DE4036614A1 - Ventilsitz aus einer gesinterten fe-basis-legierung mit hoher verschleissfestigkeit - Google Patents

Description

Die Erfindung bezieht sich auf Ventilsitze, die aus einer gesinterten Fe-Basis-Legierung bestehen, die eine hohe Verschleißfestigkeit aufweist, die weniger feindlich gegen Ventile ist und die somit für die Ver­ wendung in Brennkraftmaschinen, wie Dieselmotoren und Benzinmotoren, insbesondere solche von hoher Leistung, geeignet ist.

Die japanische Patentschrift Nr. 1 78 073/1983 be­ schreibt einen Ventilsitz aus einem Sinter einer Kup­ fer-imprägnierten Fe-Basis-Legierung, bei dem Cu in ein Substrat aus gesinterter Fe-Basis-Legierung infil­ triert ist, das eine Porosität von 6-14 Vol.-% und eine Struktur aufweist, derart, daß Partikel einer Cr-Basis- Legierung, die 2-30% C (wenn nicht anders angegeben, sind alle Prozente Gewichtsprozente), 7-15% Co, 15-25% W und 1-8% Fe enthalten, wobei die Differenz aus Cr und zufälligen Verunreinigungen besteht, und 8-12Vol.-% von Partikeln einer Fe-Mo-Legierung in einem Gefüge einer Fe-Basis-Legierung verteilt sind, die 0,1-1,9% Mo, 0,5-2,5% Ni, 4,5-7,5% Co, 3-6,5% Cr, 0,5-1,7% C und 1-2,7% W enthält, wobei die Differenz aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht.

Wegen der Verwendung von Verdichtern (Supercharger) und Mehrfachventilen und der Erhöhung der Drehgeschwindig­ keiten sind moderne Brennkraftmaschinen derart konstru­ iert, daß sie höhere Leistungen produzieren, wodurch ein ständiges Anwachsen sowohl der thermischen als auch mechanischen Belastung bewirkt wird. Wenn derartige moderne Brennkraftmaschinen mit Ventilsitzen aus dem oben erwähnten Sinter aus Kupfer-imprägnierter Fe-Basis- Legierung ausgerüstet sind, haben die in dem Fe-Basis- Legierungsgefüge verteilten Cr-Basis-Legierungs- und Fe-Mo-Legierungspartikel nur eine geringe Adhäsion an dem Fe-Basis-Legierungsgefüge, obwohl sie sehr hart sind, und während des Betriebes des Motors werden der­ artige Legierungspartikel oxidiert und verdrängt, wo­ durch ein Verschleiß des Ventilsitzes bewirkt wird.

Außerdem wird durch die verlagerten Legierungspartikel die Passung des Ventils verschlechtert.

Ausgehend von diesen Tatsachen, haben die vorliegenden Erfinder intensive Studien durchgeführt, um einen Ven­ tilsitz zu entwickeln, der eine ausreichende Verschleiß­ festigkeit aufweist, um die Forderungen der modernen Brennkraftmaschinen für höhere Leistungen zu erfüllen.

Als Ergebnis fanden die vorliegenden Erfinder, daß die oben angegebene Aufgabe der Erfindung vollständig durch einen Ventilsitz aus einer gesinterten Fe-Basis-Legie­ rung erfüllt wird, die ein Substrat aus der gesinterten Fe-Basis-Legierung mit einer derartigen Struktur umfaßt, daß 25-45% Cr, 20-30% W, 20-30% Co, 1-3% C, 0,2-2% Si und 0,2-2% Nb enthaltende Partikel A, wobei die Dif­ ferenz aus Fe und zufälligen Verunreinigungen gebildet wird, und 55-65% Co, 25-32% Cr, 7-10% Mo und 1,5-3,5% Si enthaltende harte Partikel B, wobei die Differenz durch Fe und zufällige Verunreinigungen gebildet wird, in einer Gesamtmenge von 10-25% in dem Gefüge der Fe- Basis-Legierung verteilt sind, das 1-3% Cr, 0,5-3% Mo, 0,5-3% Ni, 2-8% Co, 0,6-1,5% C und 0,2-1% Nb mit dem Ausgleich (auf 100%) aus Fe und zufälligen Verunreini­ gungen enthält und das einen Aufbau aufweist, der haupt­ sächlich aus einer perlitischen und einer bainitischen Phase zusammengesetzt ist, wobei alle Prozentangaben Gewichtsprozente sind.

