DE3750947T2

DE3750947T2 - Hochverschleissbeständiges Bauteil, Verfahren zu seiner Herstellung und Ventilgetriebe zur Verwendung innerhalb einer Verbrennungsmaschine.

Info

Publication number: DE3750947T2
Application number: DE3750947T
Authority: DE
Inventors: Susumu Aoyama; Naotatsu Asahi; Masayuki Doi; Hisanobu Kanamaru; Yoshitaka Kojima
Original assignee: Hitachi Ltd; MH Center Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd; MH Center Ltd
Priority date: 1986-10-27
Filing date: 1987-10-26
Publication date: 1995-05-11
Anticipated expiration: 2007-10-27
Also published as: DE3750947D1; EP0266149A2; US4873150A; JPH055892B2; EP0266149A3; JPS63109151A; EP0266149B1

Description

Die Erfindung betrifft allgemein ein verschleißbeständiges Metallteil sowie ein Verfahren zum Herstellen desselben wie auch einen dieses verwendenden Ventiltrieb zur Verwendung in einem Verbrennungsmotor. Genauer gesagt, betrifft die Erfindung ein Verbundteil mit einem verschleißbeständigen Material, das zur Verwendung beim Herstellen von Gleitteilen geeignet ist, die hohen Belastungen oder Schlagbelastungen unterliegen.
Auf dem Gebiet von Bauteilen ist es im allgemeinen überflüssig zu gewährleisten, daß jedes Bauteil insgesamt mit bestimmten Eigenschaften versehen ist, die für spezielle Zwecke erforderlich sind. Bei einem typischen Fall besteht der größere Teil eines Bauteils aus einem relativ billigen Material, jedoch erfordert ein spezieller Teil der Oberfläche des Bauteils spezielle Eigenschaften. Z. B. besteht ein Schneidwerkzeug im allgemeinen aus einer Kombination aus einem harten Schneidteil und einem restlichen Teil aus einem Material, das ausreichend stark dafür ist, daß es durch die Schneidbelastung nicht verformt wird oder bricht. Darüber hinaus wird häufig dann, wenn die Größe eines solchen Bauteils ansteigt, der Anteil des Teils des Bauteils, der spezielle Eigenschaften erfordert, häufig relativ gesehen verringert. Es ist daher von Vorteil, und zwar im Hinblick auf die Funktionsfähigkeit und den Preis, ein solches Bauteil aus einer Kombination eines Trägermaterials, das den größten Teil des Bauteils ausmacht, und einer Oberflächenschicht aus einem Material mit gewünschten Eigenschaften herzustellen. Insbesondere werden Verbundteile aus einem mit einer harten Oberflächenschicht beschichteten Trägermaterial als Gleitkomponenten vom Typ verwendet, der ein bestimmtes Ausmaß an Verschleißbeständigkeit erfordert.
Ein derartiges Verbundteil zur Verwendung als Gleitkomponente ist z. B. in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 12 424/85 beschrieben, die ein Verbundteil offenbart, das aus einem Trägermaterial besteht, das mit einem Pulver aus kohlenstoff- und Cr-reichem Gußstahl oder einer Mischung aus diesem Pulver und einer pulverisierten, selbstfließenden Legierung besprüht ist. Beim Herstellprozeß jedes dieser bekannten Verbundteile wird jedoch ein Plasmasprühvorgang unter Atmosphärendruckbedingungen ausgeführt. Demgemäß ist es unmöglich, ausreichende Anhaftung des aufgesprühten Materials am Trägermaterial wie auch ausreichende Haftfestigkeit zwischen einzelnen Schichten von Teilchen zu erzielen, die in der sich ergebenden Beschichtung enthalten sind. Darüber hinaus wurde nichts hinsichtlich der Dichte abgeschiedener, harter, intermetallischer Verbindungen und hinsichtlich des Ausmaßes der Dispersion derselben ausgeführt.
Ferner offenbart die japanische Patentveröffentlichung Nr. 57 552/82 ein Verfahren zum Verwenden von CVD zum Beschichten eines Trägermaterials mit einer Schicht aus einer abgeschiedenen Hartmetallegierung, die aus einem Metallhalogenid und Kohlenstoff, Bor oder Silizium besteht. Dieses CVD verwendende Verfahren beinhaltet jedoch die Schwierigkeit, daß die Haftfestigkeit zwischen dem Trägermaterial und der Schicht oder die Zähigkeit der abgeschiedenen Schicht aufgrund von Behandlungsspannungen verringert ist, wie sie von Unterschieden physikalischer Werte zwischen dem Trägermaterial und der auf diesem aufgebrachten Schicht bestehen, da die abgeschiedene Schicht als einzelne Phase vorliegt. Die vorstehend genannte Veröffentlichung offenbart ferner, daß nur die abgeschiedene Schicht durch Entnehmen derselben verwendet wird. Wenn jedoch die Größe der abgeschiedenen Schicht anwächst, wird es unmöglich, ausreichende Zähigkeit zu erzielen, und zwar wegen der Tatsache, daß die abgeschiedene Schicht eine intermetallische Verbindung ist. Auch wachsen, da Wärmezersetzung des Metallhalogenids verwendet wird, um die abgeschiedene Schicht auf dem Trägermaterial auszubilden, die Behandlungskosten pro Einheitsfläche aufgrund verschiedener Faktoren wie hoher Herstellkosten des Metallhalogenids und des Erfordernisses für eine Nachbehandlung eines halogenisierenden Gases an. Dies begrenzt die Anzahl von Komponenten, bei denen dieses bekannte Verfahren anwendbar ist.
Andererseits ist für ein durch Schmelzen hergestelltes Material hoher Härte (Barren) eine in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 17 069/82 offenbarte Legierung als verschleißbeständiger Schneidwerkzeugstahl bekannt. Wenn der Gehalt von Carbid im System MC erhöht wird, verbessert sich die Verschleißbeständigkeit dieser Legierung. Wenn jedoch der V-Gehalt erhöht wird, um den Gehalt des Carbids im System MC zu erhöhen, steigt die Schmelztemperatur dieser Legierung an, was es erschwert, die Legierung herzustellen. Darüber hinaus ist die Dichte des Carbids im System MC geringer als diejenige der Schmelze, so daß die Tendenz besteht, daß das Carbid im System MC während des Schmelzens nach oben steigt, was die Herstellung einer homogenen Metallstruktur behindert. Darüber hinaus wird, wenn die Schmelztemperatur ansteigt, die Teilchengröße des Carbids während dessen Kristallisierung größer, was Verringerungen bei der Zähigkeit und der Bearbeitbarkeit hervorruft. Daher wird bei einem Schmelzverfahren der Zusammensetzungsbereich der Legierung durch Bedingungen bestimmt, die für die Bearbeitung maßgeblich sind, nicht durch die Eigenschaften eines Erzeugnisses, wodurch der Bereich von Maschinenkonstruktionen eingeschränkt wird.
Es ist bekannt, daß der in einem Verbrennungsmotor vorhandene Ventiltrieb verschiedene Gleitflächen aufweist, die in Gleitkontakt miteinander gehalten werden, und daß die Gleitflächen desselben aus einem Legierungsstahl oder aus einem einsatzgehärteten Stahl bestehen, der einer Oberflächenhärtung durch Wärmebehandlung unterzogen wird. In diesem Fall wird eine dicke, gehärtete Schicht oder ein hartes Sintermaterial in einem Bereich einer Nockenwelle eingebettet, die in Kontakt mit einem Nockenrad steht, da dieser Teil extrem hohe Verschleißbeständigkeit erfordert. Z.B. offenbart die offengelegte Veröffentlichung Nr. 53 612/83 zu einer japanischen Patentanmeldung eine Struktur, bei der eine Sinterlegierung auf Co-Basis mit Carbid an der Oberfläche eines mit einem Nocken in Berührung stehenden Stößels mit dem Körper des aus Stahl oder Gußeisen bestehenden Stößels über eine Zwischenschicht verbunden ist, die aus einer Sinterlegierung auf Fe-Basis besteht, die in flüssiger Phase gesintert wurde. Der Ventilstößel (der in der vorstehend genannten offengelegten Veröffentlichung als "Stößel" bezeichnet wird) verfügt über sehr gute Verschleißbeständigkeit, wie Freßbeständigkeit usw. Jedoch wird bei der Herstellung der Struktur das Legierungspulver auf Co-Basis, das eine Oberflächenschicht werden soll, verdichtet, und dann wird das Legierungspulver auf Fe-Basis, das in Flüssigphase zu sintern ist, in dichter Form darauf aufgebracht, und danach werden sie am Körper des Ventilstößels befestigt. Dann wird der so zusammengebaute Körper auf eine Temperatur erhitzt, bei der die Sinterlegierung auf Fe-Basis in die flüssige Phase übergeht. Demgemäß werden bei diesem Herstellprozeß keine zufriedenstellenden Überlegungen hinsichtlich der Produktivität, einer durch das Aufheizen auf hohe Temperaturen hervorgerufenen Verformung und einer Kostenerhöhung angestellt, zu der es durch die Verwendung teurer Materialien wie Co kommt.
