DE69211736T2

DE69211736T2 - Verschleissfeste Legierung auf Kupferbasis

Info

Publication number: DE69211736T2
Application number: DE69211736T
Authority: DE
Inventors: Minoru Kawasaki; Kazuhiko Mori; Hiroyuki Murase; Takashi Saito; Yoshio Shimura; Kouji Tanaka; Shin Yoshida
Original assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 1991-03-20
Filing date: 1992-03-18
Publication date: 1996-11-07
Anticipated expiration: 2012-03-19
Also published as: JPH04297536A; DE69211736D1; JPH0717978B2; EP0505172A1; US5188799A; EP0505172B1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

1. Gebiet der Erfindung

Die Erfindung bezieht sich auf eine Legierung auf Cu(Kupfer)-Basis, und insbesondere auf eine abriebbeständige bzw. verschleißfeste Legierung auf Cu-Basis, die als eine dispersionsgehärtete Legierung auf Cu-Basis klassifiziert wird, die für einen Überzug bzw. eine Auflage (overlay) (Hartmetallauflage (hard facing layer)) verwendet wird, die auf einem Metallsubstrat gebildet ist, und eine gute Selbstschmierfähigkeit (self-lubricity) aufweist.

2. Beschreibung des verwandten Stands der Technik

Verschleißfeste Materialien aus Legierungen auf Cu-Basis schließen ausscheidungsgehärtete Legierungen wie Beryllium(Be)-Kupferlegierungen und Cu-Ni-Si-Legierungen (z.B. Corson-Legierung) , und dispersionsgehärtete Legierungen ein, in denen harte Teilchen aus, z.B. Oxid (SiO&sub2;, Cr&sub2;O&sub3;, BeO, TiO&sub2;, ZrO&sub2;, MgO, MnO und ähnliches) in einer Matrix auf Cu- Basis dispergiert sind.
Unter den Legierungen auf Cu-Basis weist insbesondere die Beryllium-Kupfer-Legierung eine Stärke (eine Zugfestigkeit von 100 kg/mm² oder mehr) die mit der von Stahl vergleichbar ist, und eine große Härte (ein HV von 300 oder mehr) auf, aber wenn die Legierungen auf Cu-Basis einer Ausscheidungshärtungsbehandlung (Aushärtungsbehandlung bzw. Alterungsbehandlung) unterzogen werden und dabei auf eine Temperatur (350 ºC bis 450 ºC) erwärmt werden, die höher als die Ausscheidungstemperatur (Alterungstemperatur (aging temperatur)) ist, nimmt ihre Härte drastisch ab und somit ist solch eine Legierung als verschleißfestes Material nicht geeignet. Es ist nicht einfach die Ausscheidungshärtungsbehandlung auf große Legierungselemente (Teile) anzuwenden und die wärmebehandlung neigt dazu Verformungen in den Legierungselementen (Teilen) zu erzeugen und erfordert eine lange Behandlungszeit. Überdies wird die Ausscheidung durch eine Diffusion in der festen Phase gesteuert, weshalb die ausgeschiedenen Teilchen eine feine Größe aufweisen, einige Mikrometer, und durch die Ausscheidungshärtung eine relativ große Härte erreicht wird. Nichtsdestoweniger kommt es unter Verschleißbedingungen, die ein Gleiten (Bedingungen des Gleitabriebs) einschließen, oft zu einem schweren Verschleiß.
Ein Typ der teilchendispersionsgehärteten Legierungen auf Cu-Basis, der durch einen inneren Oxidationsprozeß hergestellt wurden, weist dispergierte, feine Oxidteilchen auf, die den Ausscheidungsteilchen gleichen, die durch die Alterungsbehandlung erhalten wurden, da soche Oxidteilchen durch Sauerstoffdiffusion in einer Festphasenmatrix gebildet werden. Die Ausscheidung in einer festen Phase erfordert eine lange Behandlungsdauer und es ist nicht einfach, solch eine wärmebehandlung auf große Legierungselemente bzw. - teile anzuwenden und es tritt die Neigung zur Verformung auf. Ein anderer Typ von teilchendispersionsverstärkten Legierungen, die durch das Sinterverfahren erhalten wurden, enthalten durch Steuerung der Korngröße des Pulvers des Ausgangsmaterials disperjierte Oxidteilchen mit einer erwünschten bzw. vorgegebenen Teilchengröße, wobei es aber schwierig ist in einem Mikrometergrößenbereich eine gleichmäßige Dispersion zu erhalten. Ferner ist es, wenn solch ein Typ einer Legierungsschicht auf Kupferbasis lokal aufgetragen wird, um auf einem Metall eine Auftragsschicht bzw. Auflage zu bilden, erforderlich, das Substrat als Ganzes auf eine Sintertemperatur zu erwärmen, die zu einer Verformung und zu einer Längenveränlerung des Substrats führt, weshalb dieser Typ von Legierung aud Cu-Basis für eine Auflage ungeeignet ist.