Von dem Erfindungsgedanken der vorliegenden Erfindung werden auch die folgenden zwei Ventilsitze umfaßt: ein Ventilsitz aus einer gesinterten Fe-Basis-Legierung, die aus einem Sinter einer Kupfer-imprägnierten Fe-Basis- Legierung zusammengesetzt ist, die 5-20 Gew.-% Cu auf­ weist, das in ein Substrat aus einer gesinterten Fe- Basis-Legierung mit einer wie oben beschriebenen Zusam­ mensetzung und Struktur infiltriert ist; und ein Ven­ tilsitz aus einer gesinterten Fe-Basis-Legierung, die aus einem Sinter einer Blei-imprägnierten Fe-Basis-Le­ gierung zusammengesetzt ist, die 5-20 Gew.-% Pb auf­ weist, das in ein Substrat einer gesinterten Fe-Basis- Legierung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung und Struktur infiltriert ist.

Die Kritizität jeder Komponente in dem gesinterten Fe- Basis-Legierungs-Substrat für die Ventilsitze der vor­ liegenden Erfindung wird im folgenden beschrieben.

A. Komponenten des Fe-Basis-Legierungs-Gefüges (a) C

Die Kohlenstoffkomponente (C) bindet Mo und Cr zur Bil­ dung von Carbiden, wodurch eine verbesserte Härte erzielt wird. Außerdem bildet der Kohlenstoff ein Perlit- und Bainit-Gefüge, wodurch eine verbesserte Verschleißfähig­ keit erreicht wird. Wenn der Kohlenstoffgehalt geringer als 0,5 Gew.-% ist, werden diese Wirkungen nicht voll­ ständig erreicht. Wenn der Kohlenstoffgehalt 1,5 Gew.-% überschreitet, wird das Gefüge so hart, daß die Gefahr erhöht wird, daß das passende bzw. zugehörende Ventil angegriffen wird. Somit ist der Kohlenstoffgehalt auf einen Bereich von 0,6-1,5 Gew.-% begrenzt.

(b) Cr

Die Chrom-Komponente (Cr) löst sich im Gefüge, um seine Wärmewiderstandsfähigkeit zu verbessern. Darüber hinaus bildet es Carbide, wodurch die Verschleißfestigkeit er­ höht wird. Wenn der Cr-Gehalt geringer als 1 Gew.-% ist, werden die Wirkungen nicht vollständig erreicht. Wenn der Cr-Gehalt 3 Gew.-% überschreitet, verschlechtert sich die Sinterfähigkeit des Gefüges, so daß es schwierig ist, einen Sinter, d. h. ein Sintermetall mit hoher Festigkeit herzustellen. Somit ist der Cr-Gehalt auf den Bereich zwischen 1-3 Gew.-% begrenzt.

(c) Mo

Die Molybdän-Komponente (Mo) löst sich in dem Gefüge und bildet Carbide, die zu einer verbesserten Verschleiß­ festigkeit beitragen. Wenn der Mo-Gehalt geringer als 0,5 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht vollständig er­ reicht. Wenn der Mo-Gehalt 3 Gew.-% überschreitet, nimmt die Materialfestigkeit des Gefüges ab. Somit ist der Mo-Gehalt auf den Bereich von 0,5-3 Gew.-% begrenzt.

(d) Ni

Die Nickel-Komponente (Ni) löst sich in dem Gefüge auf, um seine Festigkeit zu erhöhen. Wenn der Ni-Gehalt ge­ ringer als 0,5 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht voll­ ständig erreicht. Wenn der Ni-Gehalt 3 Gew.-% überschrei­ tet, tritt eine Sättigung ein und weiteres Hinzufügen von Ni ist unökonomisch. Somit wird der Ni-Gehalt auf den Bereich zwischen 0,5-3 Gew.-% begrenzt.

(e) Co

Die Kobalt-Komponente (Co) löst sich in dem Gefüge, um seine Festigkeit zu erhöhen. Wenn der Co-Gehalt geringer als 2 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht vollständig erreicht. Wenn der Co-Gehalt 8 Gew.-% überschreitet, tritt eine Sättigung ein und ein weiteres Hinzufügen von Co ist einfach unökonomisch. Daher wird der Co-Ge­ halt auf den Bereich von 2-8 Gew.-% begrenzt.

(f) Nb

Die Niob-Komponente (Nb) des Gefüges bildet ein feines Cr-Nb-Carbid, das sich in dem Gefüge auflöst und seine Verschleißfestigkeit verbessert. Wenn der Nb-Gehalt ge­ ringer als 0,2 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht voll­ ständig erreicht. Wenn der Nb-Gehalt 1 Gew.-% überschrei­ tet, ist der Effekt gesättigt und eine weitere Zusetzung von Nb wird keine entsprechende Verbesserung erzeugen. Daher wird der Nb-Gehalt auf den Bereich von 0,2-1 Gew.-% begrenzt.

