obengenannten Anforderungen genügt, der tatsächliche Abriebsver lust zunehmen kann, insbesondere die Verschleißfestigkeit abnehmen kann, wenn der Bleigehalt 3,5 Gew.-% übersteigt. Dies bedeutet, daß die Erhöhung des Bleigehaltes dazu führt, daß die Größe der Bleiteilchen in dem gesinterten Legierungsmaterial zunimmt. Deshalb ist für ein gesintertes Legierungspro dukt, das unter Anwendung üblicher metallurgischer Verfahren hergestellt worden ist, die Einstellung des Bleigehaltes auf den Bereich von 3,5 Gew.-% oder weniger bevorzugt zur leichten Kontrolle der Teilchengröße der Bleikomponente.

Als Ergebnis der obigen Angaben ist es möglich, eine Sinterlegierung, die eine ausreichende Festigkeit, Verschleißfestigkeit und maschinelle Bearbeitbarkeit aufweist, herzustellen durch Ein stellung zu der maximalen Teilchengröße des Bleis in der Legierungsmatrix auf einen Bereich von 10 µm oder weniger und Einstellung des DR-Wertes auf einen Bereich von 60 Gew.-% oder mehr. Darüber hinaus ist es bevorzugt, den Bleigehalt auf 0,1 bis 3,5 Gew.-% einzustellen, um den obigen Anforderun gen leicht genügen zu können.

Die Erfindung wurde zwar vorstehend unter Bezugnahme auf bevorzugte Ausführungsformen näher erläu tert, es ist jedoch selbstverständlich, daß sie darauf nicht beschränkt ist, sondern daß diese, wie für den Fachmann auf diesem Gebiet ohne weiteres ersichtlich, in zahlreicher Hinsicht abgeändert und modifiziert werden können, ohne daß dadurch der Rahmen der vorliegenden Erfindung verlassen wird.

Claims

1. Sinterlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie besteht

1. aus einer Legierungsmatrix, enthaltend
- 1. eine erste Legierungsphase, die aus 0,5 bis 3 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 3 Gew.-% Molybdän, 5,5 bis 7,5 Gew.-% Kobalt, 0,6 bis 1,2 Gew.-% Kohlenstoff, Rest Eisen besteht, und
- 2. eine zweite Legierungsphase, die aus 26 bis 30 Gew.-% Molybdän, 7 bis 9 Gew.-% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.-% Silicium, Rest Kobalt besteht, und
2. einer Bleiphase, die in der Sinterlegierung in einem Anteil von 3,5 Gew.-% oder weniger enthalten ist, wobei ein Teil der Bleiphase in der Legierungsmatrix disper giert ist und der übrige Teil im Porenraum dispergiert ist, der in der Legierungsmatrix gebildet ist,

wobei das Verhältnis zwischen dem genannten einen Teil der Bleiphase und der Gesamtmenge aus dem genannten einen Teil und dem übrigen Teil 60 Gew.-% oder mehr beträgt, und der genannte eine Teil der Bleiphase in Form von Teilchen dis pergiert ist, deren maximale Teilchengröße 10 µm oder weni ger beträgt.

2. Sinterlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an der zweiten Legierungsphase in der Sin terlegierung innerhalb des Bereiches von 5 bis 25 Gew.-% liegt.

3. Sinterlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an der zweiten Legierungsphase in der Sin terlegierung bei 15 Gew.-% liegt.

4. Sinterlegierung nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt der Bleiphase in der Sinterlegierung nicht weniger als 0,1 Gew.-% beträgt.

5. Sinterlegierung nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Nickel, Mo lybdän, Kobalt und Kohlenstoff in der ersten Legierungs phase jeweils 1,5 Gew.-%, 1,5 Gew.-%, 6,5 Gew.-% bzw. 0,8 Gew.-% beträgt.

6. Sinterlegierung nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Molybdän, Chrom und Silicium in der zweiten Legierungsphase jeweils 28 Gew.-%, 8 Gew.-% bzw. 2 Gew.-% beträgt.

7. Sinterlegierung nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß sie besteht aus
0,4 bis 2,8 Gew.-% Nickel,
1,6 bis 10,3 Gew.-% Molybdän,
7 bis etwa 23 Gew.-% Kobalt,
0,5 bis 1,1 Gew.-% Kohlenstoff,
0,4 bis 2,2 Gew.-% Chrom,
0,1 bis 0,6 Gew.-% Silicium,
0,1 bis 3,5 Gew.-% Blei und Rest Eisen.

8. Sinterlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie besteht aus

1. einer ersten Legierungsphase, enthaltend 0,5 bis 3 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 3 Gew.-% Molybdän, 5,5 bis 7,5 Gew.-% Ko balt, 0,6 bis 1,2 Gew.-% Kohlenstoff, Rest Eisen; und
2. einer zweiten Legierungsphase, welche in der ersten Le gierungsphase dispergiert ist und aus 26 bis 30 Gew.-% Molybdän, 7 bis 9 Gew.-% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.-% Sili cium, Rest Kobalt besteht, und
3. einer Bleiphase, welche in der Sinterlegierung in einer Menge von 3,5 Gew.-% oder weniger in Form feiner Teilchen dispergiert ist, so daß 97 Gew.-% oder mehr der Teilchen eine Teilchengröße von 10 µm oder weniger aufweisen.

9. Verfahren zur Herstellung eines Sinterkörpers, dadurch gekennzeichnet, daß es die folgenden Stufen umfaßt:

1. eine Herstellungsstufe zur Herstellung eines Bleipulvers mit einer Teilchengröße von 50 µm oder weniger;
2. eine Mischstufe zum Mischen des in der Herstellungsstufe hergestellten Bleipulvers mit einem ersten Ausgangsmate rialpulver, das 0,5 bis 3 Gew.-% Nickel, 0,3 bis 3 Gew.-% Molybdän, 5,5 bis 7,5 Gew.-% Kobalt, 0,6 bis 1,2 Gew.-% Kohlenstoff und als Rest Eisen enthält, und einem zweiten Ausgangsmaterialpulver, das 26 bis 30 Gew.-% Molybdän, 7 bis 9 Gew.-% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.-% Silicium und als Rest Eisen enthält, zur Herstellung eines gemischten Pul vers, so daß der Bleigehalt in dem gemischten Pulver nicht mehr als 3,5 Gew.-% beträgt;
3. eine Verdichtungsstufe zum Pressen des gemischten Pulvers zu einem Preßling,
4. eine Sinterstufe zum Erhitzen des Preßlings auf eine Tem peratur von 1160 bis 1220°C, um den Preßling zu sintern, und
5. eine Abkühlungsstufe zum Abkühlen des Preßlings nach der Sinterstufe, so daß die Temperatur des Preßlings im Be reich von 328°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2°C/min oder mehr abgekühlt wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das gemischte Pulver in der Verdichtungsstufe zu 78 bis 95% theoretischer Dichte verdichtet wird.

11. Verfahren nach Anspruch 9 und/oder 10, dadurch gekennzeich net, daß der Preßling in der Sinterstufe 30 min gesintert wird.

12. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Preßling in der Sinterstufe bei 1190°C gesintert wird.

13. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß der Mischungsanteil des zweiten Ausgangsmaterialpulvers in dem gemischten Pulver innerhalb des Bereiches von 5 bis 25 Gew.-% liegt.

14. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß in der Mischungsstufe als er stes Ausgangsmaterialpulver ein Legierungspulver, bestehend aus 0,5 bis 3 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 3 Gew.-% Molybdän, 5,5 bis 7,5 Gew.-% Kobalt, 0,6 bis 1,2 Gew.-% Kohlenstoff und Rest Eisen, verwendet wird und daß als zweites Ausgangsma terialpulver ein Legierungspulver, bestehend aus 26 bis 30 Gew.-% Molybdän, 7 bis 9 Gew.-% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.-% Silicium und Rest Kobalt verwendet wird.

15. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß in der Abkühlungsstufe die Ab kühlungsgeschwindigkeit auf einen Wert innerhalb des Berei ches von 4 bis 8°C/min oder mehr eingestellt wird.

16. Verwendung einer nach dem Verfahren gemäß wenigstens einem der Ansprüche 9 bis 15 hergestellten Sinterlegierung als Gleitelement, das in einer korrosiven Umgebung Wärme ausge setzt ist.

17. Verwendung einer nach dem Verfahren gemäß wenigstens einem der Ansprüche 9 bis 15 hergestellten Sinterlegierung als Ventilsitz oder als Ventil für ein Ventil-Betriebssystem eines Verbrennungsmotors, der mit verbleitem Benzin betrie ben wird.