Andererseits offenbart die offengelegte Veröffentlichung Nr. 214 609/83 zu einer japanischen Patentanmeldung einen Ventilstößel, bei dem eine Gewichtsverringerung berücksichtigt ist. Gemäß dem in dieser offengelegten Veröffentlichung offenbarten Stand der Technik wird der Körper des Ventilstößels aus einem Gußteil aus Aluminium, Magnesium oder anderen leichten Legierungen hergestellt, und der Gleitteil, dessen Oberfläche, der in Kontakt mit einem Nockenrad zu bringen ist, wird mit Keramik, Wolframcarbid oder dergleichen besprüht. Demgemäß wird eine gewisse Gewichtsverringerung des Körpers erzielt, jedoch werden die Verschleißbeständigkeit und die Standfestigkeit der Oberfläche nicht ausreichend berücksichtigt. Bei einem typischen Sprühverfahren werden Teilchen mit einer Teilchengröße von einigen um bis einigen 100 um auf ein Trägermaterial aufgesprüht, um auf diesem eine Beschichtung auszubilden. Demgemäß wird die Haftfestigkeit zwischen der Beschichtung und dem Trägermaterial mechanisch erzielt, und die Festigkeit beträgt höchstens einige kg/mm². Auch zeigt das Innere der Beschichtung eine Laminatstruktur mit einer Vielzahl an Poren, und demgemäß ist die Haftfestigkeit zwischen den einzelnen Schichten, wie sie durch die aufgesprühten Teilchen gebildet werden, schlecht. Daher kann bei Bedingungen unter hoher Reibbelastung der Effekt einer Kraterbildung auftreten. Darüber hinaus weist der Körper keine ausreichende Zähigkeit auf, da er durch Gießen einer leichten Legierung hergestellt ist.
Es ist eine Hauptaufgabe der Erfindung, ein verschleißbeständiges Teil mit einer homogen verteilten, feinen Verbindung mit sehr guter Verschleißbeständigkeit sowie ein Verfahren zum Herstellen desselben wie auch einen Ventiltrieb unter Verwendung desselben zur Verwendung bei einem Verbrennungsmotor zu schaffen.
Die Erfindung liegt in einem verschleißbeständigen Metallteil, wie es im Anspruch 1 dargelegt ist.
Gemäß der Erfindung liegt der Flächenbereich der Carbid- oder Carbonitridteilchen zwischen 25 und 90%, und vorzugsweise sind diese Teilchen hauptsächlich mit einem solchen Zustand ausgebildet, daß zahlreiche Teilchen zusammenhaften, wodurch hohe Verschleißbeständigkeit geschaffen wird.
Die Erfindung liegt auch in einem Verfahren zum Herstellen eines verschleißbeständigen Metallteils, wie in Anspruch 6 dargelegt.
Das erfindungsgemäße Verfahren kann ferner den Schritt des Vornehmens einer Carburier-, Nitrier- oder Carbonitrier-Behandlung vor der vorstehend genannten Härtungsbehandlung sowie den Schritt des Ausführens einer plastischen Bearbeitung vor der Carburier-, Nitrier- oder Carbonitrier-Behandlung aufweisen.
Die Erfindung liegt ferner in einem verschleißbeständigen Gleitmechanismus mit Metallteilen, die in Gleitkontakt miteinander gehalten werden, wobei mindestens eines der Metallteile ein solches ist, wie es in Anspruch 1 beansprucht ist, oder durch ein Verfahren hergestellt wurde, wie es in Anspruch 6 beansprucht ist.
Die Erfindung liegt in einem Ventiltrieb zur Verwendung in einem Verbrennungsmotor, wie in Anspruch 11 dargelegt. Zu den Metallteilen kann ein Ventilstößel mit einem Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,1 bis 0,4% gehören.
Durch die Erfindung ist es möglich, Bauteile mit verringerter Größe, jedoch ausgezeichneter Zähigkeit, Kraterbildungsbeständigkeit, Freßbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit zu erhalten.
Im allgemeinen ist es zum Verbessern der Belastungsfestigkeit und der Verschleißbeständigkeit eines Gleitteils erwünscht, daß die Oberflächenschicht des Gleitteils eine Struktur aufweist, bei der eine Matrixphase mit hoher Zähigkeit und eine harte Phase fest miteinander verbunden sind und bei der darüber hinaus die Härtekomponente fein ist und ihr Flächenverhältnis groß ist. Demgemäß ist es erwünscht, daß ein großer Anteil einer feinen Verbindung, wie eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbonitrids, in einer Oberflächenschicht, d. h. der harten Beschichtung, auskristallisiert ist. Wenn jedoch der Anteil an Kohlenstoff erhöht wird, um den Carbidanteil zu erhöhen, steigt die Schmelztemperatur des Materials an, das Carbid wird grob und es tritt aufgrund des Unterschieds in der Dichte weitere Entmischung oder dergleichen auf, was die Verschleißbeständigkeit und die Belastungsfestigkeit verringert.
Die vorstehend beschriebenen Schwierigkeiten werden durch das erfindungsgemäße verschleißbeständige Teil überwunden. Bei der Erfindung ist, was die bruchstückhafte, harte Verbindung betrifft, deren Größe der Breite nach auf 3 um oder weniger begrenzt und ihr Flächenverhältnis auf 20 bis 90%. Der Grund hierfür wird nachfolgend beschrieben. Im allgemeinen ist, wenn bruchstückhafte, harte Verbindungen mit einer Größe in Breitenrichtung von 3 um oder mehr den größeren Teil der Struktur eines verschleißbeständigen Teils einnehmen, die Oberfläche jeder der für den Zusammenhalt verantwortlichen Verbindungen verringert, wenn die Verbindungen eine komplizierte Form aufweisen wie im Fall der bruchstückhaften Verbindungen bei der Erfindung, so daß der Zusammenhalt zwischen den harten Komponenten und der Matrixphase unzureichend wird. Demgemäß lösen sich die Verbindungen, wenn ein solches Teil als Teil hoher Härte verwendet wird, leicht während der Endbearbeitung oder des Gebrauchs ab. Auch wenn jede der Komponenten eine Größe in Breitenrichtung von 3 um oder mehr mit einem Flächenverhältnis von 25% oder weniger aufweist, nimmt die Fläche der Matrix, die weicher als die Verbindung ist, zu. Im Ergebnis treten Risse aufgrund der Verformung der Matrix auf, oder die Verbindungen lösen sich teilweise ab oder fallen aufgrund des Abriebs in der umgebenden Phase ab, so daß die Verschleißbeständigkeit des Teils verringert ist. Insbesondere werden die Verbindungen, die sich während des Gebrauchs ablösen, im Spalt zwischen den Flächen der in Reibkontakt miteinander gehaltenen Komponenten aufgefangen, wodurch die Oberflächen zerfressen werden. Alternativ wirken die abgelösten Verbindungen als schmirgelndes Material und beschleunigen dadurch den Verschleiß.
Es ist zu beachten, daß Nitrid und Carbonitrid dadurch hergestellt werden können, daß eine Sprühschicht in einer Atmosphäre unter verringertem Druck hergestellt wird.
Das Folgende ist eine Beschreibung der Zusammensetzung der Oberflächenschicht.
