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Dokumentenidentifikation DE3744550A1 22.09.1988
Titel Sinterlegierung auf Fe-Basis für Brennkraftmaschinen und Verfahren zu deren Herstellung
Anmelder Mitsubishi Kinzoku K.K., Tokio/Tokyo, JP
Erfinder Mayama, Osamu;
Ishikawa, Yoshimi, Niigata, JP
Vertreter May, H., Dipl.-Chem. Dr.rer.nat., Pat.-Anw., 8000 München
DE-Anmeldedatum 30.12.1987
DE-Aktenzeichen 3744550
Offenlegungstag 22.09.1988
Veröffentlichungstag im Patentblatt 22.09.1988
IPC-Hauptklasse C22C 38/52
IPC-Nebenklasse C22C 38/44   C22C 38/40   F01L 3/02   

Beschreibung[de]

Die Erfindung betrifft Sinterlegierungen auf Fe-Basis für Ventilsitze zur Verwendung in Brennkraftmaschinen, die mit Leichtöl, Flüssiggas (LPG) oder dergleichen als Treibstoff betrieben werden, und ein Verfahren zur Herstellung der Sinterlegierungen, und insbesondere Sinterlegierungen auf Fe-Basis dieser Art mit hoher Festigkeit und Härte und daher ausgezeichneter Verschleißfestigkeit und ausgezeichneter Schmierfähigkeit, und ein Verfahren zu deren Herstellung.

Üblicherweise wurden verschiedene Arten von Sinterlegierungen auf Fe-Basis bereits in großem Umfang zur Herstellung von Ventilsitzen für Brennkraftmaschinen verwendet. Diese üblichen Sinterlegierungen auf Fe-Basis haben jedoch eine zu niedrige Dichte und sind daher zu porös, um einem daraus gebildeten Ventilsitz befriedigende Festigkeit zu verleihen. Um Ventilsitzen, die aus den üblichen Sinterlegierungen auf Fe-Basis hergestellt sind, genügende Festigkeit zu verleihen, werden gewöhnlich Cu, Pb, oder dergleichen in die Oberflächen der Ventilsitze infiltriert, um die Poren durch Cu, Pb, oder dergleichen zu verschließen. Jedoch selbst bei Anwendung einer solchen Versiegelung der Ventilsitze zeigen die üblichen Sinterlegierungen selbst eine für die Verwendung als Ventilsitze ungenügende Härte und unterliegen dem Verschleiß, besonders wenn ein Treibstoff mit geringer Schmierfähigkeit in den Brennkraftmaschinen verwendet wird.

Die Verschleiß- oder Abriebneigung der Legierungen zeigte sich deutlicher, als neuerdings Brennkraftmaschinen mit höherer Leistung entwickelt und unter erschwerten Betriebsbedingungen betrieben wurden.

Kurzfassung der Erfindung

Aufgabe der Erfindung ist es, Sinterlegierungen auf Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen bereitzustellen, die hohe Festigkeit und hohe Härte und damit ausgezeichnete Verschleißfestigkeit (Abriebfestigkeit) sowie ausgezeichnete Schmierfähigkeit aufweisen.

Weiterhin ist es eine Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung derartiger Sinterlegierungen auf Fe-Basis für Ventilsitze zur Verwendung in Brennkraftmaschinen mit ausgezeichneter Verschleißfestigkeit und Schmierfähigkeit anzugeben.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch eine Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen, die im wesentlichen besteht aus: 0,6 bis 1,3% C; 1 bis 5% Cr; 4 bis 15% Mo; 0,5 bis 2% Ni; 2 bis 8% Co; 0,2 bis 2% Nb; 0,2 bis 2% von wenigstens einer Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF&sub2;, BaF&sub2;, BN, MoS&sub2; und WS&sub2;, und Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Die Sinterlegierung auf Fe-Basis hat eine Struktur, worin Teilchen der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente und harte Teilchen der anderen Komponenten in einer Matrix dispergiert sind, die hauptsächlich aus einer Perlitphase besteht. Die Legierung hat eine Dichte von wenigstens 7,3 g/cm³ und eine Rockwellhärte (C-Skala) von 30 bis 50.

(Die Prozentangaben beziehen sich in der gesamten Beschreibung und den Ansprüchen auf Gewichtsprozent, soweit nicht anders angegeben).

