DE3730082A1 - Verfahren zur herstellung eisenhaltiger sinterlegierungen mit erhoehter abriebfestigkeit - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eisenhaltiger Sinterlegierungen mit erhöhter Abriebfestigkeit, z. B. zur Verwendung in Teilen für den Ventilbetätigungsmechanismus von Motoren.

Es wurde vorgeschlagen, bewegliche Motorteile, an deren Abriebfestigkeit besonders hohe Anforderungen gestellt werden, wie z. B. Kipphebel, aus einer eisenhaltigen Sinterlegierung herzustellen, die durch Sintern eines durch Druckformen von eisenhaltigen Legierungspulvern gebildeten Rohpreßlings erzeugt wird. Eine derartige eisenhaltige Sinterlegierung zur Herstellung von beweglichen Motorteilen ist beispielsweise in der japanischen Patentanmeldung mit der Publikationsnummer 59/83 704 offenbart. Man erhält diese bekannte eisenhaltige Sinterlegierung durch Sintern eines Rohpreßlings aus eutektischem eisenhaltigem Legierungspulver, das Kohlenstoff, Bor, Molybdän, Phosphor und weitere ähnliche Elemente enthält und in seiner Gefügestruktur Bor- Karbid, Molybdän-Karbid, Phosphor-Karbid und andere einfache Karbide in Verbindung mit zusammengesetzten Karbiden aufweist, so daß sie erhöhte Abriebfestigkeit besitzt.

Das Kohlenstoff und Phosphor enthaltende eutektische eisenhaltige Legierungspulver, das als Rohmaterial für die eisenhaltige Sinterlegierung dient, wird im allgemeinen in Verfahren gewonnen, bei denen verschiedene Metalle, einschließlich Eisen, geschmolzen und in einem nach Maßgabe der angestrebten Eigenschaften der eisenhaltigen Sinterlegierung vorbestimmten Gewichtsverhältnis miteinander gemischt werden, dann die geschmolzenen Metalle zur Bildung eines Legierungsblocks verfestigt werden, und der Legierungsblock, z. B. mit Hilfe eines geeigneten Mahlwerks, zu Pulver zermahlen wird. Es ist bei diesen Verfahren zur Herstellung des eutektischen eisenhaltigen Legierungspulvers üblich, daß der so gewonnene Legierungsblock Bereiche aufweist, die bezüglich der inneren Struktur der verfestigten Metalle inhomogen sind. Mit anderen Worten: Der Legierungsblock besitzt Absonderungen, die durch die Lösungskonzentrations-Differenz zwischen einem Teil mit fester Phase und einem Teil mit flüssiger Phase zu Beginn des Schmelzens der Metalle entstehen und zwischen denen sich eine Grenze ausbildet.

Beim Sintern des Rohpreßlings, der durch das Preßformen des eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers hergestellt wird, das in der oben beschriebenen Weise durch Mahlen des die Absonderungen aufweisenden Legierungsblocks gewonnen wurde, werden die niedrigschmelzenden Bestandteile des eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers, das den Rohpreßling bildet und dessen innere Strukturen die Absonderungen aufweisen, flüssig, bevor andere Bestandteile in den flüssigen Phasenzustand gelangen, und die Kristallkorngrenze der Legierung wird mit auf diese Weise entstandenen flüssigen Phasenkomponenten ausgefüllt. Infolgedessen ziehen die Kristallkörner der Legierung durch die Oberflächenspannung der flüssigen Phasenkomponenten einander an und werden dadurch miteinander verbunden, wobei die Entstehung von Luftblasen und anderen unerwünschten Zwischenräumen verhindert wird. Auf diese Weise erhält man die eisenhaltige Sinterlegierung mit verbesserter Abriebfestigkeit.

Die Herstellkosten sind jedoch vergleichsweise hoch, wenn man das eisenhaltige eutektische Legierungspulver, das als Rohmaterial für die eisenhaltige Sinterlegierung dient, nach der beschriebenen Methode herstellt, die das Schmelzen der miteinander gemischten Metalle, einschließlich Eisen, das Verfestigen der geschmolzenen Metalle zur Gewinnung des Legierungsblocks und das Zermahlen des Legierungsblocks zu Pulver vorsieht.

Zwischenzeitlich wurde ferner eine Zerstäubungsmethode vorgeschlagen, durch die man ein eutektisches eisenhaltiges Legierungspulver, das Kohlenstoff und Phosphor enthält, direkt aus verschiedenen geschmolzenen Metallen, einschließlich Eisen, gewinnt, Es handelt sich hier um ein Verfahren zur Herstellung eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers, durch das sich die Herstellkosten wirksam verringern lassen.

Bei dieser Zerstäubungsmethode wird die aus den verschiedenen Metallen, einschließlich Eisen, bestehende Schmelze von einer Düse ausgegeben und dann durch ein komprimiertes Gas oder einen darauf gerichteten Wasserstrahl verspritzt, so daß sie abgeschreckt wird und sich verfestigt. Dadurch werden die Herstellkosten des als Rohmaterial für die eisenhaltige Sinterlegierung verwendeten eutektischen eisenhaltigen Legierungspulvers reduziert.