Die Erfinder untersuchten teilchendispersionsgehärtete Legierungen auf Cu-Basis für verschleißfeste Auflagen (Hartmetallauflage), die lokal oder ganz auf ein Metallsubstrat aufgetragen wurden, und einige der Erfinder schlugen in anderen Patentanmeldungen Legierungen auf Cu- Basis des Cu-Ni-Fe-(B)-Si-Systems als verschleißfeste dispersionsgehärtete Legierungen auf Cu-Basis vor, in denen harte Teilchen aus Silicid und/oder Borid durch eine schnelle Verfestigung dispergiert werden. Zum Beispiel offenbart die U.S.-Patertschrift 4.818.307, die auf der Ungeprüften Japanischen Patentschrift (Kokai) Nr. 63-157826 beruht, Cu-Ni-Fe-Si-B-Legierungen mit dispergierten harten Teilchen aus Silicid und Bond des Fe-Ni-Systems, und die ungeprüfte Japanische Patentschrift (Kokai) Nr. 1-111831 offenbart Cu-Fe-Cr-Si-(B)-Legierungen mit dispergierten harten Teilchen aus Silicid und Bond des Fe-Ni-Cr-Systems.
Während des Betriebs eines Verbrennungsmotors (z.B. eines Motors eines Automobils) werden Flächenabschnitte der Auslaßventile des Motors au 700 ºC oder höher erwärmt und das Abgas weist eine Temperatur von 1000 ºC oder mehr auf. Tritt eine Auflage aus einer der dispersionsgehärteten Legierungen auf Cu-Basis, die auf jeden Ventilsitz aufgetragen wurden, in Kontakt mit dem erwärmten Ventilflächenabschnitt und wird ferner dem Abgas mit hoher Temperatur ausgesetzt, wird die Temperatur der Oberfläche der Auflage aus der Legierung auf Cu-Basis des Ventilsitzes deshalb auf eine hohe Temperatur ansteigen und ein Abschnitt der Auflage leicht an der Ventilfläche haften bleiben. Sobald es zu solch einer Adhäsion bzw. solch einem Anhaften kommt, tritt die Legrung auf Cu-Basis, die an dem Ventil anhaftet, in Kontakt mit der Auflage aus der Legierung auf Cu-Basis und dementsprechend wird die Haftung viel größer und verursacht einen beträchtlichen Verschleiß (Adhäsion) der Auflage des Ventilsitzes. Es wurde gefunden, daß die vorstehend erwähnten, vorgeschlagenen Legierungen auf Cu-Basis, die sich die Verstärkungswirkung der harten Teilchen zunutze machen, das Anhaften einer Cu-reichen Phase einer Matrix der Legierungen auf Cu-Basis nicht verhindern können. Es wurde ebenfalls gefunden, daß die herkömmlichen dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis, die durch eine zweite Phase gehärtet wurden, das Anhaften der Cu-reichen Phase nicht verhindern können.
Um das Anhaften der Cu-reichen Phase einer Matrix zu unterdrücken schlugen einige der Erfinder ein Verfahren des Lösens von Zn (Zink) und/oder Sn (Zinn) in primären Kristallen der Matrix (siehe die Ungeprüfte Japanische Patentschrift (Kokai) Nr. 3-60895) und ein Verfahren der Dispergierung von Pb (Blei) zwischen (among) Dentriten einer α-Phase auf Cu-Basis vor (siehe die Ungeprüfte Japanische Patentschrift (Kokai) Nt. 1-205043 und 3-87327).
Obwohl die vorgeschlagenen Legierungen auf Cu-Basis die Beständigkeit gegenüber einem Anhaften verbessern, treten die nachstehenden Probleme auf. Da die Schmelzpunkte von Zn, Sn und Ph (Zu = 420 ºC, Sn 231,9 ºC, Ph = 327,4 ºC) tiefer liegen als die des Cu, werden in einem Verfahren des Auftragens (Aufbringverfahren) einer Auflage aus der Legierung auf Cu-Basis unter Verwendung eines Lasers (wie in Figur 1 gezeigt) diese Legierungselemente (Metalle) während der Auftragsbehandlung verdampft, weshalb es schwierig ist eine vorgegebene Zusammensetzung der Legierung zu erhalten. Da das Zn einen hohen Dampfdruck besitzt wird leicht ein Plasma erzeugt und somit wird die Raupe (bead) (d.h. aufgetragene Schicht) nicht stabil hergestellt. Ferner ist der Pb-Dampf giftig und somit ist ein Sicherheitssystem, wie eine Abgasvorrichtung, erforderlich.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Es ist eine Aufgabe der Erfindung eine Legierung auf Cu- Basis zur Verfügung zu stellen, die geeignet ist, auf stabile Weise eine Auflage mit einer vorgegebenen Zusammensetzung zu bilden, die kein giftiges Gas erzeugt und im Vergleich zu den vorgeschlagenen Legierungen auf Cu-Basis vom Stand der Technik auf überlegene Weise das Anhaften bei hoher Temperatur unterdrückt.