Erfindungsgemäß wird ferner ein Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen vorgeschlagen, welches die folgenden Schritte aufweist:

  • a) die Ausgangspulver werden in einem Mischungsverhältnis von 0,6 bis 1,3% C, 1 bis 5% Cr, 4 bis 15% Mo, 0,5 bis 2% Ni, 2 bis 8% Co, 0,2 bis 2% Nb, 0,2 bis 2% von wenigstens einer Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF&sub2;, BaF&sub2;, BN, MoS&sub2; und WS&sub2;, und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen zusammengegeben, und die vereinigten Ausgangspulver werden zu einem Pulvergemisch gemischt;
  • b) das Pulvergemisch wird unter Druck zu einem grünen Preßling geformt:
  • c) der grüne Preßling wird in einer evakuierten Atmosphäre oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1180°C zur Bildung eines vorgesinterten Körpers vorgesintert;
  • d) der vorgesinterte Körper wird bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C geschmiedet, um ein Schmiedestück zu bilden; und
  • e) das Schmiedestück wird in einer Vakuumatmosphäre und/oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1180°C zu einem Sinterkörper gesintert.


Falls erforderlich, kann der Sinterkörper einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 600 bis 800°C unterworfen werden.

Beschreibung

Im Hinblick auf den erwähnten Stand der Technik und die Problemstellung haben die Erfinder umfangreiche Untersuchungen durchgeführt, um eine Sinterlegierung auf Fe-Basis mit hoher Festigkeit und hoher Härte und damit ausgezeichneter Verschleißfestigkeit sowie ausgezeichneter Schmierfähigkeit zu erhalten. Als Ergebnis der Untersuchungen haben die Erfinder folgendes festgestellt:



  • a) Wenn ein vorgesinterter Körper mit einer chemischen Zusammensetzung von 0,6 bis 1,3% C; 1 bis 5% Cr; 4 bis 15% Mo; 0,5 bis 2% Ni; 2 bis 8% Co; 0,2 bis 2% Nb; 0,2 bis 2% von wenigstens einer Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF&sub2;, BaF&sub2;, BN, MoS&sub2; und WS&sub2; und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen heiß geschmiedet wird, kann der erhaltene geschmiedete Körper eine hohe Dichte, d. h. 7,3 g/cm³ oder mehr und damit hohe Festigkeit aufweisen.
  • b) Weiter, wenn der geschmiedete Körper mit einer solchen hohen Dichte gesintert wird und falls erforderlich noch einer anschließenden Wärmebehandlung unterworfen wird, erhält man die Sinterlegierung auf Fe-Basis mit einer Struktur, worin Teilchen der Gleitmittel-Komponente(n) und harte Teilchen solcher Komponenten wie Mo, Fe-MO und Carbide in einer Matrix dispergiert sind, die hauptsächlich aus einer Perlitphase besteht, vorzugsweise eine Struktur, worin die Legierung im wesentlichen besteht aus:

    2 bis 20 Volumen-% einer dispergierten Phase, die gebildet ist aus der Gleitmittel-Komponente (den Gleitmittel-Komponenten) und den harten Teilchen;

    50 bis 90 Volumen-% einer Perlit-Phase,

    1 bis 20 Volumen-% einer Martensit-Phase, nicht mehr als 5 Volumen-% einer Austenit-Phase, und Rest eine Ferrit-Phase,

    wobei alle die erwähnten Phasen die Matrix bilden und die erhaltene Sinterlegierung auf Fe-Basis eine hohe Rockwellhärte von 30 bis 50 der Rockwell-Skala C aufweist.


Wenn die erhaltene Sinterlegierung auf Fe-Basis als Ventilsitz in einer Brennkraftmaschine verwendet wird, zeigt der Ventilsitz daher ausgezeichnete Verschleißfestigkeit sowie ausgezeichnete Schmierfähigkeit, selbst wenn ein Treibstoff mit geringer Schmierfähigkeit, wie klarer Ottokraftstoff, Propan, Leichtöl in der Maschine verwendet wird, so daß ein zuverlässiger Betrieb über lange Zeit erreicht wird.

Die Erfindung beruht auf den angegebenen Untersuchungsergebnissen und stellt eine Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze zur Verwendung in Brennkraftmaschinen mit der chemischen Zusammensetzung und den Eigenschaften wie oben angegeben zur Verfügung.