Bei der Anwendung der Zerstäubungsmethode zur Herstellung des Kohlenstoff und Phosphor enthaltenden eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers direkt aus der Schmelze verschiedener Metalle, einschließlich Eisen, besitzt das als Ergebnis des Verspritzens und Abschreckens der Metallschmelze gewonnene eisenhaltige eutektische Legierungspulver nur geringe Absonderungen und befindet sich in einem stabilen Zustand mit homogener innerer Struktur. Beim Sintern des durch Preßformen aus dem mit dem Zerstäubungsverfahren gewonnenen eisenhaltigen eutektischen Legierungspulver hergestellten Rohpreßlings erhält man nicht genügend flüssige Phasenkomponenten, die sich als Folge des Schmelzens der niedrigschmelzenden Bestandteile des den Rohpreßling bildenden eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers ergeben. Deshalb weist die eisenhaltige Sinterlegierung, die man durch Sintern des aus dem in der erwähnten Weise erzeugten eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers gebildeten Rohpreßlings gewinnt, zahlreiche unerwünschte Poren auf, so daß die Härte vergleichsweise gering ist.

Zur Verbesserung von Sinterlegierungen, die aus eisenhaltigem eutektischem Legierungspulver hergestellt sind, das nach der beschriebenen Zerstäubungsmethode gewonnen wurde, wurde in Betracht gezogen, den durch das Preßformen des eisenhaltigen eutektischen Legierungspulvers erzeugten Rohpreßling bei höherer Temperatur zu sintern und damit den Anteil der in dem Rohpreßling entstehenden flüssigen Phasenkomponenten zu vergrößern. In diesem Fall tritt jedoch das andere Problem auf, daß die verschiedenen Arten von Phospiden, die jeweils im allgemeinen hart aber brüchig sind, um die Karbide herum kristallisieren, die in einer Matrixstruktur der eisenhaltigen Sinterlegierung auftreten. Wenn dann die eisenhaltige Sinterlegierung, in denen die Phosphide kristallisiert sind, zur Herstellung eines beweglichen Motorteils verwendet werden, das eine Gleitreibungsfläche besitzt, tritt bei dem anderen Teil des Motors, das mit dieser Gleitreibungsfläche des beweglichen Teils in Kontakt steht, unerwünscht großer Abrieb in den Bereichen auf, die mit der Gleitreibungsfläche des beweglichen Teils in Kontakt kommen.

Es ist dementsprechend Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Erzeugung einer eisenhaltigen Sinterlegierung anzugeben, das die dem Stand der Technik anhaftenden Nachteile und Probleme beseitigt. Es ist ferner Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Erzeugung eisenhaltiger Sinterlegierungen anzugeben, die erhöhte Abriebfestigkeit besitzen und aus der sich ein bewegliches Motorteil herstellen läßt, das eine Gleitreibungsfläche aufweist, die bei einem anderen Motorteil, das mit ihr in Kontakt steht, keinen unerwünscht großen Abrieb verursacht; die Sinterlegierung soll durch Sintern eines Rohpreßling herstellbar sein, der aus einem Kohlenstoff und Phosphor enthaltenden eisenhaltigen eutektischen Legierungspulver gewonnen wird, das durch Verspritzen und Abschrecken geschmolzener Metalle, einschließlich Eisen, mit Hilfe des beschriebenen Zerstäubungsverfahrens oder eines ähnlichen Verfahrens erhalten wird.

Es ist weiter Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren anzugeben, bei dem das Sintern in der Weise erfolgt, daß während des Sinterns des Rohpreßlings in geeigneten Maß flüssige Phasenkomponenten in dem Rohpreßling auftreten und die Kristallisation in der eisenhaltigen Sinterlegierung gehemmt wird.

Die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe wird durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruches 1 gelöst.

Das eutektische Fe-P-C-Legierungspulver enthält vorzugsweise Chrom im Bereich von 2,5 bis 5,0 Gew.-% als ein weiteres Element als Eisen, Phosphor und Kohlenstoff, zusätzlich zu einem der Elemente Molybdän im Bereich von 8,0 bis 11,0 Gew.-% und Bor im Bereich von 0,5 bis 3,5 Gew.-%, das als eine der eutektischen Komponenten zusammen mit mit dem Eisen, Phosphor und Kohlenstoff wirksam ist.

Bei dem Verfahren gemäß der Erfindung wird die Legierungspulvermischung durch Mischen des Graphits und des eisenhaltigen Legierungspulvers mit dem eutektischen Fe-P-C-Legierungspulver zubereitet, das durch Abschrecken der zu verfestigenden geschmolzenen Metallmischung gewonnen wird. Das eutektische Fe-P-C-Legierungspulver wird in der Weise zubereitet, daß es zwischen 2,0 und 3,0 Gew.-% Phosphor, nicht mehr als 4,0 Gew.-% Kohlenstoff und eines der Elemente Molybdän in einer Menge von 8,0 bis 11,0 Gew.-% und Bor in einer Menge von 0,5 bis 3,0 Gew.-% enthält. Das Graphit wird in einer Menge hinzugefügt, so daß die Gesamtmenge von Graphit und Kohlenstoff in dem eutektischen Fe-P-C-Legierungspulver einen zwischen 5 und 8 Gew.-% liegenden Teil der Gesamtmenge an Graphit und eutektischem Fe-P-C-Legierungspulver bildet, und das eisenhaltige Legierungspulver wird so zubereitet, daß es zwischen 11 und 14 Gew.-% Chrom enthält und einen zwischen 30 und 70 Gew.-% liegenden Teil der gesamten Legierungspulvermischung bildet. Sodann wird der durch Formpressen des gemischten Legierungspulvers hergestellte Rohpreßling gesintert. Bei dem Sinterprozeß entstehen in dem Rohpreßling geeignete flüssige Phasenkomponenten mit Einwirkung sowohl des Graphits als auch des zwischen 11 und 14 Gew.-% Chrom enthaltenden Eisenlegierungspulvers, die mit dem eutektischen Fe-P-C-Legierungspulver gemischt sind. Deshalb besitzt die durch das Sintern gewonnene eisenhaltige Sinterlegierung in gewünschter Weise Verbundkarbide in ihrer Matrixstruktur. Die durch das Verfahren gemäß der Erfindung gewonnene eisenhaltige Sinterlegierung besitzt hervorragende Abriebfestigkeit. Die durch das erfindungsgemäße Verfahren gewonnene eisenhaltige Sinterlegierung ist aus dem eutektischen Fe-P-C-Legierungspulver hergestellt, das gewonnen wurde, indem man die geschmolzene Metallmischung durch Abschrecken verfestigen ließ. Das bedeutet, daß das durch die Zerstäubungsmethode oder ein ähnliches Verfahren mit relativ geringem Kostenaufwand gewonnene eutektische Fe-P-C-Legierungspulver als Rohmaterial der eisenhaltigen Sinterlegierung bei dem Verfahren gemäß der Erfindung verwendet werden kann, und deshalb die Herstellkosten der durch das Verfahren gemäß der Erfindung erzeugten eisenhaltigen Sinterlegierung wirksam verringert wird.