Diese und andere Aufgaben der Erfindung werden durch Bereitstellung einer verschleißfesten, dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis (Kupferbasis) mit einer überlegenen Selbstschmierfähigkeit gelöst, die, bezogen auf das Gewicht, die nachstehenden Bestandteilen umfaßt:
Ni: 10,0 bis 30,0 %,
Si: 0,5 bis 5,0 %,
Co: 2.0 bis 15,0 %,
und mindestens ein Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, W, Nb und V:
2,0 bis 15,0 %, und
wobei der Rest aus Kupfer und unvermeidlichen Fremdbestandteilen besteht, und die Legierung eine Mikrostruktur aufweist, in der Hartphasenkörnchen, die nicht weniger als 5 Vol.-% an Silicid von mindestens einem Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, W, Nh und V, enthalten, gleichmäßig in einer Menge von 10 bis 60 Vol.-% in einer kupferreichen Matrix dispergiert sind.
Bevorzugt umfaßt die Legierung, bezogen auf das Gewicht, die nachstehenden Bestandteile:
Ni: 12,0 bis 25,0 %,
Si : 2 bis 4, 0 OQ,
Co: 4,0 bis 12,0 %,
und mindestens ein Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, W, Nb und V:
4,0 bis 10,0 % und
wobei der Rest aus Kupfer und unvermeidlichen Fremdbestandteilen besteht.
Diese Legierung besteht aus einer Struktur, die aus einer sogenannten monotektischen Reaktion resultiert, d.h. aus einer Struktur, in der Hartphasenkörnchen, die harte Teilchen eines Silicids des Mo und von ähnlichem enthalten, und eine feste Lösung aus Ni, Co und ähnlichem in der Matrix auf Cu-Basis dispergiert sind, in der Ni im Zustand einer festen Lösung gelöst ist. Diese Struktur wird zum Beispiel durch rasches Schmelzen des Materials für die Legierung unter Bildung zweier miteinander unmischbarer flüssiger Phasen und Rühren unter Bildung einer Dispersion und einer anschließenden schnellen Verfestigung der Dispersion erhalten.
Die Legierung auf Cu-Basis weist, bezogen auf Gewichts-%, ferner auch mindestens ein Metall auf, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 2,0 bis 15 % (bevorzugt 3,0 bis 10 %) Fe und 1,0 bis 10,0 % (bevorzugt 1,0 bis 5,0 %) Cr. Diese Zugabe verbessert die Duktilität und Wärmebeständigkeit und unterdrückt die Wirkung eines Angriffs auf ein gegenüberliegendes Teil.
Die erfindungsgemäße Legierung auf Cu-Basis kann unter Verwendung von Wärmenergie hoher Dichte, wie eines Lasers, eines WIG-Schweißbogens, eines Plasmabogens und eines Elektronenstrahls leicht geschmolzen und auf einem Metallsubstrat aufgetragen werden, um auf gleiche Weise, wie sie in den vorgeschlagenen Patentanmeldungen (z.B. U.S.-Patentschrift 4.818.307) angewandt wurde, eine Auflage (Hartmetallauflage) herzustellen. Das Ausgangsmaterial der Legierung auf Cu-Basis wird als Pulver oder als ein Schweißstab hergestellt.
Die Gründe für die Definition der Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Legierung auf Cu-Basis werden nachstehend erklärt.
Ni (Nickel) wird im Zustand einer festen Lösung in der Matrix auf Cu-Basis gelöst, um die Matrix zu verstärken, und bildet zwischen den Dendriten die harten Silicidteilchen, um aufgrund einer Dispersionshärtung die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Ni bildet in Verbindung mit Co, Fe, Mo und ähnliches auch einen anderen Typ von Hartphasenkörnchen. Weniger als 10 % Ni verstärkt die Matrix nicht ausreichend und verbessert die Wärmebeständigkeit nicht, und mehr als als 30 % Ni neigt dazu, Risse in der Auflage (Raupe) zu erzeugen und die Verschweißbarkeit (Auftragbarkeit) mit einem Metallsubstrat, insbesondere einem Al-Legierungssubstrat, herabzusetzen. Im schlimmsten Fall ist es möglich, eine lokale Schweißung (Auftrag) der Legierung auf Cu-Basis von dem Metallsubstrat abzulösen, mit dem Ergebnis, daß die beabsichtigte Verbesserung der Verschleißfestigkeit nicht erreicht wird. Die Verschweißbarkeit (Auftragbarkeit) bedeutet Benetzbarkeit des Substrats mit der aufgetragenen Legierung auf Cu-Basis. Der bevorzugte Ni-Gehalt liegt bei 12,0 bis 25,0 %.