In der Sinterlegierung auf Fe-Basis und dem Verfahren zur Herstellung derselben nach der Erfindung sind die Zusammensetzung und Eigenschaften der Legierung und die Bedingungen des Herstellungsverfahrens aus den folgenden Gründen in der oben angegebenen Weise festgelegt worden:

a) C (Kohlenstoff)

Das Element C verbindet sich mit anderen Bestandteilen der Legierung unter Bildung von Carbiden und bildet außerdem zusammen mit dem Fe und anderen Bestandteilen eine Matrix, die hauptsächlich aus einer Perlitphase besteht, wodurch es zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit und der Festigkeit der erhaltenen Legierung beiträgt. Wenn jedoch der C-Gehalt unter 0,6% liegt, tritt diese Wirkung nicht im erforderlichen Ausmaß ein. Wenn andererseits der C-Gehalt der Legierung über 1,3% beträgt, tritt eine erhöhte Abnutzung des Ventils ein, das gegen den Ventilsitz arbeitet. Daher wurde der C-Gehalt auf einen Bereich von 0,6 bis 1,3% festgelegt. Die besten Ergebnisse können mit einem C-Gehalt im Bereich von 0,9 bis 1,1% erhalten werden.

b) Cr (Chrom)

Das Element Cr wird in der Matrix der Legierung gelöst, um die Wärmebeständigkeit zu verbessern, und verbindet sich weiter mit dem in der Legierung vorhandenen C unter Bildung von Carbid, wodurch die Verschleißfestigkeit der erhaltenen Legierung verbessert wird. Wenn jedoch der Cr-Gehalt unter 1% liegt, tritt diese Wirkung nicht im erforderlichen Ausmaß ein. Wenn andererseits der Cr-Gehalt in der Legierung über 5% liegt, wird die Sinterbarkeit der Legierung verschlechtert, so daß man nur schwer eine Legierung mit hoher Dichte und damit hoher Festigkeit erhalten kann. Daher wurde der Cr-Gehalt auf einen Bereich von 1 bis 5% festgelegt. Die besten Ergebnisse können mit einem Cr-Gehalt im Bereich von 2 bis 3% erhalten werden.

c) Mo (Molybdän)

Das Element Mo wird in Form von Mo- oder Fe-Mo-Teilchen in der Matrix der Legierung gelöst und verbessert die Verschleißfestigkeit der Legierung. Wenn jedoch der Mo-Gehalt unter 4% liegt, kann die Verschleißfestigkeit nicht im gewünschten Ausmaß verbessert werden. Wenn andererseits mehr als 15% Mo in der Legierung vorhanden ist, zeigt die Legierung eine verringerte Festigkeit, so daß die Verwendung des aus der Legierung geformten Ventilsitzes unter schwerer Betriebsbelastung zu Schwierigkeiten führt. Daher wurde der Mo-Gehalt auf einen Bereich von 4 bis 15% festgelegt. Die besten Ergebnisse können erhalten werden, wenn der Mo-Gehalt im Bereich von 5 bis 8% liegt.

d) Ni (Nickel)

Das Element Ni wird in der Matrix der Legierung gelöst, um deren Festigkeit zu erhöhen. Wenn jedoch der Ni- Gehalt unter 0,5% liegt, wird die Matrix nicht im gewünschten Ausmaß gefestigt. Andererseits kann das Nickel die Festigkeit der Legierung kaum mehr steigern, wenn sein Gehalt mehr als 2% beträgt. Daher wurde der Nickelgehalt auf einen Bereich von 0,5 bis 2% im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit festgelegt. Beste Ergebnisse können erhalten werden, wenn der Nickel-Gehalt im Bereich von 0,5 bis 1,5% liegt.

e) Co (Kobalt)

Das Element Co, wie Ni, wird in der Matrix der Legierung gelöst, um diese zu festigen. Wenn der Co-Gehalt unter 2% liegt, wird diese Wirkung nicht im erforderlichen Ausmaß erreicht. Andererseits führt ein Gehalt von mehr als 8% Co in der Legierung kaum zu höherer Festigkeit derselben. Daher wurde der Co-Gehalt auf einen Bereich von 2 bis 8% im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit festgelegt. Der bevorzugte Co-Gehalt liegt zwischen 3 und 5%.

f) Nb (Niob)

Das Element Nb verbindet sich mit dem in der Legierung vorhandenen C unter Bildung von Carbid und verbessert so die Verschleißfestigkeit der erhaltenen Legierung. Diese Wirkung tritt bei einem Gehalt von weniger als 0,2% Nb nicht im erforderlichen Ausmaß ein. Andererseits kann durch einen Nb-Gehalt von mehr als 2% die Verschleißfestigkeit der Legierung kaum weiter gesteigert werden. Daher wurde der Nb-Gehalt auf einen Bereich von 0,2 bis 2% festgelegt. Beste Ergebnisse können erhalten werden mit einem Nb-Gehalt im Bereich von 0,7 bis 1,3%.