B. Komponenten der harten Partikel A (g) C

Die Kohlenstoffkomponente (C) bildet Carbide zur Festi­ gung der harten Partikel A. Wenn der C-Gehalt geringer als 1 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht vollständig erzielt. Wenn der C-Gehalt 3 Gew.-% überschreitet, wer­ den die Partikel A so hart, daß die Gefahr des Angriffs des Ventils erhöht wird. Daher wird der C-Gehalt auf den Bereich von 1-3 Gew.-% begrenzt.

(h) Cr

Die Chrom-Komponente (Cr) löst sich im Gefüge der harten Partikel A, um ihre Wärmewiderstandsfähigkeit zu verbes­ sern. Darüber hinaus bildet Cr Carbide und intermetalli­ sche Verbindungen zur Verbesserung der Verschleißfestig­ keit. Wenn der Cr-Gehalt geringer als 25 Gew.-% ist, wer­ den diese Wirkungen nicht vollständig erzielt. Wenn der Cr-Gehalt 45 Gew.-% überschreitet, erhöht sich die Härte der Partikel A und somit ebenfalls die Gefahr des An­ griffs auf das Ventil. Daher wird der Cr-Gehalt auf den Bereich zwischen 25-45 Gew.-% beschränkt.

(i) W

Die Wolfram-Komponente (W) bildet Carbide und interme­ tallische Verbindungen in dem Gefüge der harten Partikel A, wodurch ihre Verschleißfestigkeit verbessert wird. Wenn der W-Gehalt geringer als 20 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht vollständig erreicht. Wenn der W-Gehalt 30 Gew.-% überschreitet, erhöht sich die Härte der Par­ tikel A und somit ebenfalls die Gefahr des Angriffs auf das Ventil. Daher wird der W-Gehalt auf den Bereich von 20-30 Gew.-% beschränkt.

(j) Nb

Die Niob-Komponente (Nb) bildet Carbide im Gefüge der harten Partikel A, um ihre Verschleißfestigkeit und so­ mit ihre Adhäsion an dem Gefüge der Fe-Basis-Legierung zu verbessern. Wenn der Nb-Gehalt geringer als 0,2 Gew.-% ist, werden diese Wirkungen nicht vollständig erreicht. Wenn der Nb-Gehalt 2 Gew.-% überschreitet, werden die Effekte gesättigt und eine weitere Hinzufügung von Nb verringert die Benetzbarkeit des zu atomisierenden Pul­ vers. Daher wird der Nb-Gehalt auf den Bereich von 0,2-2 Gew.-% begrenzt.

(k) Co

Die Kobalt-Komponente (Co) löst sich in dem Gefüge der harten Partikel A, um ihre Festigkeit und Wärmewider­ standsfähigkeit zu erhöhen. Wenn der Co-Gehalt geringer als 20 Gew.-% ist, werden diese Wirkungen nicht vollstän­ dig erreicht. Wenn der Co-Gehalt 30 Gew.-% überschreitet, tritt eine Sättigung ein und eine weitere Hinzufügung von Co ist unwirtschaftlich. Daher wird der Co-Gehalt auf den Bereich von 20-30 Gew.-% begrenzt.

(l) Si

Die Silicium-Komponente (Si) bildet Carbide zur Verbes­ serung der Verschleißfestigkeit der harten Partikel A. Wenn der Si-Gehalt geringer als 0,2 Gew.-% ist, wird die Wirkung nicht vollständig erreicht. Wenn der Si-Gehalt 2 Gew.-% überschreitet, werden die harten Partikel A spröde. Daher wird der Si-Gehalt auf den Bereich von 0,2-2 Gew.-% beschränkt.

C. Komponenten der harten Partikel B (m) Cr

Die Chrom-Komponente (Cr) ist geeignet, die Wärmewider­ standsfähigkeit der harten Partikel B zu verbessern. Zu­ sätzlich bildet es Carbide und intermetallische Verbin­ dungen, wodurch die Verschleißfestigkeit der harten Par­ tikel B und ihre Adhäsionsfähigkeit an dem Gefüge der Fe-Basis-Legierung verbessert werden. Wenn der Cr-Gehalt geringer als 25 Gew.-% ist, werden diese Wirkungen nicht vollständig erreicht. Wenn der Cr-Gehalt 32 Gew.-% über­ schreitet, sind die Wirkungen gesättigt und ein weiteres Hinzufügen von Cr verringert die Benetzbarkeit des zu atomisierenden Pulvers. Daher wird der Cr-Gehalt auf einen Bereich von 25-32 Gew.-% begrenzt.