Si (Silicium) bildet harte Silicidteilchen (Ni-Silicid, Mo(W, Nb, V)-Silicid) und verstärkt die Matrix auf Cu-Basis. Insbesondere das Mo(W, Nb V)-Silicid weist die Funktion der Beibehaltung einer Hochtemperatur-Schmierfähigkeit bzw. Schlüpfrigkeit auf. Weniger als 0,5 % Si bildet nicht im ausreichenden Maße harte Silicidteilchen, und mehr als 5 % Si verringert die Duktilität der Auflage aus der Legierung auf Cu-Basis und führt zur Erzeugung von Rissen in der Auflage. Der bevorzugte Gehalt an Si beträgt 2,0 bis 4,0 %.
Mo (Molybdän) ist ein wirkungsvolles Metall, das mit Siliciom eine Verbindung (Silicid) bildet und die Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit bei hoher Temperatur verbessert. Das Mo-Silicid zersetzt sich hei einer relativ niedrigen Temperatur, 500 bis 700 ºC, und bei geringem Sauerstoffpartialdruck leicht unter Bildung eines Oxids (MoO&sub3;). Das MoO&sub3; besitzt einen tiefen Schmelzpunkt und und bedeckt die gesamte Oberfläche der Legierung auf Cu-Basis, um die primären Kristalle (feste Cu-Lösung) daran zu hindern in direkten Kontakt mit einem gegenüberliegenden Teil zu treten und erhält somit eine hohe Selbstschmierfähigkeit aufrecht. Weniger als 2 % an Mo führen nicht zur Selbstschmierfähigkeit bei hoher Temperatur, und mehr als 15 % an MO erniedrigt die Duktilität der Auflage aus der Legierung auf Cu-Basis und führt zur Entstehung von Rissen in der Auflage.
Co (Kobalt) bildet in Verbindung mit Mo Silicide und stabilisiert die Silicide. Co bildet ebenfalls in Verbindung mit Ni um das harte Mo-Silicid herum feste Lösungen. Weniger als 2 % Co führen nicht zu solchen Wirkungen und mehr als 15 % Co vergröbert die Hartphasenkörnchen und neigt dazu Risse in der Auftragung auf dem Metallsubstrat zu erzeugen. Insbesondere wenn das Metallsubstrat aus Al besteht wird die Verschweißbarkeit auf nicht behebbare Weise verringert. Der bevorzugte Co-Gehalt beträgt 4,0 bis 12,0 %.
Jedes der Metalle, W (Wolfram), Nb (Niob) und V (Vanadium) bildet ein Silicid, das sich bei hoher Temperatur auf gleiche Weise wie das des Mo zu einem Oxid mit hoher Schmierfähigkeit zersetzt. Mit weniger als insgesamt 2 % an Mo, W, Nb und V wird keine solche Wirkung erzielt, und mehr als insgesamt 15 % an Mo, W, Nb und V erniedrigt die Duktilität und neigt dazu Risse zu erzeugen Der bevorzugte Gehalt an diesen Bestandteilen beträgt 4,0 bis 10,0 %.
Fe (Eisen) weist eine ähnliche Funktion wie die des Co auf, ist in der Matrix auf Cu-Basis in einem Zustand einer festen Lösung wenig gelöst und ist hauptsächlich in den dispergierten Hartphasenkörnchen (Aggregat aus Silicid und einer festen Co-Ni-Lösung) vorhanden. Ferner verbessert es die Duktilität und Wärmebeständigkeit der Dispersionsphase. Weniger als 2 % Fe führen nicht zu solchen Wirkungen und mehr als 15 % Fe vergröbert merklich die Hartphasenkörnchen und vergrößert die Wirkung eines Angriffs auf das gegenüberliegende Teil... Der bevorzugte Gehalt an Fe beträgt 3,0 bis 10,0 %.
Cr (Chrom) weist eine Funktion auf, die der des Fe und Co ähnelt, kommt hauptsächlich in den dispergierten Hartphasenkörnchen (Mischung aus Silicid und fester Co-Ni-Lösung) vor und verbessert die Zähigkeit und wärmebeständigkeit der Dispersionsphase. weniger als 1 % Cr führt nicht zu solchen Wirkungen und mehr als 10 % Cr vergröbert auf bemerkenswerte Weise die Hartphasenkörnchen und vergrößert die Wirkung eines Angriffs auf ein gegenüberliegendes Teil. Der bevorzugte Gehalt an Cr beträgt 1,0 bis 5,0 %.