Kohlenstoff ist eine Hauptkomponente, die mit anderen Elementen Kombinationen bildet, um ein einfaches oder zusammengesetztes Carbid zum Verbessern der Verschleißbeständigkeit zu bilden, und er wird in engen Kontakt mit Carbidbildnern gebracht. Wenn der Anteil zugesetzter Carbidbildner erhöht wird, kann der Gehalt an hartem Carbid erhöht werden. Wenn die Menge zugesetzten Kohlenstoffs 2% oder weniger beträgt, wird es unmöglich, ausreichende Verschleißbeständigkeit zu erzielen, wie sie für ein Teil hoher Härte unabdingbar ist. Wenn der Gehalt an Kohlenstoff erhöht wird, steigt die Menge kristallisierten Carbids an, was die Härte der Oberflächenschicht erhöht. Wenn jedoch die Menge zugesetzten Kohlenstoffs 10% oder mehr beträgt, tritt freier Kohlenstoff auf, und dies bewirkt ein Verschlechtern der Bearbeitbarkeit beim Schmelzen, Heißbearbeiten, Kaltbearbeiten, Schleifen oder dergleichen, und zusätzlich kann die harte Schicht brüchig werden, da in ihr Poren entstehen. Hinsichtlich der Härte, Sprühbearbeitbarkeit, Zähigkeit usw. beträgt die Menge zuzusetzenden Kohlenstoffs vorzugsweise 2,5 bis 5%, bevorzugter 2,5 bis 3,5%. Es ist erwünscht, daß 80% des Gehalts an Kohlenstoff ein Carbid bildet. Wenn Kohlenstoff im Zustand fester Lösung oder als Graphit existiert, ist die Verschleißbeständigkeit deutlich verringert, und die Sprödigkeit einer Beschichtung steigt merklich an. Auch ist der Gehalt an Sauerstoff in der Beschichtung ein wichtiger Faktor hinsichtlich der Zähigkeit der Beschichtung. Wenn der Sauerstoffgehalt ansteigt, fällt ein Oxid aus, was die Beschichtung spröde macht. Der kritische Wert für den Sauerstoffgehalt beträgt ungefähr 1500 ppm, und wenn dieser Wert überschritten wird, verringert sich die Zähigkeit deutlich, was zum Kraterbildungseffekt führt. Auch ist es erwünscht, daß die Beschichtung und das Trägermaterial dadurch miteinander verbunden sind, daß eine Diffusionsschicht zwischen ihnen ausgebildet ist, um ausreichende Standfestigkeit zu erzielen. Die Dicke der Beschichtung ist ebenfalls für die Standfestigkeit und Zuverlässigkeit wichtig. Wenn z. B. die Beschichtungsdicke kleiner als 0,2 mm ist, ist die Verschleißbeständigkeit der Beschichtung unter dem Einfluß des Trägermaterials verringert, wenn sie Reibung im Zustand hoher Belastung ausgesetzt wird, und ferner steigt das Ausmaß an Verschleiß an, nachdem die Beschichtung Verschleiß unterlag.
Um die Zähigkeit der Beschichtung zu verbessern, ist es erwünscht, daß feines Carbid gleichmäßig verteilt ist. Bevorzugter sollte der Gehalt an Kohlenstoff und die Menge verteilten Carbids zur Oberfläche der Beschichtung hin ansteigen.
Cr ist ein Element, das ein Carbid bildet und die Fähigkeit zur Wärmebehandlung der Matrix, die Verschleißbeständigkeit und die Belastungsfestigkeit verbessert und das eine Dichte aufweist, die kleiner als die des Matrixmaterials ist und das wirtschaftlich vorteilhaft ist. Wenn die Menge an zugesetztem Cr kleiner als 18% ist, ist es unmöglich, zufriedenstellende Wirkung zu erzielen, obwohl die Wirksamkeit desselben selbstverständlich von anderen Komponenten abhängig sein kann, die zusammen mit Cr vorliegen. Wenn der Cr- Gehalt ansteigt, steigt die Härtbarkeit an. Wenn jedoch der Cr-Gehalt 60% übersteigt, ist die Überarbeitbarkeit stark verringert, und so wird es unmöglich, eine homogene Schicht auszubilden, und demgemäß wird die harte Schicht aufgrund der in ihr erzeugten Poren spröde. Insbesondere beträgt vom Gesichtspunkt einer homogenen Carbidverteilung, der Sprühbearbeitbarkeit und der Zähigkeit die Menge an zugesetztem Cr vorzugsweise 25 bis 35%.
V ist eine deutlich wirksame Komponente, da es ein Carbid bildet und so wirkt, daß die Kristallkörner einer Matrix fein verteilt und zäh gemacht werden. Im allgemeinen ist ein V enthaltendes Carbid extrem hart, und eine kleine Menge an V kann zu zufriedenstellender Wirkung beim feinen Unterteilen der Kristallkörner und beim Härten durch Nitrieren führen. Jedoch wird im Fall eines hochlegierten Stahlsystems wie bei der Erfindung ein deutlicher Effekt erzielt, wenn der V-Gehalt 0,3% oder mehr ist. Wenn der V-Gehalt ansteigt, steigt der Gehalt an Carbid an, so daß die Verschleißbeständigkeit ansteigt. Die Obergrenze für den Gehalt an V beträgt 20%, da die Wirkung von V bei ungefähr 20% in Sättigung geht. Nb und Ta sind als Elemente aus derselben Gruppe bekannt und auch sie wirken dahingehend, daß sie ein Carbid, ein Nitrid und ein Carbonitrid bilden, um die Kristallkörner zu härten, um dadurch die Verschleißbeständigkeit zu verbessern. Eine kleine Menge an entweder Nb oder Ta erzeugt zufriedenstellende Wirkung bei diffundierender Wärmebehandlung, und die Wirkung jedes dieser Elemente geht bei 15% in Sättigung. Insbesondere beträgt die Menge von entweder Nb oder Ta vorzugsweise 3 bis 11% hinsichtlich einer homogenen Verteilung des Carbids, einer verbesserten Härte der Matrix, der Sprühbearbeitbarkeit und der Zähigkeit.
Mo und W bilden Carbide vom Typ M&sub6;C und MC, um die Verschleißbeständigkeit zu verbessern. Wenn die Menge eines dieser zugesetzten Elemente ansteigt, steigt die Menge an Carbid an, und so verbessert sich die Verschleißbeständigkeit. Wenn die Menge von entweder Mo oder W 25% erreicht, geht die Wirkung derselben in Sättigung. Insbesondere beträgt die Menge von entweder Mo oder W vorzugsweise 3 bis 10% hinsichtlich einer homogenen Verteilung des Carbids, der Sprühbearbeitbarkeit und der Zähigkeit.
Ti, Zr und Hf aus der Gruppe 4A wirken als Carbidbildner oder Nitridbildner, und es sind Komponenten, die für das Härten wirksam sind. Wenn die Menge jedes derselben erhöht wird, verbessert sich die Härtungswirkung. Wenn jedoch die Zusatzmenge 10% übersteigt, verringert sich die Bearbeitbarkeit, und es besteht die Neigung, daß die Oberflächenschicht spröde wird. Insbesondere beträgt die Menge jedes derselben vorzugsweise 0,5 bis 3% im Hinblick auf eine homogene Verteilung des Carbids, die Sprühbearbeitbarkeit und die Zähigkeit, da diese Elemente stark als Carbidbildner wirken.
Darüber hinaus können Si und Mn jeweils als Deoxidationsmittel mit einer Menge von 2% oder weniger enthalten sein.
Fe wird eine Matrix und bildet eine Matrix in der Martensitphase, um die Verschleißbeständigkeit zu verbessern. Fe wird daher mit einer Menge von 20% oder mehr zugesetzt. Da die Verschleißbeständigkeit durch harte Substanzen wie Carbidteilchen, Nitridteilchen oder Carbonitridteilchen erzielt wird, ist es erforderlich, daß die Matrix diese Teilchen in großer Menge enthält. Demgemäß beträgt, um eine hohe Verschleißbeständigkeit zu erzielen, der Fe-Gehalt vorzugsweise 70% oder weniger, bevorzugter 40 bis 60%.
Die Dicke einer harten Beschichtung, die als Oberflächenschicht dient, beträgt vorzugsweise 30 um oder mehr. Eine harte Beschichtung mit einer Dicke von weniger als 30 um löst sich während der Endbearbeitung oder des Gebrauchs ab, und wenn sie bei Bedingungen mit hoher Belastung verwendet wird, verringert sich ihr Standhaltedruck, was demgemäß eine Verformung des Trägermaterials hervorruft.