g) Gleitmittel-Komponente(n)

Eine oder mehrere Gleitmittel-Komponenten aus der Gruppe CaF&sub2;, BaF&sub2;, BN, MoS&sub2; und WS&sub2; werden in der Matrix der Legierung dispergiert, um dadurch die Schmierfähigkeit der erhaltenen Legierung zu verbessern. Wenn der Gehalt an Gleitmittel-Komponente unter 0,2% liegt, kann die erforderliche Schmierfähigkeit nicht erhalten werden. Wenn andererseits mehr als 2% Gleitmittel-Komponente(n) in der Legierung vorhanden sind, kann das die Festigkeit der erhaltenen Legierung beeinträchtigen. Daher wurde der Gehalt an Gleitmittel-Komponente auf einen Bereich von 0,2 bis 2% festgelegt. Ein bevorzugter Bereich derselben ist von 0,7 bis 1,2%.

h) Dichte

Wenn die Dichte der Legierung unter 7,3 g/cm³ liegt, können sich in der Legierung eine erhebliche Anzahl Poren bilden, was es erschwert, eine Sinterlegierung mit den gewünschten Festigkeitswerten zu erhalten. Der vorgesinterte Körper muß daher heiß bearbeitet oder geschmiedet werden, so daß er eine Dichte von 7,3 g/cm³ oder mehr hat.

i) Schmiedetemperatur

Um sicherzustellen, daß die Sinterlegierung eine Dichte von 7,3 g/cm³ oder darüber hat, sollte außerdem das heiße Bearbeiten oder heiße Schmieden des vorgesinterten Körpers bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, vorzugsweise von 1000 bis 1100°C durchgeführt werden.

Wenn die Temperatur unter 950°C liegt, treten während der Heißbearbeitung der Legierung Rißbildung oder Brüche auf, während bei einer Temperatur über 1100°C Kornwachstum in der Legierung oder Oxidation der Legierung eintritt.

j) Härte

Wenn die Härte (Rockwell-Härte C-Skala=HRC) der Sinterlegierung unter HRC 30 liegt, ist die Verschleißfestigkeit eines daraus geformten Ventilsitzes unbefriedigend niedrig. Wenn andererseits die Härte über HRC 50 liegt, läßt sich die Legierung schlecht bearbeiten, was die Kosten der maschinellen Bearbeitung erhöht. Daher wurde die Härte HRC auf einen Bereich von 30 bis 50, vorzugsweise von 35 bis 45 festgelegt.

k) Volumen-Prozentanteil der Perlitphase

Wenn der Prozentanteil der Perlitphase in der Matrix unter 50 Volumen-% liegt, liegt die Rockwell-Härte unter dem unteren Grenzwert von 30, während wenn sie über 90 Volumen-% liegt, die Rockwell-Härte höher als 50 ist. Daher wurde der Prozentanteil der Perlitphase auf einen Bereich von 50 bis 90 Volumen-% festgelegt.

l) Andere Temperaturbedingungen

Bei der Herstellung einer erfindungsgemäßen Sinterlegierung auf Fe-Basis sollte der grüne Preßling vorzugsweise im Vakuum oder in einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1180°C während einer bestimmten Zeit, vorzugsweise eine Stunde, vorgesintert werden. Wenn das Vorsintern bei einer Temperatur unter 900°C durchgeführt wird, werden die Ausgangspulver nicht vollständig zu einem vorgesinterten Körper verschmolzen, während wenn die Temperatur über 1180°C liegt, Kornwachstum in der Legierung oder Oxidation der Legierung eintritt. Der geschmiedete Körper sollte vorzugsweise im Vakuum oder in einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1180°C während einer bestimmten Zeit, vorzugsweise eine Stunde, gesintert werden. Wenn die Sintertemperatur unter 1000°C liegt, wird der geschmiedete Körper ungenügend gesintert, während wenn die Sintertemperatur über 1180°C liegt, Kornwachstum in der Legierung oder Oxidation der Legierung auftreten kann. Weiter sollte der gesinterte Körper, falls erforderlich, bei einer Temperatur im Bereich von 600 bis 800°C wärmebehandelt werden und danach mit einer angemessenen Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt werden, um eine hauptsächlich aus einer Perlitphase bestehende Legierungsstruktur zu bilden.