Falls aus der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellten eisenhaltigen Sinterlegierung ein bewegliches Motorteil mit einer Gleitreibungsfläche, z. B. ein Kipphebel, hergestellt wird, wird verhindert, daß ein anderes Motorteil, das mit diesem beweglichen Teil in Kontakt steht, unerwünscht hohen Abrieb in dem Bereich erfährt, der mit der Gleitreibungsfläche des beweglichen Teiles in Berührung kommt.

Im folgenden sei die Erfindung anhand der Zeichnungen näher erläutert:

Fig. 1 und 2 zeigen Mikophotographien der inneren Struktur jeweils eines Beispiels einer eisenhaltigen Sinterlegierung, die gemäß einem Ausführungsbeispiel des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eisenhaltiger Sinterlegierungen erzeugt wurden,
Fig. 3 und 4 zeigen Mikrophotographien der Innenstruktur von eisenhaltigen Sinterlegierungen, die durch ein von dem Verfahren gemäß der Erfindung abweichendes Verfahren erzeugt wurden,
Fig. 5 zeigt eine schematische Ansicht eines Teils eines Ventilbetätigungsmechanismus eines Motors, der für einen Vergleichstest verwendet wurde, um eisenhaltige Sinterlegierungen, die durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellt wurden, mit anderen eisenhaltigen Sinterlegierungen zu vergleichen, die durch ein von dem erfindungsgemäßen Verfahren abweichendes Verfahren hergestellt wurden,
Fig. 6 und 7 zeigen graphische Darstellungen, die jeweils ein Ergebnis des Vergleichstests zeigen, bei dem die Leistungsfähigkeit der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten eisenhaltigen Sinterlegierungen mit gemäß anderen Verfahren erzeugten Sinterlegierungen verglichen wurden.

Es ist nunmehr eine Reihe von Prozessen zur Gewinnung verschiedener eisenhaltiger Sinterlegierungen nach einem Ausführungsbeispiel des Verfahrens gemäß der Erfindung im einzelnen beschrieben:

Bei diesem Beispiel des erfindungsgemäßen Verfahrens wird eutektisches Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver zur Verwendung als eutektisches Fe-P-C-Legierungspulver ausgewählt. Zunächst wird eutektisches Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver zubereitet, das man durch Abschrecken einer nach der Zerstäubungsmethode verspritzten geschmolzenen Metallmischung erhält, und mit einer Korngröße von nicht mehr als 150 Gittern verfestigt, und das nicht mehr als 4,0 Gew.-% Kohlenstoff (C), zwischen 2,5 und 5,0 Gew.-% Chrom (Cr), zwischen 8,0 und 11,0 Gew.-% Molybdän (Mo), zwischen 2,0 und 3,0 Gew.-% Phosphor (P) und Rest Eisen enthält. Als Beispiel werden vier Proben eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Aluminiumpulver X₁, X₂, X₃ und X₄ mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen bereitgestellt.

Tabelle 1

Sodann wird dem in der oben angegebenen Weise zubereiteten eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver Graphitpulver mit einer Korngröße von 10 µ oder weniger hinzugefügt, um eutektisches Legierungspulver mit Graphitgehalt zu erhalten. Das dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver zugefügte Graphit wird so gewählt, daß die Gesamtmenge an Graphit und Kohlenstoff in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver im Bereich von 5 bis 8 Gew.-% der Gesamtmenge an Graphit und eutektischem Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver liegt.

Die unten angegebene Tabelle 2 zeigt vier Proben eutektischen Legierungspulvers mit Graphitgehalt Y₁, Y₂, Y₃ und Y₄, die durch Zugabe von 1,38 Gew.-% Graphit zu der Probe X₁, 7,3 Gew.-% Graphit zu der Probe X₂, 4,9 Gew.-% Graphit zu der Probe X₃ bzw. 2,2 Gew.-% Graphit zu der Probe X₄ erhalten wurden.

Tabelle 2

Sodann wird dem eutektischen Legierungspulver mit Graphitgehalt Fe-Cr-Legierungspulver hinzugefügt, das aus 12 Gew.-% Chrom und Rest Eisen besteht und eine Teilchengröße von nicht mehr als 150 Gittern hat, so daß es einen Teil bildet, der im Bereich zwischen 30 und 70 Gew.-% der Gesamtmenge des Graphit und das Fe-Cr-Legierungspulver enthaltenden eutektischen Legierungspulvers liegt, um so die Legierungspulvermischung herzustellen. Der Legierungspulvermischung werden ferner 1,5 Gew.-% Paraphin oder 2,0 Gew.-% Zinkstearat als Binder zugefügt. Die Legierungspulvermischung mit Binder wird einem Preßformvorgang unterworfen, wobei Drücke im Bereich von 5,5 Tonnen/cm² bis 6,0 Tonnen/cm² angewendet werden, wodurch ein Rohpreßling vorbestimmter Form erzeugt wird.