Um die als vorstehend beschriebene harte Beschichtung auf der Oberfläche des Trägermaterials dienende Oberflächenschicht herzustellen, wird eine Schmelze aus der Legierung mit der Zusammensetzung der Oberflächenschicht zerstäubt und direkt auf das Trägermaterial aufgesprüht, oder sie wird einmal pulverisiert und das Pulver wird auf das Trägermaterial aufgesprüht, um eine Beschichtung zu bilden. In einem anderen Fall wird die Oberflächenschicht in einer Atmosphäre unter verringertem Druck hergestellt. Wenn z. B. der Sprühvorgang in einer Atmosphäre auf dieselben Weise wie beim Stand der Technik ausgeführt wird, reagiert das gesprühte Pulver, das durch eine Heizquelle beheizt wird, mit dem Sauerstoff oder Stickstoff in der Luft, um ein Reaktionsprodukt zu bilden. Bevor das Reaktionsprodukt am Trägermaterial anhaftet, verfestigt es sich, oder seine Temperatur nähert sich seinem Erstarrungspunkt, da das Reaktionsprodukt eine hohe Schmelztemperatur aufweist. Wenn eine als Oberflächenschicht dienende Beschichtung unter solchen Bedingungen hergestellt wird, werden die Teilchen des verwendeten Pulvers durch den Schlag flach gestoßen, wie er entsteht, wenn das Pulver zur Anhaftung mit dem Trägermaterial kommt, und die so zerdrückten Teilchen überlagern sich in Schichten innerhalb der Beschichtung. So beinhaltet die Beschichtung eine Schicht aus übereinanderliegenden Teilchen, zwischen denen unerwünschte Fehler wie Poren oder Oxide vorhanden sind. Daher wird die Beschichtung sehr spröde. Um die Ausbildung einer solche Beschichtung zu verhindern, wird ein Plasmasprühvorgang in einer Atmosphäre mit verringertem Druck ausgeführt. Bei diesem Plasmasprühvorgang werden keine Fehler wie Oxidfilme oder Poren zwischen einzelnen Teilchen ausgebildet, so daß benachbarte Teilchen miteinander verschmelzen und sich als feine Verbindungen abscheiden, wodurch eine dichte harte Schicht gebildet wird.
Es ist bevorzugt, daß das vorstehend beschriebene Sprühen bei verringertem Druck in einem nicht oxidierenden Gas und bei einem verringerten Druck von 13 kPa (100 Torr) oder weniger ausgeführt wird. Ar, He, H&sub2;, N&sub2; usw. können als Atmosphäre verwendet werden. Jedoch ist die mechanische Festigkeit im Zustand wie gesprüht gering, da die Diffusion zwischen benachbarten einzelnen Teilchen in der Beschichtung wie auch zwischen dem Trägermaterial und der Beschichtung unzureichend ist. Aus diesem Grund wird gemäß der Erfindung eine wechselseitige Diffusion an der Grenze zwischen der Oberflächenschicht und dem Trägermaterial durch eine Wärmebehandlung ausgeführt, um dadurch hohe Festigkeit und Zähigkeit zu realisieren. Wenn diese Wärmebehandlung in einer carburierenden, nitrierenden und/oder carbonitrierenden Atmosphäre ausgeführt wird, ist es möglich, die wechselseitige Diffusion von Atomen zwischen benachbarten Teilen wie auch zwischen der Beschichtung und dem Trägermaterial sicherer und schneller auszuführen und durch die Diffusion von Atomen aus der Atmosphäre Verunreinigungen zwischen Teilchen zu entfernen, die flach am Trägermaterial anhaften, wie auch eine feine Verbindung zu bilden, die die Beschichtung härtet. Infolgedessen tritt kein örtlicher Verschleiß auf, und es kann hohe Verschleißbeständigkeit über die gesamte Beschichtung erzielt werden. Darüber hinaus ist es zum Verbessern der Zähigkeit auch wirksam, eine plastische Verformung auszuführen, wie sie vor der Wärmebehandlung erforderlich ist. In diesem Fall wird eine beträchtliche Wirkung erzielt, wenn das Verformungsverhältnis 30% oder mehr hinsichtlich einer Flächenverringerung ist. Übrigens kann das Trägermaterial, obwohl es durch den Sprühvorgang erweicht, durch Carburieren und Nitrieren gehärtet werden.
Es wird auch darauf hingewiesen, daß dann, wenn die Menge an zugesetztem Kohlenstoff erhöht wird, um den Gehalt an Carbid oder dergleichen zu erhöhen, die Temperatur, bei der ein Material schmilzt, ansteigt und ferner das Carbid grob wächst. Es wird daher schwierig, ein homogenes Material wirkungsvoll herzustellen. Ein erwünschtes Verfahren zum Überwinden dieser Schwierigkeit ist das folgende. In einem Zustand des Materials wird der Kohlenstoffgehalt auf ein bestimmtes Ausmaß begrenzt, und die Struktur des Materials wird so hergestellt, daß sie große Mengen an Elementen mit einem geringen Niveau freier Energie zum Ausbilden eines Carbids, eines Nitrids und eines Borids enthält, und nachdem das Material zu einem Grundbestandteil geformt wurde, wird Kohlenstoff, Stickstoff und/oder Bor in die Oberfläche des Grundbestandteils eindiffundiert, um eine Verbindung aus diesen Stoffen abzuscheiden.
Es wird darauf hingewiesen, daß die Oberflächenschicht nach dem Plasmasprühvorgang sofort abgeschreckt wird, mit dem Ergebnis, daß aufgrund der Wirkung des Abschreckens der Anteil einer übersättigten Feststofflösungsphase zunimmt. Demgemäß fällt bei einer anschließenden Wärmebehandlung eine feine Verbindung aus. Nach der Wärmebehandlung wird die Oberflächenschicht in einem Abschreck-Temper-Schritt auf hohe Härte hin verfestigt. Auch kann die Menge ausgefällter Stoffe dadurch eingestellt werden, daß die Zusammensetzung der Materialien, die Temperatur bei der Wärmebehandlung und die Menge und der Anteil der zu diffundieren Atome eingestellt werden.
Gemäß der Erfindung ist es, abweichend von den bekannten Schmelz- und Sinterverfahren, dank der Tatsachen, daß Komponenten mit einem geringen Niveau freier Energie zum Bilden eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbonitrids in Festlösungszustand an der Oberfläche eines Trägermaterials aus einem Material mit hoher Zähigkeit existieren und daß ferner ein Material zum Herstellen eines Carbids in einer Atmosphäre unter verringertem Druck auf die Fläche aufgesprüht wird, gefolgt von einer Wärmebehandlung, ein sehr zähes Verbundmaterial zu erhalten, das ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit aufweist und über eine extrem harte Oberflächenschicht verfügt, mit einer sehr feinen und homogenen Phase, und bei dem die Haftung zwischen der Oberflächenschicht und dem Trägermaterial wie auch die Haftung zwischen den Teilchen in der Oberflächenschicht ausgezeichnet sind.
Eine derartige Oberflächenschicht kann nur im erforderlichen Bereich der Oberfläche des Trägermaterials durch Sprühen hergestellt werden. Wenn ein verschleißbeständiges Material durch einen Herstellprozeß hergestellt wird, der ein herkömmliches Schmelzverfahren verwendet, ist die Geschwindigkeit, mit der das Material während des Schmiedens abgekühlt wird, begrenzt, wenn das geschmiedete Material eine bestimmte Größe erreicht, so daß sich die abgeschiedene Phase aufgrund des thermischen Gleichgewichts während dieses Abkühlens vergröbert, wodurch der Zusammensetzungsbereich des Materials bestimmt wird. Bei der Erfindung ist es dagegen möglich, den Entwurfsbereich für das Material deutlich zu vergrößern, da eine abriebbeständige Phase unter Verwendung von Pulvern hergestellt wird, die eine Teilchengröße von maximal 44 um aufweisen und die schnell abgeschreckt wird.
Fig. 1 ist eine Mikroskop-Photographie, die im Querschnitt die Metallstruktur eines Teils gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung zeigt;
Fig. 2 ist eine Elektronenmikroskop-Photographie, die im Querschnitt die Metallstruktur eines Teils gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung zeigt;
Fig. 3 und 4 sind Diagramme, die jeweils einen Vergleich für Abriebverluste von Proben zeigen, die Gleitabriebversuchen unterzogen wurden;
Fig. 5 ist ein Querschnitt durch den wesentlichen Teil eines Ventilstößels und eines Teils eines Verbrennungsmotors;
Fig. 6 ist eine Mikroskop-Photographie, die mit vergrößertem Maßstab den wesentlichen Teil eines durch Sprühen in einer Atmosphäre mit verringertem Druck hergestellten Abschnitts zeigt;
Fig. 7 ist ein Diagramm, das einen Vergleich zwischen Härten zeigt, wie sie durch Sprühen in einer Atmosphäre mit verringertem Druck und Sprühen an Atmosphäre erzielt werden;
Fig. 8 ist eine geschnittene, teilweise Vorderansicht eines Ventiltriebs gemäß einem anderen Ausführungsbeispiel der Erfindung und
Fig. 9 ist eine geschnittene, teilweise Vorderansicht eines Ventiltriebs gemäß noch einem anderen Ausführungsbeispiel der Erfindung.