Die Erfindung wird weiter erläutert durch das folgende Ausführungsbeispiel der Legierung und ihres Herstellungsverfahrens.

Beispiel

Die folgenden Ausgangspulver wurden hergestellt:

Pulver von atomisiertem Fe, Pulver von Carbonyl-Ni, Co- Pulver, Pulver einer Fe-Cr-Legierung (60% Cr-Gehalt), Pulver einer Fe-Nb-Legierung (60% Nb-Gehalt) und Pulver einer atomisierten Fe-Cr-Nb-Legierung (13% Cr und 5% Nb), jeweils mit einer Korngröße von 0,149 mm oder darunter; Pulver von Naturgraphit, Pulver einer Fe-Mo-Legierung (60% Mo-Gehalt); Pulver von CaF&sub2;, Pulver von BaF&sub2;, Pulver von BN, Pulver von MoS&sub2; und Pulver von WS&sub2;, jeweils mit einer Korngröße von 0,104 mm oder darunter; und Pulver von Mo mit einer Korngröße von 0,074 mm oder darunter. Diese Ausgangspulver wurden zusammengegeben, um die in der Tabelle angegebenen Zusammensetzungen zu erhalten, und wurden zu Pulvergemischen gemischt. Jedes der Pulvergemische wurde mit einem Druck von 6000 bar zu grünen Preßlingen gepreßt. Der grüne Preßling wurde zur Wachsentfernung 30 Minuten auf 500°C erhitzt und danach eine Stunde bei 1120°C in einer Ammonolysegas-Atmosphäre vorgesintert. Die so erhaltenen vorgesinterten Körper wurden jeder bei 1000°C geschmiedet, und die geschmiedeten Körper wurden in einer Ammonolysegas-Atmosphäre eine Stunde bei 1150°C zu Sinterkörpern gesintert. Die Sinterkörper wurden schließlich bei einer vorbestimmten Temperatur im Bereich von 640 bis 690°C jeweils 90 Minuten wärmebehandelt und so zu den aus erfindungsgemäßen Sinterlegierungen auf Fe-Basis geformten Ventilsitzen Nr. 1 bis 15 geformt (hiernach als erfindungsgemäße Ventilsitze bezeichnet). Entsprechend wurden aus Vergleichs-Sinterlegierungen auf Fe-Basis Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 geformt (hiernach als Vergleichs-Ventilsitze bezeichnet). Die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 und die Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 haben im wesentlichen die gleiche chemische Zusammensetzung wie die jeweiligen Mischungszusammensetzungen ihrer Ausgangspulver, und jeder hat Abmessungen von 48 mm Außendurchmesser, 40 mm Innendurchmesser und 8 mm Dicke.

Bei den Vergleichs-Ventilsitzen V 1 bis V 10 fällt wenigstens eine der Komponenten, die in der Tabelle mit x gekennzeichnet ist, in ihrer Menge aus dem erfindungsgemäßen Bereich heraus.

Für die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 und die Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10 wurden jeweils die Dichte, für die Bewertung der Festigkeit, sowie die Rockwell-Härte (HRC) für die Bewertung der Verschleißfestigkeit bestimmt und auch das Verhältnis der von der Perlitphase der Legierungsstruktur eingenommenen Fläche wurde gemessen durch mikroskopische Betrachtung einer Schnittfläche des Ventilsitzes.

Weiter wurden die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 und die Vergleichsventilsitze V 1 bis V 10 einer Verschleißprüfung unter Verwendung eines Prüfgeräts unter den folgenden Bedingungen unterworfen:

Material des Ventils, das mit dem Ventilsitz zusammenwirkte: SUH-3;

Heiztemperatur für Ventil: 900°C;

Öffnungs- und Schließzyklus des Ventils: 2500mal pro Minute;

Atmosphäre: ein durch Verbrennung von Propangas unter einem Druck von 0,4 bar und Sauerstoffgas mit einer Fließgeschwindigkeit von 1,5 l/min erzeugtes Gas;

Heiztemperatur für Ventilsitz (der Sitzhalter war wassergekühlt): 250 bis 300°C;

Aufsitzlast: 30 kg

Prüfzeit: 100 Stunden.