Die unten angegebene Tabelle 3 zeigt vier Proben von Rohpreßlingen Z₁, Z₂, Z₃ und Z₄. Diese sind aus vier Arten von Legierungspulvermischungen hergestellt, die man dadurch erhält, daß man das aus 12 Gew.-% Chrom und Rest Eisen bestehende Fe-Cr-Legierungspulver mit dem Legierungspulver mit Graphitgehalt vermischt, derart, daß es 55 Gew.-%, 60 Gew.-%, 50 Gew.-% bzw. 50 Gew.-% der Gesamtmenge des eutektischen Legierungspulvers mit Graphitgehalt und des Fe-Cr-Legierungspulvers bildet und somit die Legierungspulvermischung bildet.

Tabelle 3

Man erhält den Rohpreßling, indem man die durch Mischen des Graphits und des Fe-Cr-Legierungspulvers mit dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver erhaltene Legierungspulvermischung durch Preßformen zu Platten ausformt und diese dann einer Vorerhitzung in einer Umgebungsatmosphäre von Wasserstoffgas (H₂) bei 600°C unterwirft, so daß man einen vorgesinterten Körper erhält.

Der auf diese Weise gewonnene vorgesinterte Körper wird in einem Vakuumofen bei einer Temperatur im Bereich von 1060°C bis 1100°C während 20 bis 30 Minuten regulär gesintert und dann während 30 Minuten einer Erwärmung etwa 900°C unterworfen, so daß ein Sinterkörper entsteht. Anschließend wird der Sinterkörper in einer Umgebungsatmosphäre von Stickstoffgas (N₂) abgeschreckt und weiterhin während etwa 100 Minuten in einem Vakuumofen bei einer Temperatur im Bereich zwischen 550°C bis 560°C getempert. Mit Hilfe der vorangehend beschriebenen Prozesse wird die eisenhaltige Sinterlegierung hergestellt. Aus den Proben von Rohpreßlingen Z₁, Z₂, Z₃ und Z₄, die jeweils in der beschriebenen Weise gesintert, abgeschreckt und getempert wurden, wurden vier Proben T₁, T₂, T₃ bzw. T₄ einer eisenhaltigen Sinterlegierung hergestellt. Diese Proben T₁, T₂, T₃ bzw. T₄ besaßen Härten H _RC =56, H _RC =55, H _RC =58 bzw. H _RC =57 und wiesen sämtlich sehr hohe Abriebfestigkeit auf.

Fig. 1 und 2 zeigen Mikrophotographien der inneren Struktur der Proben T₁ und T₂, die aus den Rohpreßling-Proben Z₁ bzw. Z₂ erhalten wurden. In diesen Mikrophotographien repräsentieren die schwarzen Bereiche jeweils eine Martensit- Matrixstruktur. Jeder der fast gleichförmig in der Matrixstruktur verteilten weißen Bereiche repräsentiert die in der Matrixstruktur vorhandenen Chrom-Carbide oder Chrom-Molybdän-Verbundcarbide.

Im folgenden seien nun Ergebnisse eines Vergleichs zwischen den durch das Verfahren gemäß der Erfindung gewonnenen eisenhaltigen Sinterlegierungsproben T₁, T₂, T₃ und T₄ einerseits und drei Referenz-Proben von eisenhaltigen Sinterlegierungen T₅, T₆ und T₇ andererseits beschrieben, die nach einem von dem Verfahren gemäß der Erfindung abweichenden Verfahren hergestellt wurden.

Bevor dieser Vergleich erläutert wird, seien die Prozesse beschrieben, mit denen die Referenz-Probe T₅ hergestellt wurde. Bei der Herstellung der Referenz-Probe T₅ wurde zunächst eutektisches Legierungspulver, das nach der Zerstäubungsmethode mit einer Korngröße von nicht mehr als 150 Gittern erhalten wurde und 4,16 Gew.-% Kohlenstoff, 3,18 Gew.-% Phosphor, 4,85 Gew.-% Chrom, 10,1 Gew.-% Molybdän und Rest Eisen enthält, mit Fe-Cr-Legierungspulver mit einer Korngröße von nicht mehr als 150 Gittern vermischt, das 12,5 Gew.-% Chrom und Rest Eisen enthielt, wobei das Mischungsverhältnis 45 : 55, bezogen auf das Gewicht betrug. Auf diese Weise wurde eine Legierungspulvermischung hergestellt. Dann wurde der Legierungspulvermischung 2 Gew.-% Zinkstearat als Binder zugegeben und die Legierungspulvermischung mit Binderzusatz wurde einer Preßformung bei einem Druck von 5,5 Tonnen/cm² unterworfen und dadurch ein plattenförmiger Rohpreßling gebildet.

Als nächstes wurde der Rohpreßling einer Vorerwärmung in einer Wasserstoffgas-Umgebungsatmosphäre bei 600°C vorerwärmt, um einen vorgesinterten Körper zu erzeugen. Der vorgesinterte Körper wurde in einem Vakuumofen bei 1100°C während 20 Minuten regulär gesintert und dann während 30 Minuten bei 900°C erhitzt, so daß ein Sinterkörper erhalten wurde. Danach wurde der Sinterkörper in einer Stickstoffgas-Umgebungsatmosphäre abgeschreckt und in einem Vakuumofen während 100 Minuten bei 600°C getempert, so daß man die Referenz-Probe T₅ erhielt.