(n) Mo

Die Molybdän-Komponente (Mo) löst sich in dem Gefüge der harten Partikel B, um Carbide zu bilden, die zu einer ver­ besserten Verschleißfestigkeit beitragen. Wenn der Mo-Ge­ halt geringer als 7 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht vollständig erzielt. Wenn der Mo-Gehalt 10 Gew.-% über­ schreitet, verringert sich die Materialfestigkeit der harten Partikel B. Daher wird der Mo-Gehalt auf den Be­ reich 7-10 Gew.-% begrenzt.

(o) Si

Die Silicium-Komponente (Si) bildet intermetallische Ver­ bindungen, um die Verschleißfestigkeit der harten Par­ tikel B zu verbessern. Wenn der Si-Gehalt geringer als 1,5 Gew.-% ist, wird diese Wirkung nicht vollständig er­ reicht. Wenn der Si-Gehalt 3,5 Gew.-% überschreitet, er­ höht sich die Gefahr des Angriffs auf das Ventil durch die harten Partikel B. Daher wird der Si-Gehalt auf den Bereich von 1,5-3,5 Gew.-% beschränkt.

(p) Co

Der Kobalt-Bestandteil (Co) löst sich in dem Gefüge der harten Partikel B, um ihre Festigkeit und Wärmewider­ standsfähigkeit zu erhöhen. Wenn der Co-Gehalt geringer als 55 Gew.-% ist, werden diese Wirkungen nicht vollstän­ dig erreicht. Wenn der Co-Gehalt 65 Gew.-% überschreitet, tritt eine Sättigung auf. Daher wird unter Berücksichti­ gung der Wirtschaftlichkeit der Co-Gehalt im Bereich von 55-65 Gew.-% begrenzt.

D. Warum die harten Partikel A und B in dem Gefüge der Fe-Basis-Legierung verteilt sein müssen.

Die harten Partikel A sind in den Kosten gering und se­ hen eine große Härte vor. Allerdings neigen sie zur Oxi­ dation, und wenn sie oxidiert sind, werden sie aus dem Gefüge verdrängt, wodurch die gewünschte Verschleißfe­ stigkeit verringert wird. Andererseits haben die harten Partikel B einen großen Widerstand gegen Oxidation und sind weniger feindlich gegen das passende Ventil. Aller­ dings sind die harten Partikel B kostenintensiv und sie sind nicht so hart wie die Partikel A. Wenn beide Partikel A und B in dem Gefüge zur gleichen Zeit ver­ teilt sind, arbeiten die Partikel B wirksam zur Verhin­ derung der Verdrängung der Partikel A bei Oxidation. Als Ergebnis wird die Verschleißfestigkeit des Gefüges ver­ bessert und gleichzeitig wird die Gefahr des Angriffs auf das Ventil verringert. Allerdings werden die oben beschriebenen Wirkungen nicht vollständig erreicht, wenn die Summe der harten Partikel A und B geringer als 10 Gew.-% des Gefüges sind. Wenn die Summe der harten Parti­ kel A und B 25 Gew.-% überschreitet, nimmt die Festigkeit des Ventilsitzes als Endprodukt ab. Daher ist die Summe der harten Partikel A und B auf den Bereich von 10-25 Gew.-% beschränkt.

E. Menge der Cu-Einfiltrierung

In Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung können die Lücken oder Poren in dem Substrat aus gesinterter Fe-Basis-Legierung, wie beschrieben, mit Kupfer durch­ setzt werden, um so einen Ventilsitz herzustellen, der weiterhin wegen des Schließens der Lücken bzw. Poren ge­ festigt wird und der noch eine höhere Wärmewiderstands­ fähigkeit auf der Basis der verbesserten Wärmeleitfähig­ keit aufweist. Wenn die Menge der Cu-Einfiltrierung ge­ ringer als 5 Gew.-% ist, werden die Wirkungen nicht voll­ ständig erreicht. Andererseits muß die Porosität des gesinterten Fe-Basis-Legierungs-Substrats erhöht werden, um eine Cu-Durchsetzung von mehr als 20 Gew.-% zu erzie­ len. Dann aber verringert die Erhöhung der Porosität des gesinterten Substrats die Festigkeit des Ventilsitzes als Endprodukt. Daher wird die Menge der Cu-Einfiltrierung auf den Bereich von 5-20 Gew.-% begrenzt.