Die in der Cu-reichen Matrix (feste Lösung) dispergierten Hartphasenkörnchen enthalten Silicide von vorwiegend mindestens einem Metall, ausgewählt aus Mo, W, Nb und V. Solche Silicide nehmen in den Hartphasenkörnchen ein Volumen von 5 % oder mehr ein. Weniger als 5 Volumen-% Silicide führen bei hoher Temperatur nicht zu einer hohen Schmierfähigkeit. Die Mengen (Verhältnis) der Hartphasenkörnchen in der Cu-reichen Matrix liegen im Bereich von 10 bis 60 Vol-%. Weniger als 10 Vol.-% liefern eine unzureichende Verschleißfestigkeit und mehr als 60 Vol.-% erniedrigen die Duktilität, neigen zur Erzeugung von Rissen, vergröbern merklich die Hartphasenkörnchen und vergrößern die Wirkung eines Angriffs auf ein gegenüberliegendes Teil.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Die Erfindung wird durch die Beschreibung der nachstehend aufgeführten bevorzugten Ausführungsbeispiele und durch Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen klarer, wobei:
Fig. 1 eine schematische perspektivische Ansicht ist, die eine Apparatur zum Auftragen der Legierung auf Cu-Basis auf das Metallsubstrat unter Bildung einer Auflage mittels der Verwendung eines Laserstrahls zeigt.
Fig. 2 ist eine optische Mikroaufnahme (x 200), die die Mikrostruktur einer Auflage (Probe) A aus einer erfindungs- gemäßen dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis zeigt.
Fig. 3 ist eine optische Mikroaufnahme (x 200), die die Metallstruktur einer Auflage (Probe) B aus einer erfindungsgemäßen dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis zeigt.
Fig. 4 ist eine optische Mikroaufnahme (x 200), die die Mikrostruktur einer Auflage (Probe) C aus einer erfindungsgemäßen dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis zeigt.
Fig. 5 ist eine schematische Darstellung eines Probenstücks und eines gegenüberliegenden Teils in einer Prüfung zur Beurteilung seiner Beständigkeit gegenüber einem Anhaften.
Fig. 6 ist eine Graphik, die die Ergebnisse (Höhe des anhaftenden Materials) der Verschleißfestigkeitsprüfungen zeigt, und
Fig. 7 ist eine Graphik, die die Ergebnisse (Verformung bzw. Längenänderung von Raupen (Auflagen) heim Reißen) zeigt, die unter Verwendung eines Kompressionsprüfgeräts erhalten wurden.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Eine Auflage aus der dispersionsgehärteten Legierung der Erfindung wird mittels Laserbestrahlung auf eine z.B. in U.S.-Patentschrift 4.818.307 (d.h. der Ungeprüften Japanischen Patentschrift Nr. 63-157826) beschriebene Weise auf einem Metallsubstrat gebildet.
Die nachstehenden Beispiele und Vergleichsbeispiele werden unter Verwendung der in Fig. 1 gezeigten Apparatur durchgeführt.
Ein Metallsubstrat (z.B eine Al-Legierungsplatte) 1 wird kontinuierlich mit einer konstanten Geschwindigkeit von 450 bis 2000 mm/min in die durch den Pfeil T angezeigte Richtung bewegt und ein Legierungspulver oder ein Mischpulver 2 der Legierung auf Cu-Basis der Erfindung oder der Vergleichsbeispiele wird aus einem Trichter (nicht gezeigt) durch ein Pulverzufuhrrohr 3 dem Metallsubstrat 1 zugeführt. Das zugeführte Pulver 2 (mit einer Teilchengröße von 40 bis 150 µm) weist eine Breite W auf, gemessen im rechten Winkel zur Bewegungsrichtung T. Ein von einer Laserquelle (nicht gezeigt) ausgesandter Laserstrahl 4 wird von einem reflektierenden Spiegel 5 und ferner durch einen oszillierenden Spiegel 6 reflektiert, um das dem Metallsubstrat 1 zugeführte Pulver 2 zu bestrahlen. Der Laserstrahl 4 wird zu einem Durchmesser von 0,5 bis 5,0 mm und einer Energiedichte von 1 x 10² bis 2 x 10&sup4; W/mm² konzentriert. Der oszillierende Spiegel 6 wird mittels eines Schwenkmechanismus 7, wie eines Galvanometers, innerhalb eines vorgegebenen Winkelbereichs gedreht, so daß der Laserstrahl 4 das Pulver 2 mit einer Frequenz von 10 bis 500 Hz in einer zur Bewegungsrichtung T des Metallsubstrats senkrechten Richtung überstreicht.
Wenn das Pulver 2 auf dem Metallsubstrat 1 mit dem Laserstrahl 4 bestrahlt wird, schmilzt es sofort unter Bildung einer Schmelze 9. Die Schmelze 9 wird durch Überstreichen des Laserstrahls 4 gerührt. Danach, wenn die Schmelze mit dem Laserstrahl 4 nicht bestrahlt und das Metallsubstrat 1 in die Richtung T bewegt wird, wird die Wärme der Schmelze 9 durch Wärmeübertragung auf das Metallsubstrat 1 entfernt, wodurch die Schmelze rasch wie in Fig. 1 gezeigt zu einer Auflage (Auftragsschicht) 8 aus einer dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis erstarrt.