Fig. 3 zeigt eine Mikrophotographie der inneren Struktur der Referenz-Probe T₅. In dieser Mikrophotographie erscheinen Chromcarbide oder Chrom-Molybdän-Verbundcarbide (weiße Bereiche) in der Matrixstruktur (schwarzer Bereich) und ferner Phosphide (graue Bereiche) in Form eines Netzes um die Chromcarbide oder Chrom- Molybdän-Verbundcarbide. Es wurde herausgefunden, daß die Referenz-Probe T₅ eine Härte von H _RC =56 aufweist.

Anschließend seien die Prozesse beschrieben, nach denen die Referenz-Probe T₆ der eisenhaltigen Sinterlegierungen erzeugt wurde.

Zunächst wurde eutektisches Legierungspulver, das nach der Zerstäubungsmethode mit einer Korngröße von nicht mehr als 150 Gittern gewonnen wurde und 3,1 Gew.-% Kohlenstoff, 2,28 Gew.-% Phosphor, 5,5 Gew.-% Chrom, 12 Gew.-% Molybdän und Rest Eisen enthielt, zubereitet. Als nächstes wurde dem eutektischen Legierungspulver Graphitpulver zugesetzt, um eutektisches Legierungspulver mit Graphitpulver zu erzeugen. Die Menge des dem eutektischen Legierungspulver zugesetzten Graphits war so gewählt daß die Gesamtmenge an Graphit und Kohlenstoff in dem eutektischen Legierungspulver 4 Gew.-% der Gesamtmenge aus Graphit und eutektischem Legierungspulver beträgt.

Sodann wurde dem eutektischen Legierungspulver ein Fe-Cr-Legierungspulver zugesetzt, das aus 13,5 Gew.-% Chrom und Rest Eisen bestand und eine Korngröße von nicht mehr als 150 Gittern aufwies, derart, daß es 50 Gew.-% der Gesamtmenge des graphithaltigen eutektischen Legierungspulvers und des Fe-Cr-Legierungspulvers bildet. Auf diese Weise wurde die Legierungspulvermischung hergestellt. Dieser Legierungspulvermischung wurde Zinkstearat in einer Menge von 2 Gew.-% als Binder zugesetzt, und die Legierungspulvermischung mit Binderzusatz wurde bei einem Druck von 5,5 Tonnen/cm² einer Preßformung unterworfen, um einen plattenförmigen Rohpreßling zu erzeugen.

Als nächstes wurde der Rohpreßling in einer Wasserstoffgas- Umgebungsatmosphäre bei 500°C einer Vorerwärmung unterworfen, um einen vorgesinterten Körper zu erzeugen. Der vorgesinterte Körper wurde in einem Vakuumofen bei 1070°C während 20 Minuten regulär gesintert und dann während 30 Minuten bei etwa 90°C erwärmt, so daß ein Sinterkörper gewonnen wurde.

Danach wurde der Sinterkörper in einer Stickstoffgas- Umgebungsatmosphäre abgeschreckt und außerdem in einem Vakuumofen während 100 Minuten bei 560°C getempert, so daß die Referenz-Probe T₆ erhalten wurde.

Fig. 4 zeigt eine Mikrophotographie der inneren Struktur der Referenz-Probe T₆. Diese Mikrophotographie zeigt, daß Chromcarbide oder zusammengesetzte Chrom-Molybdän- Carbide (weiße Bereiche) verglichen mit den in Fig. 1 und 2 dargestellten Proben T₁ bzw. T₂ nicht in genügender Menge in Matrixstruktur (schwarzer Bereich) erzeugt werden. Die Härte der Referenz-Probe T₆ wurde zu H _RC =49 bestimmt. Die Referenz-Probe T₇ der eisenhaltigen Sinterlegierungen wurde durch Sintern eines Rohpreßlings erzeugt, der zu einer Platte ausgeformt wurde und 2,1 Gew.-% Kohlenstoff, 11,0 Gew.-% Chrom, 0,7 Gew.-% Molybdän, 0,1 Gew.-% Niob (Nb) und Eisen als Rest enthält.

Für den oben erwähnten Leistungsvergleich wurden, wie in Fig. 5 dargestellt, sieben Kipphebel 4 als Aluminium- Spritzgußteile hergestellt. Diese Kipphebel 4 besitzen Gleitflächen, die mit 2 T₁, 2 T₂, 2 T₃, 2 T₄, 2 T₅, 2 T₆ bzw. 2 T₇ bezeichnet sind und jeweils aus einer der vier nach dem Verfahren gemäß der Erfindung erzeugten Proben T₁ bis T₄ bzw. aus drei nach von der Erfindung abweichenden Verfahren erzeugten Referenz-Proben T₅ bis T₇ hergestellt sind. Jeder der sieben Kipphebel 4 wurde derart an einem Motor montiert, daß die Gleitflächen 2 T₁, 2 T₂, 2 T₃, 2 T₄, 2 T₅, 2 T₆ oder 2 T₇ mit den jeweiligen Nockenflächen 8 T₁, 8 T₂, 8 T₃, 8 T₄, 8 T₅, 8 T₆ bzw. 8 T₇ einer Nockenwelle 6 in Berührung kamen. Eine an dem Kipphebel 4 angeordnete Feder 10 wurde so justiert, daß über den Kipphebel 4 Druck auf die jeweiligen Nockenflächen 8 T₁, 8 T₂, 8 T₃, 8 T₄, 8 T₅, 8 T₆ oder 8 T₇ ausgeübt wurde. Der Motor wurde ununterbrochen während 200 Stunden mit einer Drehzahl von 2000 U/min betrieben, wobei an allen sieben Kipphebeln 4 das gleiche Schmieröl (Schmieröltemperatur etwa 50°C) wirksam war. Die Nockenwelle 6 bestand aus einer Eisengußlegierung mit 3,0 Gew.-% Kohlenstoff, 1,5 Gew.-% Silicium (Si), 0,6 Gew.-% Molybdän und 0,08 Gew.-% Chrom zusätzlich zum Eisen. Die Nockenflächen 8 T₁ bis 8 T₇ waren abgeschreckt.