In der obigen Verschleißprüfung wurde die maximale Tiefe des Abriebs jedes Ventilsitzes gemessen, um die Verschleißfestigkeit (Abriebfestigkeit) des Ventilsitzes zu bestimmen, während die maximale Abriebtiefe jedes Ventils gemessen wurde, um die Schmierfähigkeit des Ventilsitzes zu bewerten. Die Ergebnisse der Messungen sind in der Tabelle angegeben.

Die Tabelle zeigt, daß die erfindungsgemäßen Ventilsitze 1 bis 15 jeder hohe Dichte oder hohe Festigkeit sowie hohe Härte aufweisen und daher, wie sich aus den Ergebnissen der Verschleißfestigkeit in der gleichen Tabelle ergibt, jeder ausgezeichnete Verschleißfestigkeit (35 bis 60 µm) sowie ausgezeichnete Schmierfähigkeit zeigt, d. h. die entsprechenden Ventile waren nur wenig abgenutzt (5 bis 20 µm).

Andererseits sind die Vergleichs-Ventilsitze V 1 bis V 10, bei denen wenigstens eine der Komponenten in ihrem Gehalt aus dem Bereich der Erfindung herausfällt, oder der Anteil der von der Perlitphase eingenommenen Fläche gering ist, den obigen erfindungsgemäßen Ventilsitzen 1 bis 15 unterlegen hinsichtlich der Verschleißfestigkeit und/oder Schmierfähigkeit, d. h. der maximalen Tiefe der Abnutzung der den jeweiligen Ventilsitzen entsprechenden Ventile.

In der Tabelle bedeuten:

Fe+: Fe und unvermeidbare Verunreinigungen

*: außerhalb des Bereichs der Erfindung


Anspruch[de]
  1. 1. Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze von Brennkraftmaschinen bestehend im wesentlichen aus: 0,6 bis 1,3% C; 1 bis 5% Cr; 4 bis 15% Mo; 0,5 bis 2% Ni; 2 bis 8% Co; 0,2 bis 2% Nb; 0,2 bis 2% von wenigstens einer Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF&sub2;, BaF&sub2;, BN, MoS&sub2; und WS&sub2; und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei in der Struktur der Sinterlegierung Teilchen der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente und harte Teilchen der anderen Komponenten in einer hauptsächlich aus einer Perlitphase gebildeten Matrix dispergiert sind und die Legierung eine Dichte von wenigstens 7,3 g/cm³ und eine Rockwell-Härte (C-Skala) von 30 bis 50 aufweist.
  2. 2. Sinterlegierung nach Anspruch 1, worin die Matrix der Legierung wenigstens 50 Volumen-% der Perlitphase enthält.
  3. 3. Sinterlegierung nach Anspruch 2, worin die Legierung im wesentlichen besteht aus: 2 bis 20 Volumen-% einer dispergierten Phase, die gebildet ist von der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente und den harten Teilchen; 50 bis 90 Volumen-% der Perlitphase, 1 bis 20 Volumen-% einer Martensitphase, 5 Volumen-% oder weniger einer Austenitphase und Rest eine Ferritphase, wobei alle diese Phasen die Matrix bilden.
  4. 4. Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Fe-Basis für Ventilsitze für Brennkraftmaschinen, welches die folgenden Schritte aufweist:

    1. a) die Ausgangspulver werden in einem Mischungsverhältnis von 0,6 bis 1,3% C, 1 bis 5% Cr, 4 bis 15% Mo, 0,5 bis 2% Ni, 2 bis 8% Co, 0,2 bis 2% Nb, 0,2 bis 2% der wenigstens einen Gleitmittel-Komponente aus der Gruppe CaF&sub2;, BaF&sub2;, BN, MoS&sub2; und WS&sub2;, und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen zusammengegeben und zu einem Pulvergemisch gemischt;
    2. b) das Pulvergemisch wird unter Druck zu einem grünen Preßling geformt;
    3. c) der grüne Preßling wird in einer evakuierten Atmosphäre und/oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1180°C zur Bildung eines vorgesinterten Körpers vorgesintert;
    4. d) der vorgesinterte Körper wird bei einer Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C geschmiedet, um ein Schmiedestück mit hoher Fülldichte zu bilden; und
    5. e) das Schmiedestück wird in einer Vakuumatmosphäre und/oder einer reduzierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1180°C zu einem Sinterkörper gesintert.


  5. 5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei der Sinterkörper in einer weiteren Stufe bei einer Temperatur im Bereich von 600 bis 800°C wärmebehandelt wird.
  6. 6. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß die reduzierende Gasatmosphäre eine Ammonolyse-Gasatmosphäre ist.






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