Beispiel 1

Ein Legierungsstahl mit der in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzung (Gew.-%) wurde aufgeschmolzen, und aus der Schmelze wurde ein Pulver mit einer Teilchengröße von 10 bis 44 um durch ein Vakuumzerstäubungsverfahren hergestellt. Das so hergestellte Pulver wurde in Atmosphäre mit verringertem Druck mit einer Dicke von etwa 30 um durch Plasmasprühen auf die Oberfläche eines auf ungefähr 500ºC vorgeheizten Trägermaterials aufgebracht, wobei das Trägermaterial der Stahl SCM 415 war (Stahl aus 0,4% C-1% Cr-0,25 Mo). Die verwendete Atmosphäre war Ar unter verringertem Druck von 6,5 kPa (50 Torr). Das verwendete Plasmagas war eine Mischung aus Ar und H&sub2;, und der verwendete Plasmastrom war 800 A. Die Temperatur des Trägermaterials während des Sprühvorgangs betrug ungefähr 800 bis 900ºC und die Sprühzeitspanne betrug ungefähr 10 Minuten. Anschließend wurde das so behandelte Material für 30 Minuten auf 930ºC erhitzt, gefolgt von einem Abschrecken in Öl, und dann wurde es für 120 Minuten bei 170ºC getempert. Die Bedingungen für dieses Abschrecken und Tempern waren für die Wärmebehandlung des Legierung-Trägermaterials geeignet. Auf diese Weise wurden die in Tabelle 1 aufgelisteten Proben A bis J hergestellt. In Tabelle 1 sind die Proben F bis J Vergleichsbeispiele. Die Ergebnisse einer Auswertung auf Grundlage einer Beobachtung einer Oberfläche jeder Probe sind in der Spalte der Bearbeitbarkeit in Tabelle 1 aufgelistet. In Tabelle 1 verfügen die mit "o" markierten Proben über eine homogene Beschichtung und sie können als Bauteile mit glatter Oberfläche verwendet werden. Die mit "x" markierten Proben weisen eine poröse und spröde Oberfläche auf und sind nicht zur Verwendung als Oberflächenschicht bei einem Bauteil geeignet. Die letzteren Proben wurden, da sie in Verschleißversuchen nicht verwendet werden konnten zusammen mit der Probe SKD1 durch Schmelzen hergestellt und dann den Verschleißversuchen unterzogen. Tabelle 1 andere Bearbeitbarkeit Erfindungsgemäße Probe Vergleichsprobe
Fig. 1 ist eine Mikroskop-Photographie durch die Probe A als typischem Beispiel gemäß der Erfindung. Fig. 2 ist eine Rasterelektronenmikroskop-Photographie (Vergrößerung 4000), die die Metallstruktur einer harten Beschichtung der Probe A im Querschnitt zeigt. Wie es aus diesen Mikroskop-Photographien erkennbar ist, ist trotz der Tatsache, daß der Kohlenstoffgehalt hoch ist, eine extrem feine Struktur erzielt. In diesen Mikroskop-Photographien entspricht die Phase, in der Teilchen fein und gleichmäßig in Form schwarzgrauer Bruchstücke verteilt sind, einem Carbid, das eine intermetallische Verbindung darstellt. Die Teilchen in der Carbidphase haben eine Korngröße von 3 um oder weniger in Breitenrichtung, das Flächenverhältnis der Teilchen beträgt 70% oder mehr und die Teilchen sind in einer Matrix in der Martensitphase (weißgrauer Teil in der Mikroskop-Photographie insgesamt in der Form einer Welle verteilt. Darüber hinaus ist es erkennbar, daß der Abstand zwischen benachbarten Teilchen der Carbidphase in der Richtung rechtwinklig zur Längsrichtung der Welle als in der Längsrichtung derselben ist. Die Härte einer die Beschichtung bildenden harten Schicht beträgt 1200 bis 1300 Hv.
Ferner wurde die Mikrostruktur der Probe SKD1 betrachtet, nachdem diese einer Wärmebehandlung unter denselben Bedingungen unterzogen wurde. Im Vergleich mit den in den Fig. 1 und 2 dargestellten Mikrostrukturen der Probe A gemäß der Erfindung war das Carbid in der Probe SKD1 grob und ungleichmäßig verteilt. Die Härte der Probe SKD1 betrug ungefähr 830 Hv.
Fig. 3 ist ein Diagramm für die Ergebnisse der Verschleißversuche, wie für die vorstehend genannten Proben A bis J ausgeführt. Als zugehöriges Teil, mit dem die Proben A bis J in Gleitkontakt gebracht wurden, wurde ein Walzmaterial aus SKD1 mit einer Härte von 840 Hv verwendet, und die Verschleißversuche wurden im geschmierten Zustand unter Verwendung eines Turbinenöls ausgeführt. Die Last betrug 10 MPa (100 kgf/cm²), und die Anzahl von Wiederholungen betrug 10 MPa. Jede der Proben verfügte über eine Sprühschicht von 10 mm Breite und 50 mm Länge, und das durch Schmelzen hergestellte Material wies trapezförmigen Querschnitt mit vorgegebener Dicke auf. Das zugehörige Material hatte einen Durchmesser von 8 mm, und jede der Proben hatte auf dem zugehörigen Material Gleitkontakt über einen Weg von 40 mm. Aus Fig. 3 ist leicht erkennbar, daß die Proben A bis E gemäß der Erfindung kaum Verschleiß zeigen und sich hinsichtlich der Verschleißbeständigkeit auszeichnen. Der Abriebverlust bei jeder der Proben gemäß der Erfindung betrug ungefähr 0,006 mg/cm² oder weniger.