Fig. 6 und 7 zeigen das Resultat des auf diese Weise durchgeführten Vergleichs.

Fig. 6 zeigt den Abriebverlust der Gleitflächen 2 T₁ bis 2 T₇ der Kipphebel 4, die jeweils aus einer der vier Proben T₁ bis T₄ und den drei Referenz-Proben T₅ bis T₇ hergestellt waren. Fig. 7 zeigt die Abriebverluste der Nockenflächen 8 T₁ bis 8 T₇ der Nockenwelle 6, wobei die Gleitflächen 2 T₁ bis 2 T₇, die aus vier Proben T₁ bis T₄ und drei Referenz-Proben T₅ bis T₇ jeweils während der ganzen Betriebszeit des Motors in Kontakt waren.

Während, wie Fig. 6 zeigt, die Gleitflächen 2 T₅, 2 T₆ und 2 T₇, die aus den Referenz-Proben T₅, T₆ bzw. T₇ bestanden, vergleichsweise große Abriebverluste von 10 µ, 36 µ bzw. 16 µ aufwiesen, hatten die Gleitflächen 2 T₁ bis 2 T₅, die aus den Proben T₁ bis T₄ hergestellt waren, Abriebverluste von weniger als 10 µ. Dies zeigt, daß jede der Proben T₁ bis T₄ erhöhte Abriebfestigkeit aufwies.

Während, wie aus Fig. 7 erkennbar ist, die Nockenflächen 8 T₅, 8 T₆ und 8 T₇, mit denen die aus den Referenz-Proben T₅, T₆ bzw. T₇ hergestellten Gleitflächen 2 T₅, 2 T₆ und 2 T₇ in Kontakt kamen, vergleichsweise große Abriebverluste von 90 µ, 135 µ bzw. 401 µ aufwiesen, betrugen die Abriebverluste der Nockenflächen 8 T₁ bis 8 T₄, mit denen die Gleitflächen 2 T₁ bis 2 T₄, die aus den Proben T₁ bis T₅ hergestellt waren, weniger als 25 µ. Dies führt dazu, daß die Nockenflächen 8 T₁ bis 8 T₄, mit denen die Gleitflächen 2 T₁ bis 2 T₄ in Kontakt kommen, keinen unerwünscht hohen Abrieb durch die aus den Proben T₁ bis T₄ hergestellten Gleitflächen 2 T₁ bis 2 T₄ erleiden.

Der Grund, warum bei dem vorangehend beschriebenen Beispiel das eutektische Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver nicht mehr als 4 Gew.-% Kohlenstoff, zwischen 2,5 und 5,0 Gew.-% Chrom, zwischen 8,0 und 11,0 Gew.-% Molybdän, zwischen 2,0 und 3,0 Gew.-% Phosphor und Rest Eisen enthält, wird im folgenden erläutert:

Kohlenstoff kombiniert mit Chrom, Molybdän und Eisen derart, daß beim Sinterprozeß Metallcarbide erzeugt werden. Dies trägt zur Verstärkung der Matrixstruktur der eisenhaltigen Sinterlegierung bei. Es ist jedoch schwierig, in der geschmolzenen Metallmischung vor der Gewinnung des eutektischen Legierungspulvers nach der Zerstäubungsmethode eine geeignete Quantitätssteuerung für den darin enthaltenen Kohlenstoff auszuführen, und es ist vernünftig, daß der Kohlenstoff in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver auf den Bereich von nicht mehr als 4 Gew.-% beschränkt wird.

Chrom geht in der Matrixstruktur der eisenhaltigen Sinterlegierung in feste Lösung und bildet feste Phasen, die zur Verstärkung der Matrixstruktur beitragen. Es kombiniert ferner mit Kohlenstoff, wodurch Chromcarbid erzeugt wird, das zu einer Verbesserung der Abriebfestigkeit der eisenhaltigen Sinterlegierung beiträgt. Das Ergebnis eines Experiments, das zur Bestimmung des gewünschten Chromgehalts in dem eutektischen Legierungspulver in Anbetracht der oben erwähnten Eigenschaft des Chroms durchgeführt wurde, hat bestätigt, daß die feste Lösung sich in der Matrixstruktur der eisenhaltigen Sinterlegierung nicht in genügender Weise ausbildet, wenn der Chromgehalt weniger als 2,5 Gew.-% beträgt und andererseits bei einem Chromanteil von mehr als 5,0 Gew.-% keine solche Verbesserung bewirkt, daß die damit verbundene Kostenerhöhung gerechtfertigt ist. Deshalb wurde der Chromgehalt in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver auf den Bereich zwischen 2,5 und 5,0 Gew.-% festgelegt.