BEISPIEL

Die erfindungsgemäßen Legierungspulver auf Cu-Basis A bis G und die Legierungspulver auf Cu-Basis H und I der Vergleichsbeispiele mit den in der nachstehenden Tabelle gezeigten Zusammensetzungen wurden mittels eines herkömmlichen Pulverherstellverfahrens hergestellt. TABELLE 1 Rest * ... Ausführungsformen der Erfindung ** ... Vergleichsbeispiele
Das Legierungspulver H entsprach einer von der Ungeprüften Patentschrift Nr. 63-157826 (insbesondere dem Anspruch 1 davon) vorgeschlagenen Legierung und das Legierungspulver I entsprach einer von der Ungeprüften Patentschrift Nr. 1-52232 vorgeschlagenen Legierung.
Jedes der Legierungspulver wurde dem Al-Legierungssubstrat zugeführt (Gußlegierung auf Al-Basis (Al-3%Cu-6%Si)) und wurde mit einem Laserstrahl als Wärmequelle bestrahlt, um unter den nachstehenden Bedingungen jeweils die Auflagen (Hartmetallauflagen) A bis I aus einer dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis aufzutragen.
Laserenergie: 4,5 kW
Durchmesser des Laserstrahls: 2,5 mm
Energiedichte der Laserbestrahlung: 225 W/mm²
Oszillationsbreite des Laserstrahls: 8 mm
Frequenz der Laseroszillation: 200 Hz
Bewegungsgeschwindigkeit des Substrats: 800 mm/min
Die gebildeten Auflagen A bis I wurden dann geschliffen (ground), um die Probenstücke A bis I herzustellen.
Die Mikrostrukturen der Auflagen A bis C der Legierungen auf Cu-Basis der Erfindung sind in den Mikrophotographien (x 200) der Fig. 2, 3 und 4 gezeigt, in denen relativ große Hartphasenteilchen gleichförmig in der Matrix auf Cu-Basis dispergiert sind. Die Teilchen sind komplexe Verbindungen (complexants) von Siliciden des Mo und Co und festen Lösungen des Ni und Co, in denen Fa und Cr gelöst sind.