Beispiel 2

Proben beim Beispiel 2 wurden auf die folgende Weise hergestellt. Ein Legierungsstahl (ein hartes Material) mit der in Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzung (Gew.-%) wurde aufgeschmolzen und aus der Schmelze wurde durch ein Vakuumzerstäubungsverfahren ein Pulver mit einer Korngröße von 10 bis 44 um hergestellt. Auf dieselbe Weise wie beim Beispiel 1 wurde das so hergestellte Pulver in einer Atmosphäre unter verringertem Druck mit einer Dicke von ungefähr 30 um auf die Oberfläche eines Trägermaterials durch Plasmasprühen aufgebracht, das ein Kohlenstoffstahl S45C war, wie durch den japanischen Industriestandard festgelegt. Anschließend wurde das so behandelte Material in einer Plasmaatmosphäre carburiert. Die Carburierbedingungen waren 1000ºC und 20 Minuten, und CH&sub4; wurde als Carburiergas verwendet. Tabelle 2 Hf oder Zr Bearbeitbarkeit
Die Proben O, H, I und J sind Vergleichsbeispiele.
Die Ergebnisse der Auswertung auf Grundlage der Beobachtung der Oberfläche jeder Probe sind in der Spalte zur Bearbeitbarkeit in Tabelle 2 aufgelistet. In Tabelle 2 verfügen die mit "o" markierten Proben über eine homogene Beschichtung, und sie sind als Bauteil mit glatter Oberfläche anwendbar. In Tabelle 2 weisen die mit "x" markierten Proben O, Q, H, I und J poröse und spröde Oberfläche auf und sind nicht zur Verwendung als Oberflächenschicht bei einem Bauteil geeignet. Daher wurden, wie beim Beispiel 1, Materialien dieser Proben durch Schmelzen hergestellt. Als typisches Beispiel wurde die Metallstruktur der Probe K im Schnitt durch ein Mikroskop betrachtet. Es ergab sich, daß die Struktur des sich ergebenden Carbids extrem fein war, trotz der Tatsache, daß der Gehalt an Kohlenstoff hoch war. Die Teilchengröße des Carbids war feiner als die des Pulvers wie gesprüht, und die Härte der Oberfläche der Beschichtung betrug 1200 bis 1300 Hv, während die Härte des Teils der Beschichtung nahe der Grenze zum Trägermaterial 850 Hv betrug. Carburieren wurde über die gesamte gesprühte Schicht und das Trägermaterial ausgeführt. Infolgedessen verfestigte sich auch das Trägermaterial. Beispielsweise wurde ein kohlenstoffreicher, chromreicher Stahl SKD1 (2% C-13% Cr), der durch ein herkömmliches Schmelzverfahren hergestellt wurde, als Vergleichsmaterial verwendet und carbonitriert. Die Struktur dieses Materials wurde auf entsprechende Weise durch ein Mikroskop betrachtet. Im Ergebnis war die Struktur der Carbonitride grob und ungleichmäßig im Vergleich mit der Struktur des erfindungsgemäßen Materials. Ferner betrug die Härte von SKD1 ungefähr 830 Hv, und es wurde keine wesentliche Wirkung bei der Carbonitrierung erzielt.
Fig. 4 ist ein Diagramm für die Ergebnisse von Verschleißversuchen. Das zugehörige Material, mit dem jede Probe in Gleitkontakt gebracht wurde, war dasselbe gewalzte Material mit einer Härte von 840 Hv wie beim Beispiel 1, und jede der Proben wurde Verschleißversuchen unter Schmierbedingungen unter Verwendung von Turbinenöl unterzogen. Alle Versuchsbedingungen waren dieselben wie beim Beispiel 1. Wie es deutlich in Fig. 4 dargestellt ist, ist der Abriebverlust bei jeder der Vergleichsproben groß, wohingegen der Abriebverlust bei jeder der Proben des erfindungsgemäßen Materials ungefähr 0,03 mg oder weniger beträgt und kein wesentlicher Verschleiß auftritt. Daher ist es ersichtlich, daß die Proben des erfindungsgemäßen Materials beim Beispiel 2 einen Abriebverlust mit einem Ausmaß ähnlich dem beim Beispiel 1 zeigen und daß sie ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit aufweisen. Da die erfindungsgemäßen Materialien beim Beispiel 2 ein feines Carbid enthalten, zeigen sie insgesamt homogenen Abriebverlust, und es wurde kein übermäßiger örtlicher Verschleiß beobachtet.
Auch wurde die Oberflächenschicht nach dem Plasmasprühvorgang einer plastischen Verformung unterzogen und derselben Behandlung wie vorstehend beschrieben unterzogen. Im Ergebnis änderte sich die Verschleißbeständigkeit der Oberflächenschicht nicht. Jedoch stellte sich bei der Betrachtung der Mikrostruktur heraus, daß Poren, wie sie vorhanden waren, wenn keine plastische Verformung ausgeführt wurde, im wesentlichen verschwunden waren, so daß die plastische Verformung beim Verbessern der Zähigkeit sehr wirkungsvoll-ist.
Nachfolgend wurden dieselben Proben einer nitrierenden Heizbehandlung bei 550ºC für 5 Stunden unterzogen. Die Härte jeder der so behandelten Proben betrug 1300 bis 1500 Hv und war höher als die Härte einer carbonitrierten Probe. Die Abriebverluste bei diesen Proben waren dieselben, wie sie in Fig. 4 dargestellt sind und die sich ergebende Verschleißbeständigkeit war bemerkenswert hoch.