Molybdän bildet harte Phasen in der Matrixstruktur, was zu einer Verstärkung der Matrixstruktur in der eisenhaltigen Sinterlegierung beiträgt. Es kombiniert ferner mit Eisen, Phosphor und Kohlenstoff und erniedrigt damit den Schmelzpunkt der Legierung, wodurch die flüssigen Phasenkomponenten in der Legierung bei dem Sinterprozeß summiert werden. Das Ergebnis eines Versuchs, der zur Bestimmung des gewünschten Molybdängehalts in dem eutektischen Legierungspulver in Anbetracht der oben erwähnten Eigenschaften des Molybdäns durchgeführt wurde, hat bestätigt, daß der Schmelzpunkt der Legierung bei dem Sinterprozeß nicht genügend herabgesetzt wird, wenn der Molybdängehalt weniger als 8,0 Gew.-% beträgt, daß andererseits jedoch bei einem Molybdängehalt von mehr als 11,0 Gew.-% in der Legierung beim Sinterprozeß zu viele flüssige Phasenkomponenten erzeugt werden, so daß die Zähfestigkeit der eisenhaltigen Sinterlegierung verringert wird. Dementsprechend wurde der Molybdängehalt in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver auf den Bereich zwischen 8,0 und 11,0 Gew.-% festgelegt.

Phosphor kombiniert mit Eisen, Molybdän und Kohlenstoff zu Phosphor-Eutektika, durch die die Abriebfestigkeit der eisenhaltigen Sinterlegierung verbessert wird und außerdem der Schmelzpunkt der Legierung herabgesetzt wird, so daß die flüssigen Phasenkomponenten in der Legierung beim Sintern erhöht werden. Das Ergebnis eines Versuchs zur Bestimmung des gewünschten Phosphorgehalts in dem eutektischen Legierungspulver in Anbetracht der oben erwähnten Eigenschaften des Phosphors hat bestätigt, daß der Schmelzpunkt der Legierung in dem Sinterprozeß nicht genügend herabgesetzt wird, wenn der Phosphorgehalt weniger als 2 Gew.-% beträgt, und Phosphide netzförmig um Carbide in der Matrixstruktur der eisenhaltigen Sinterlegierung kristallisierten, so daß deren Zähfestigkeit verringert wurde, wenn der Phosphorgehalt mehr als drei Gew.-% beträgt. Dementsprechend wurde der Phosphorgehalt in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver auf den Bereich zwischen 2,0 bis 3,0 Gew.-% festgelegt.

Im folgenden sei der Grund dafür angegeben, daß die Menge an Graphitpulver so gewählt ist, daß die Gesamtmenge des Graphitpulvers und des Kohlenstoffs in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulvers einen zwischen 5 und 8 Gew.-% liegenden Teil der Gesamtmenge des Graphitpulvers und des eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulvers bildet.

Durch verschiedene Versuche wurde bestätigt, daß in dem Sinterprozeß nicht genügend flüssige Phasenkomponenten erzeugt werden, so daß die eisenhaltige Sinterlegierung, die man durch den Sinterprozeß erhält, eine große Anzahl von unerwünschten Poren aufweist. Außerdem erhält man in der eisenhaltigen Sinterlegierung nicht genügend viele Carbide, so daß ihre Härte herabgesetzt wird, wenn die Gesamtmenge des Graphitpulvers und des Kohlenstoffs in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver einen Teil bildet, der weniger als 5 Gew.-% der Gesamtmenge des Graphitpulvers und des eutektischen Fe-Mo-Cr-P-L-Legierungspulvers beträgt. Es wurde ferner bestätigt, daß Carbide oder Verbund-Carbide, die in der Matrixstruktur der eisenhaltigen Sinterlegierung kristallisierten, vergröberten, so daß die Zähfestigkeit der eisenhaltigen Sinterlegierung herabgesetzt wurde, wenn die Gesamtmenge des Graphitpulvers und des Kohlenstoffs in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver einen Anteil von mehr als 8 Gew.-% an der Gesamtmenge des Graphitpulvers und des eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulvers hat. Infolgedessen wurde die Gesamtmenge des Graphitpulvers und des Kohlenstoffs in dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C- Legierungspulver so gewählt, daß der Anteil im Bereich von 5 bis 8 Gew.-% der Gesamtmenge des Graphitpulvers und des eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulvers liegt. Da außerdem die in der eisenhaltigen Sinterlegierung ausgebildeten Luftblasen größer werden, wenn das Graphitpulver einen mittleren Korndurchmesser von mehr als 10 µ hat, wird vorzugsweise ein Graphitpulver verwendet, dessen mittlerer Teilchendurchmesser nicht größer ist als 10 µ.

Der Grund, warum das Fe-Cr-Legierungspulver 11 bis 14 Gew.-% Chrom und Rest Eisen enthält und einen im Bereich zwischen 30 und 70 Gew.-% liegenden Teil der gesamten Legierungspulvermischung bildet, die aus dem eutektischen Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver, dem Kohlenstoffpulver und dem Fe-Cr-Legierungspulver besteht, ist im folgenden erläutert:

Durch verschiedene Versuche wurde bestätigt, daß bei dem Sintern des aus der Legierungspulvermischung gebildeten Rohpreßlings nicht genügend feste Phasenkomponenten erzeugt werden, so daß die flüssigen Phasenkomponenten in dem Rohpreßling vergleichsweise zu viel erzeugt werden. Es ist deshalb schwierig, die eisenhaltige Sinterlegierung in einer vorbestimmten Form zu halten, wenn das Fe-Cr-Legierungspulver einen Anteil an der gesamten Legierungspulvermischung hat, der kleiner ist als 30 Gew.-%. Es wurde außerdem festgestellt, daß beim Sintern des Rohpreßlings nicht genügend flüssige Phasenkomponenten erzeugt werden, wenn der Anteil des Fe-Cr-Legierungspulvers an der gesamten Legierungspulvermischung mehr als 70 Gew.-% beträgt. Dementsprechend wurde der Gehalt an Fe-Cr-Legierungspulver auf dem Bereich zwischen 30 und 70 Gew.-% der gesamten Legierungspulvermischung festgelegt.