Prüfung der Adhäsionsverschleißeigenschaft

Um die Adhäsionseigenschaft der Auflagen aus den Legierungen auf Cu-Basis A bis I unter einer Hochtemperaturumgebung zu beurteilen wurde wie in Figur 5 gezeigt der Probenkörper 11, der aus dem Substrat 1 und einer Auflage 8 besteht, gegen ein gegenüberliegendes (Ventil) Teil 12 gestoßen, das mittels eines Heizelements 13 erwärmt wurde, und dann wurde die Höhe des Legierungsmaterials auf Cu-Basis, die an dem Teil 12 anhaftete, gemessen. Das heißt das Probenstück 11 wurde unter den nachstehenden Bedingungen in einer Hin- und Herhewegung gegen das Teil 12 gestoßen, das aus wärmebeständigem Stahl (SUH 35: JIS G 4311) hergestellt worden war.
Heiztemperatur: 300 bis 400 ºC an der Kontaktfläche
Stoßkraft P: 20 kg (ein Druck von 5 kg/mm²);
Abstand bei der Hin- und Herbewegung: 5 mm;
Geschwindigkeit der Hin- und Herbewegung: 500 Cyclen/min
Prüfdauer: 30 Minuten.
Nach der Prüfung wurde die Höhe der Legierungsmaterialien auf Cu-Basis, die an das Ventilelement 12 anhafteten, mit einem Instrument zur Rauhigkeitsmessung gemessen und die in Fig. 6 erhaltenen Daten erhalten. Wie aus Fig. 6 hervorgeht weisen die Legierungen auf Cu-Basis A bis G der Erfindung verglichen mit den Legierungen auf Cu-Basis H und I der Vergleichsbeispiele geringere Höhen und geringere Mengen an anhaftenden Legierungsmaterialien auf Cu-Basis auf (d.h. eine bessere Beständigkeit gegenüber einer Adhäsion). Die Legierungen auf Cu-Basis D, E und F wurden jeweils anstelle von Mo mit W, Nb und V ergänzt und die Probenkörper D, E und F weisen Höhen des anhaftenden Materials auf, die etwas größer sind als die der Probenkörper A und B (mit zugesetztem Mo)
Da Mo, W, Nb und V ferner eine Affinität zu B (Bor) aufweisen, die stärker ist als diejenige zum Si, kristallisiert in Legierungen auf Cu-Basis, die eine bestimmte Menge oder mehr an B (Bor) enthalten, das gesamte Mo, W, Nb und V zu Boriden und bildet keine Silicide. In diesem Fall wird bei hoher Temperatur keine ausreichende Schmierfähigkeit erreicht. Obwohl die Legierung auf Cu-Basis I (des Vergleichsbeispiels) Mo enthält, Lst die Legierung I aufgrund des Gehalts an B deshalb in bezug auf die Beständigkeit gegenüber einem Anhaften unterlegen.