Beispiel 3

Fig. 5 zeigt im Schnitt einen wesentlichen Teil eines Ventilstößels für ein Ventil zur Verwendung in einem Verbrennungsmotor. Ein zylindrischer Ventilstößel 1 für ein Ventil ist in eine Ventilstößel-Führungsbohrung 3 eingesetzt, die in einem Teil eines Zylinderkopfs 2 ausgebildet ist. Ein Ventilschaft 4 wird durch eine Ventilführung 5 in der Mitte der Führungsbohrung 3 gesichert und erstreckt sich durch den Zylinderkopf 2. Eine Ventilschraubenfeder 7 ist zwischen dem Boden der Führungsbohrung 3 und einem Befestigungsteil angeordnet, das über einen Längskeil 5 an einem Ende des Ventilschafts 4 befestigt ist. Die Feder 7 belastet den Ventilschaft 4 normalerweise so, daß er sich in der Richtung einer Nockenwelle 9 bewegt, um das Ventil 8 in geschlossenem Zustand zu halten. Ein an der Nockenwelle 9 befestigter Nocken 10 wird in Kontakt mit der Mitte des Kopfs 11 des Ventilstößels 1 gedrückt. Eine Diffusionsschicht mit einer Dicke von 0,1 mm oder mehr ist auf der Oberseite des Kopfs 11 ausgebildet.
Durch Kaltschmieden unter Verwendung des als SCM 415 bezeichneten Materials wurde ein Grundkörper für einen Ventilstößel mit der in Fig. 5 dargestellten Form hergestellt.
Nachdem die Oberflächen des Grundkörpers einem Schleifstrahlvorgang ausgesetzt wurden, wurde eine harte Beschichtung auf jeder der Oberflächen durch Plasmasprühen ausgebildet, und die Standfestigkeiten der Flächen wurden verglichen. Einer der Plasmasprühprozesse war das Aufsprühen in Atmosphäre, während der andere ein Aufsprühen in einer Atmosphäre mit verringertem Druck war. Der letztere Sprühvorgang wurde dadurch ausgeführt, daß eine spezielle Sprühkammer hergestellt wurde, der Innendruck in der Kammer auf 0,1 Torr oder weniger durch Abpumpen verringert wurde, Argongas in die Kammer geleitet wurde und der Innendruck auf 6,5 kPa (50 Torr) gehalten wurde. Plasma zum Aufsprühen wurde durch die Gase Argon und Sauerstoff gebildet. Der Strom betrug ungefähr 600 A. Die aufzusprühenden Pulver wiesen eine Teilchengröße von 10 bis 44 um auf, und ihre Zusammensetzungen waren die folgenden: (1) Stahl mit 5% Kohlenstoff - 25% Chrom - 5% Vanadium; (2) Stahl mit 4,2% Kohlenstoff - 20% Chrom - 3% Vanadium - 2% Wolfram; (3) Stahl mit 5% Kohlenstoff - 20% Chrom - 2% Vanadium - 1% Niob; (4) Stahl mit 3,5% Kohlenstoff - 30% Chrom - 3% Vanadium - 0,5% Molybdän - 0,5 Niob und (5) Stahl mit 3% Kohlenstoff - 22% Chrom - 3% Vanadium. Jedes dieser Pulver wurde durch ein Vakuumzerstäubungsverfahren hergestellt, und es wurde mit einer Dicke von 0,5 mm auf den Kopf des Ventilstößels, wie er in Fig. 5 dargestellt ist, durch Plasmasprühen aufgebracht. Einige der Ventilstößel wurden in ihrem Zustand wie gesprüht hinsichtlich ihrer Standfestigkeit verglichen. Anschließend wurden die Ventilstößel mit Besprühung der folgenden Wärmebehandlung unterzogen: (1) Hochtemperaturcarburierung bei 1000ºC für 15 Minuten, gefolgt von Abschrecken, ähnlich wie beim Beispiel 2 oder (2) Wärmebehandlung in Vakuum bei 1000ºC für 15 Minuten. Der Sauerstoffgehalt in der sich ergebenden Beschichtung änderte sich abhängig vom Sprühverfahren und der Wärmebehandlung. Genauer gesagt, betrug bei jeder der Beschichtungen durch herkömmliches Aufsprühen an Atmosphäre der Sauerstoffgehalt 5000 ppm oder mehr, und obwohl die Tendenz bestand, daß der Sauerstoffgehalt durch eine anschließende Wärmebehandlung etwas verringert wird, wurde keine beachtliche Verringerung beobachtet. Nachfolgend ist festzustellen, daß bei jeder der Beschichtungen, die durch Aufsprühen in Atmosphäre mit verringertem Druck erhalten wurde, der Sauerstoffgehalt im Zustand wie gesprüht 1000 bis 4000 ppm betrug, daß sich dieser jedoch auf 1000 ppm oder weniger verringerte, nachdem sie der Carburierung gefolgt vom Abschrecken unterzogen worden waren, und auf 1500 ppm oder weniger verringert, nachdem sie der Wärmebehandlung in Vakuum unterzogen wurden. Die Härte der Oberfläche in jeder der durch Sprühen an Atmosphäre erhaltenen Beschichtungen betrug 400 bis 750 Hv im Zustand wie gesprüht, und demgemäß war die Streuung groß. Diese Streuung wurde durch die Wärmebehandlung nicht homogenisiert. Nachfolgend ist festzustellen, daß die Härte der Oberfläche bei jeder der Beschichtungen, wie sie durch Sprühen in Atmosphäre von verringertem Druck erhalten wurden, 500 bis 950 Hv im Zustand wie gesprüht betrug und daß demgemäß die Streuung groß war. Wenn sie jedoch anschließend der Carburierung gefolgt durch das Abschrecken unterzogen wurden, wurde die Härte 800 bis 1000 Hv, und demgemäß war die Streuung bei der Härte klein.
Fig. 6 zeigt die Mikrostruktur an der Grenze zwischen der Beschichtung und dem Trägermaterial. Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Verteilung der Härte im Material mit gesprühter Beschichtung zeigt, die Carburieren unterzogen wurde, gefolgt von Abschrecken gemäß dem vorstehenden Punkt (1). In der durch Sprühen an Atmosphäre erhaltenen Beschichtung war eine größere Anzahl von Oxidporen als im Vergleich mit der Beschichtung vorhanden, die durch Sprühen in einer Atmosphäre mit verringertem Druck erhalten wurde. Die Oxidporen änderten sich durch anschließende Wärmebehandlung kaum und bildeten einen Grund für Sprödigkeit. Die Standfestigkeiten der jeweiligen Erzeugnisse mit aufgesprühter Beschichtung wurden miteinander verglichen, und es stellte sich heraus, daß diejenige, die nach dem Sprühen in einer Atmosphäre mit verringertem Druck carburiert wurde, maximale Standfestigkeit aufwies. Das Erzeugnis mit der durch Sprühen an Atmosphäre erhaltenen Beschichtung zeigte bei Verschleißversuchen im Zustand wie gesprüht einen Kraterbildungseffekt, und im Zustand nach einer Wärmebehandlung für kurze Zeitdauer war die Standfestigkeit ungefähr 1/3 der vorstehend genannten maximalen Standfestigkeit. Die Standfestigkeit des Erzeugnisses mit der durch Sprühen in einer Atmosphäre mit verringertem Druck erhaltenen Beschichtung war im Zustand wie gesprüht ungefähr 1/2 bis 4/5 derjenigen des Erzeugnisses, das nach dem Sprühen carburiert wurde. Bei einigen der Erzeugnisse löste sich die Beschichtung bei einer Langzeitwiederholung der Verschleißversuche vom Trägermaterial ab. Die Standfestigkeit des Erzeugnisses mit der Beschichtung, die durch Sprühen in Atmosphäre mit verringertem Druck und durch Ausführen einer Wärmebehandlung in Vakuum erhalten wurde, betrug 3/4 bis 1,0 derjenigen des Erzeugnisses mit der Beschichtung, die dadurch erhalten wurde, daß ein Aufsprühen in der Atmosphäre mit verringertem Druck erfolgte und die der Carburierung unterzogen wurde. Das erstere Erzeugnis zeigte Abnutzung an seiner Oberfläche, jedoch wurde keine Ablösung der Beschichtung beobachtet. Wenn ein Schnitt dieses Erzeugnisses unter einem Mikroskop betrachtet wurde, zeigte sich, daß eine Diffusionsschicht zwischen dem Trägermaterial und der Beschichtung ausgebildet war. Im Fall des Erzeugnisses mit der Beschichtung, die durch Sprühen an Atmosphäre erhalten worden war, konnte eine solche Diffusionsschicht nicht klar beobachtet werden, wenn anschließende Wärmebehandlung erfolgt war.
Obwohl die harte Beschichtung 11a durch Aufsprühen auf den Kopf 11 des Ventilstößels 1 hergestellt wird, kann die harte Beschichtung 11a zusätzlich auf einem Gleitabschnitt 10a des Nockens 10 ausgebildet werden, der dem höchsten Druck unterliegt, wie in Fig. 5 dargestellt, oder auf dem gesamten Umfang des Nockens 10. Selbstverständlich kann eine solche harte Beschichtung nach Bedarf auf beiden Gleitflächen oder einer derselben ausgebildet werden.
Fig. 8 zeigt ein anderes Ausführungsbeispiel. Wie dargestellt, ist eine harte Beschichtung 20a auf einer Oberfläche 20b eines Kipphebels 20 ausgebildet, der in Kontakt mit einem Ende des Ventilschafts 4 steht, wie auch auf einer Rückseite 20c, die in Kontakt mit dem Umfang des Nockens 10 steht. Die harten Beschichtungen 20a und die harte Beschichtung 10a auf dem Gleitabschnitt 10a des Nockens 10 wirken dahingehend zusammen, daß sie die Verschleißbeständigkeit der Gleitabschnitte des Ventilmechanismus verbessern.
Fig. 9 zeigt noch ein anderes Ausführungsbeispiel, bei dem ein Ende des Ventilschafts 4 an einem Ende eines Kipphebels 21 befestigt ist und eine harte Beschichtung 21a auf einem Gleitabschnitt 21b des Kipphebels 21 ausgebildet ist, während die harte Beschichtung 11a auf dem Gleitabschnitt 10a des Nockens 10 ausgebildet ist. Diese Beschichtungen können nach Bedarf auf beiden Oberflächen, die in Gleitkontakt miteinander gebracht werden, oder auf einer ausgebildet werden.