Zur Herstellung der eisenhaltigen Sinterlegierung mit verringerter Porösität ist es vorteilhaft, daß sowohl das eutektische Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver als auch das Fe-Cr-Legierungspulver so gewählt wird, daß die Korngröße nicht mehr als 150 Gitter beträgt.

Obwohl in dem vorangehend beschriebenen Beispiel das eutektische Fe-Mo-Cr-P-C-Legierungspulver, das zusätzlich zu Eisen, Phosphor und Kohlenstoff noch Molybdän und Chrom enthält, als Ausführungsbeispiel gewählt ist, enthält das eutektische Legierungspulver, das bei dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wird, vorzugsweise wenigstens eines der Elemente Molybdän im Bereich zwischen 8,0 und 11,0 Gew.-% und Bor im Bereich 0,5 bis 3,0 Gew.-%, zusammen mit Chrom im Bereich von 2,5 bis 5,0 Gew.-%, zusätzlich zu dem Eisen, Phosphor und Kohlenstoff enthält. Falls das eutektische Legierungspulver Bor enthält, kombiniert dieses mit Eisen und Kohlenstoff und bildet harte Phasen in der Matrixstruktur der Legierung bei dem Sinterprozeß und setzt den Schmelzpunkt der Legierung herab. In einem solchen Fall erhält man nicht genügend harte Phasen in der Matrixstruktur, wenn der Borgehalt weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, und es findet eine übermäßige Erzeugung von flüssigen Phasenkomponenten in der Legierung bei dem Sinterprozeß statt, so daß die eisenhaltige Sinterlegierung, die man durch den Sinterprozeß erhält, in ihrer Zähfestigkeit verringert wird, wenn der Borgehalt mehr als 3,0 Gew.-% beträgt. Dementsprechend liegt der Borgehalt in dem eutektischen Legierungspulver vorzugsweise in dem Bereich zwischen 0,5 und 3,0 Gew.-%.

Claims (12)

1. Verfahren zur Herstellung eisenhaltiger Sinterlegierungen, gekennzeichnet durch folgende Verfahrensschritte:
Zubereiten einer Legierungspulvermischung, die eutektische Fe-P-C-Legierungspulver enthält, das durch Abschrecken und damit Verfestigen einer geschmolzenen Metallmischung gewonnen wird und zwischen 2,0 und 3,0 Gewichtsprozent Phosphor, nicht mehr als 4,0 Gewichtsprozent Kohlenstoff und eines der Elemente Molybdän im Bereich von 8,0 bis 11,0 Gewichtsprozent und Bor im Bereich von 0,5 bis 3,0 Gewichtsprozent, sowie Graphit aufweist, das so gewählt ist, daß die Gesamtmenge des Graphits und des Kohlenstoffs in dem eutektischen Fe-P-C-Legierungspulver einen im Bereich von 5 bis 8 Gewichtsprozent liegenden Teil der Gesamtmenge des Graphits und des eutektischen Fe-P-C-Legierungspulvers bildet, und wobei die Legierungspulvermischung ferner eisenhaltiges Legierungspulver enthält, das zwischen 11 und 14 Gewichtsprozent Chrom aufweist und so gewählt ist, daß es einen zwischen 30 bis 70 Gewichtsprozent liegenden Teil der gesamten Legierungspulvermischung bildet,
Preßformen der Legierungspulvermischung zur Gewinnung eines Rohpreßlings vorbestimmter Form und
Sintern des Rohpreßlings zur Gewinnung einer eisenhaltigen Sinterlegierung, die in ihrer Matrixstruktur Verbundkarbide enthält.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das eutektische Fe-P-C-Legierungspulver zwischen 2,5 und 5,0 Gewichtsprozent Chrom enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das eutektische Fe-P-C-Legierungspulver so gewählt ist, daß seine Korngröße nicht mehr als 150 Gitter beträgt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das eisenhaltige Legierungspulver so gewählt ist, daß die Korngröße nicht mehr als 150 Gitter beträgt.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Graphit so gewählt ist, daß der mittlere Korndurchmesser nicht größer als 10 µm ist.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt des Sinterns des Rohpreßlings ein Vorsintern des Rohpreßlings in einer Wasserstoffgas-Umgebungsatmosphäre beinhaltet.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Rohpreßling in der Wasserstoffgas-Umgebungsatmosphäre bei etwa 600°C in dem Vorsinterprozeß vorgesintert wird.

8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Rohpreßling in dem Verfahrensschritt des Sinterns bei einer Temperatur im Bereich von 1060°C bis 1100°C während einer Zeit von 20 bis 30 Minuten gesintert wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Rohpreßling bei dem Verfahrensschritt des Sinterns in einem Vakuumofen gesintert wird.

10. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt des Sinterns das Erwärmen eines durch Sintern des Rohpreßlings gewonnenen Sinterkörpers bei etwa 900°C während etwa 30 Minuten umfaßt.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt des Sinterns ferner das Abschrecken des Sinterkörpers in einer Stickstoffgas-Umgebungsatmosphäre und das Tempern des abgeschreckten Sinterkörpers bei einer Temperatur im Bereich von 550°C bis 560°C während etwa 170 Minuten umfaßt.

12. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß als eutektisches Fe-P-C-Legierungspulver ein Fe-Mo-CrP-C- Legierungspulver verwendet wird, das zusätzlich zu Eisen, Kohlenstoff und Phosphor noch Chrom und Molybdän enthält.