Prüfung der Verformung bei Raupenbruch

Die dispersionsgehärtete Auflage auf Cu-Basis (Hartmetallauflage) mit einer Breite von 8 mm und einer maximalen Dicke von 2 mm, die auf das Al-Legierungssubstrat aufgebracht worden war, wurde zu einer Dicke von 1 bis 1,5 mm abgeschliffen und es wurde dann ein Dehnungsmesser auf der Schliffläche der Auflage befestigt. Wo mit einem Kompressionsprüfgerät in einer zu der Raupenrichtung senkrechten Richtung und zu der Auftragsfläche des Substrats parallelen Richtung ein Druck auf das Al-Legierungssubstrat ausgeübt wurde, um in der Auflage eine Zugspannung zu erzeugen (d. h. die Auflage wurde auf ein Biegeprüfgerät montiert), ermittelte der Dehnungsmesser eine Verlängerung der Auflage. Wenn Risse oder eine Abspaltung der Auflage auftraten, wurde die ermittelte Verformung bzw. Verlängerun als Verlängerung bei Raupenbruch (bead failure Strain) betrachtet. Die Prüfkörper A, B, C, H und I worden geprüft und die in Fig. 7 gezeigten Ergebnisse erhalten.
Wie in Fig. 7 gezeigt weisen die Legierungen auf Cu-Basis der Erfindung (A, B und C) bei einer statischen Lastverformung (static bad deformation) im Vergleich zu den Legierungen H und I der Vergleichsbeispiele eine überlegene Beständigkeit gegenüber einer Erzeugung von Rissen und einer Abspaltung auf.
Wie vorstehend erwähnt weisen die dispersionsgehärteten Legierungen auf Cu-Basis der Erfindung verglichen mit den herkömmlichen Legierungen auf Cu-Basis eine überlegene Beständigkeit gegenüber einem Anhaften bei hoher Temperatur, eine durch die Bildung von Siliciden des Mo, W, Nb und V und die Zersetzung der Silicide unter Bildung von Oxiden verursachte verbesserte Selbstschmierfähigkeit und eine bessere Beständigkeit gegenüber einer statischen Verformung auf. Ferner ist es möglich durch Auftrag der dispersionsgehärteten Legierung auf Cu-Basis auf ein Metallsubstrat, ganz oder teilweise, eine Auflage zu bilden. Deshalb kann die Auflage aus der dispersionsgehärteten Legierung der Erfindung auf Abschnitte verschiedener mechanischer Teile einschließlich eines Ventilsitzes gebildet werden, um die Eigenschaften der mechanischen Teile zu verbessern.

Claims

1. Verschleißfeste Legierung auf Kupferbasis mit einer überlegenen Selbstschmierfähigkeit, die, bezogen auf das Gewicht, aus den nachstehenden Bestandteilen besteht:

Ni: 10,0 bis 30,0 %;,

Si: 0,5 bis 5,0 %,

Co: 2,0 bis 15,0 %,

und mindestens einem Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, W, Nb und V:

2,0 bis 15,0 % und

wobei der Rest aus Kupfer und unvermeidlichen Fremdbestandteilen besteht, und die Legierung eine Struktur aufweist, in der Hartphasenkörnchen, die nicht weniger als 5 Vol.-% an Silicid von mindestens einem Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo W, Nb und V, enthalten, gleichmäßig in einer Menge von 10 bis 60 Vol.-% in einer kupferreichen Matrix verteilt sind.

2 Verschleißfeste Legierung auf Kupferbasis nach Anspruch 1, die, bezogen auf das Gewicht, aus den nachstehenden Bestendteilen besteht:

Ni: 12,0 bis 25,0 %,

Si: 2,0 bis 4,0 %,

Co: 4,8 bis 12,0 %,

4,0 bis 10,0 %, und

wobei der Rest aus Kupfer und unvermeidlichen Fremdbestandteilen besteht.

3. Verschleißfeste Legierung auf Kupferbasis mit überlegener Selbstschmierfähigkeit, die, bezogen auf das Gewicht, aus den nachstehenden Bestandteilen besteht:

Ni: 10,0 bis 30,0 %,

Si: 0,5 bis 5,0 %,

Co: 2,0 bis 15,0 %:,

2,0 bis 15,0 %,

und mindestens einem Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 2,0 bis 15,0 % Fe und 1,0 bis 10,0 %: Cr,

wobei der Rest aus Kupfer und unvermeidlichen Fremdbestandteilen besteht, und die Legierung eine Struktur aufweist, in der Hartphasenkörnchen, die nicht weniger als 5 Vol.-% an Silicid von mindestens einem Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, W, Nb und V, enthalten, gleichmäßig in einer Menge von 10 bis 60 Vol.-% in einer kupferreichen Matrix verteilt sind.

4. Verschleißfeste Legierung auf Kupferbasis nach Anspruch 3, die, bezogen auf das Gewicht, aus den nachstehenden Bestandteilen besteht:

Ni: 1,0 bis 25,0 %,

Si: 2,0 bis 4,0 %,

Co: 4,0 bis 12,0 %,

4,0 bis 10,0 %,

und mindestens einem Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 2,0 bis 15,0 % Fe und 1,0 bis 10,0 % Cr,

wobei der Rest aus Kupfer und unvermeidlichen Fremdbestandteilen besteht.

5. Verschleißfeste Legierung auf Kupferbasis nach Anspruch 4, wobei der Gehalt an Eisen 3,0 bis 10 % und derjenige an Cr 1,0 bis 5,0 % beträgt.