Claims

1. Verschleißbeständiges Metallteil mit einer Oberfläche mit einer gesprühten Schicht, die gewichtsbezogen hauptsächlich aus folgendem besteht:

- 2 bis 10% C,

- 18 bis 60% Cr,

- 0,3 bis 20% V,

- wahlweise 25% oder weniger Mo,

- wahlweise 25% oder weniger W,

- wahlweise 15% oder weniger Nb,

- wahlweise 10% oder weniger Ti,

- wahlweise 10% oder weniger Zr,

- wahlweise 10% oder weniger Hf,

- wahlweise 15% oder weniger Ta,

- wahlweise 2% oder weniger Si,

- wahlweise 2% oder weniger Mn,

- wahlweise Bor, das durch Diffusion in die Oberfläche der Schicht eingebaut ist,

- Eisen als Rest mit einer Menge von 20% oder mehr,

- wobei die gesprühte Schicht eine Sauerstoffkonzentration unter 1500 ppm und eine Carbidteilchen, Nitridteilchen oder Carbonitridteilchen enthaltende Matrix in der Martensitphase aufweist, wobei die Teilchen eine Größe von 3 um oder weniger und ein Flächenverhältnis im Bereich von 25 bis 90% aufweisen.

2. Verschleißbeständiges Metallteil nach Anspruch 1, bei dem die Teilchen hauptsächlich in einem solchen Zustand ausgebildet sind, daß zahlreiche Teilchen aneinander haften.

3. Verschleißbeständiges Metallteil nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, bei dem die aufgesprühte Schicht nach einem Abschreckhärten einem Tempern unterzogen wurde.

4. Verschleißbeständiges Metallteil nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem die Schicht einen Oberflächenbereich aufweist, der carburiert, nitriert, carbonitriert oder einer Diffusion von Bor zum Bilden von Borid unterzogen ist.

5. Verschleißbeständiges Metallteil nach einem der vorstehenden Ansprüche, bei dem die Schicht gewichtsbezogen hauptsächlich aus folgendem besteht:

- 2,5 bis 5% C,

- 25 bis 35% Cr,

- 3 bis 11% V,

- wahlweise 25% oder weniger Mo,

- wahlweise 25% oder weniger W,

- wahlweise 15% oder weniger Nb,

- wahlweise 10% oder weniger Ti,

- wahlweise 10% oder weniger Zr,

- wahlweise 10% oder weniger Hf,

- wobei der Rest im wesentlichen Fe ist.

6. Verfahren zum Herstellen eines verschleißbeständigen Metallteils, mit den folgenden Schritten:

- Aufsprühen einer Legierung auf eine Oberfläche eines Metallteils unter verringertem Druck in nichtoxidierender Atmosphäre durch einen Plasmaaufsprühvorgang zum Ausbilden einer aufgesprühten Schicht auf der Fläche, und anschließend

- entweder (i) Unterziehen der aufgesprühten Schicht einer Härtungsbehandlung, die aus einem Erhitzen auf eine vorgegebene Temperatur gefolgt von einem Abschrecken und, wahlweise, darin besteht, daß die aufgesprühte Schicht einer Temperbehandlung unterzogen wird, oder (ii) Unterziehen der aufgesprühten Schicht einer Wärmebehandlung im Vakuum zum Verringern des Sauerstoffgehalts derselben;

- wobei die Komponenten der Legierung so ausgewählt sind, daß sich nach der Behandlung eine Schicht mit einer gewichtsbezogenen Zusammensetzung im wesentlichen aus dem folgenden ergibt:

- 2 bis 10% C,

- 18 bis 60% Cr,

- 0,3 bis 20% V,

- unter 1500 ppm Sauerstoff,

- wahlweise 25% oder weniger Mo,

- wahlweise 25% oder weniger W,

- wahlweise 15% oder weniger Nb,

- wahlweise 10% oder weniger Ti,

- wahlweise 10% oder weniger Zr,

- wahlweise 10% oder weniger Hf,

- wahlweise 15% oder weniger Ta,

- wahlweise 2% oder weniger Si,

- wahlweise 2% oder weniger Mn,

- Eisen als Rest mit einer Menge von 20% oder mehr.

7. Verfahren nach Anspruch 6 mit einem Carburieren, Nitrieren, Carbonitrieren oder Borieren der aufgesprühten Schicht nach dem Aufsprühen der Legierung.

8. Verfahren nach Anspruch 6, bei dem die Härtungs- und Abschreckbehandlung vorgenommen wird und folgendes aufweist:

- Unterziehen der aufgesprühten Schicht einer carburierenden, nitrierenden oder carbonitrierenden Behandlung;

- Abschreckhärten der aufgesprühten Schicht ausgehend von einer vorgegebenen Temperatur; und dann

- Tempern der aufgesprühten Schicht durch Aufheizen derselben auf eine vorgegebene Temperatur.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, bei dem die aufgesprühte Schicht vor dem Härten einer plastischen Heißverformung unterzogen wird.

10. Verschleißbeständiger Gleitmechanismus mit Metallteilen, die in Gleitkontakt miteinander gehalten werden, wobei mindestens eines der Metallteile ein solches ist, wie in einem der Ansprüche 1 bis 5 beansprucht oder wie es durch ein Verfahren gemäß einem der Ansprüche 6 bis 9 hergestellt wurde.

11. Ventiltrieb zur Verwendung in einem Verbrennungsmotor, der so ausgebildet ist, daß er eine von der Umdrehung eines Nockens erzeugte Schubkraft dazu verwendet, einen Ventilschaft hin und her zu bewegen, wobei der Ventiltrieb Metallteile aufweist, die in Gleitkontakt miteinander gehalten werden, wobei mindestens eines der Metallteile ein solches ist, das eine aufgesprühte Schicht aufweist, wie in einem der Ansprüche 1 bis 5 beansprucht oder wie durch ein Verfahren gemäß einem der Ansprüche 6 bis 9 hergestellt.

12. Ventiltrieb nach Anspruch 11, bei dem die aufgesprühte Schicht eine harte Beschichtung mit einer Dicke von 0,1 bis 0,75 mm ist.

13. Ventiltrieb nach Anspruch 11 oder Anspruch 12, bei dem der Sauerstoffgehalt in der gesprühten Schicht 1500 ppm oder weniger beträgt.

14. Ventiltrieb nach Anspruch 11, Anspruch 12 oder Anspruch 13, bei dem das Metallteil mit der aufgesprühten Schicht ein Ventilstößel ist, wobei der Kohlenstoffgehalt im Ventilstößel 0,1 bis 0,4% beträgt.

15. Ventiltrieb nach einem der Ansprüche 11 bis 13, bei dem das Metallteil mit der aufgesprühten Schicht ein Nockenrad kontaktiert und die Kohlenstoffkonzentration in der Oberfläche der aufgesprühten Schicht, die in Gleitkontakt mit dem Nockenrad kommt, höher ist als im Teil der gesprühten Schicht, die an das Trägermaterial des Metallteils angrenzt.

16. Ventiltrieb nach einem der Ansprüche 11 bis 15, bei dem die aufgesprühte Schicht auf einem Ventilstößel vorliegt und die aufgesprühte Schacht und der Körper des Ventilstößels über eine Diffusionsschicht miteinander verbunden sind.