F. Menge der Pb-Durchsetzung

Weiterhin werden in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung die Lücken oder Poren in dem Substrat auf ge­ sinterter Fe-Basis-Legierung, wie oben beschrieben, mit Blei durchsetzt werden, um einen Ventilsitz herzustellen, der weiterhin durch das Schließen der Lücken bzw. Poren verfestigt ist und der darüber hinaus noch weniger feind­ lich gegenüber dem passenden Ventil ist durch die Selbst­ schmiereigenschaften des Bleis. Wenn die Menge der Pb- Infiltration geringer als 5 Gew.-% ist, werden die Wirkun­ gen nicht vollständig erreicht. Wenn andererseits zur Erzielung einer Pb-Durchsetzung von mehr als 20 Gew.-% die Porosität des Substrats aus gesinterter Fe-Basis- Legierung erhöht werden muß, wird die Festigkeit des Ventilsitzes als Endprodukt verringert. Daher wird die Menge der Pb-Infiltration auf den Bereich von 5-20 Gew.-% begrenzt.

Bei der Herstellung des Ventilsitzes nach der vorlie­ genden Erfindung, der aus einer hochverschleißfesten gesinterten Fe-Basis-Legierung, wie oben angegeben, be­ steht, wird das Sintern dadurch durchgeführt, daß für einen Zeitraum von einer Stunde ein Vakuum oder eine reduzierte Gasatmosphäre bei einer Temperatur von 1000 bis 1250°C vorgesehen wird. Wenn die Cu-Einfil­ trierung durchgeführt wird, kann sie in einer reduzier­ ten Gasatmosphäre bei einer Temperatur von 1090 bis 1150°C für einen Zeitraum von 20 Minuten erfolgen. Wenn die Pb-Einfiltrierung durchgeführt wird, kann dies in einer neutralen Gasatmosphäre bei einer Tempera­ tur von 550 bis 700°C für den Zeitbereich von einer Stunde geschehen. Wenn nötig, wird das Sintern, die Cu- Einfiltrierung oder die Pb-Einfiltrierung vorzugsweise durch eine Wärmebehandlung gefolgt werden, die bei einer Temperatur von 550 bis 750°C für einen Zeitraum von einer Stunde durchgeführt wird.

Das folgende Beispiel ist für den Zweck der weiteren Dar­ stellung der vorliegenden Erfindung vorgesehen, soll aber nicht als Einschränkung genommen werden.

Beispiel

Die folgenden Ausgangspulver, die eine Korngröße von 100 Mesh aufweisen, sind vorgesehen: Ein Fe-1%-Cr-Pul­ ver, ein Fe-13%-Cr-5%-Nb-Pulver, ein Carbonyl-Pulver, ein Co-Pulver, ein Mo-Pulver und ein gediegenes Graphit- Pulver. Außerdem werden Cr-Basis harte Partikel und Co- Basis harte Partikel vorsehen, die die Zusammensetzung nach Tabelle 1 aufweisen. Diese Ausgangspulver und Cr- und Co-Basis harten Partikel werden in den Mengen nach Tabelle 1 gewichtet, zusammengemischt und bei Drücken von 6-6,5 t/cm² komprimiert. Die Preßlinge wurden durch Halten bei 500°C für 30 Minuten entfettet und danach durch Halten in Ammonium-Zersetzungsgasen bei 700 bis 900°C für eine halbe Stunde calciniert. Die calcinier­ ten Produkte wurden kalt geschmiedet zur Erzielung von Dichtigkeiten von 7 g/cm³ und mehr. Danach wurden sie nochmals entfettet und gesintert durch Halten in Ammo­ nium-Zersetzungsgasen bei 1100 bis 1250°C für eine Stunde. Die Sinter wurden wärmebehandelt, wie für die Härteeinstellung und Strukturstabilisierung verlangt, indem sie in Ammonium-Zersetzungsgasen bei 550 bis 750°C für eine Stunde gehalten wurden. Durch diese Verfah­ ren wurden die Ventilsitzproben 1 bis 22 aus gesinterten Fe-Basis-Legierungen der vorliegenden Erfindung (die im folgenden als "die Ventilsitze nach der vorliegenden Er­ findung" bezeichnet werden) und zusätzliche Ventilsitz­ proben 1 bis 16 aus gesinterten Fe-Basis-Vergleichsle­ gierungen (im folgenden als "Vergleichsventilsitze" be­ zeichnet) hergestellt, wobei diese Ventile einen Außen­ durchmesser von 34 mm, einen Innendurchmesser von 26 mm und eine Höhe von 7,2 mm aufwiesen.

Zusätzliche Ventilsitze mit den gleichen Dimensionen und der Zusammensetzung nach der Ventilsitzprobe 1 der vor­ liegenden Erfindung wurden mit Cu infiltriert, indem sie in einer modifizierten Methangasatmosphäre bei 1100°C für 20 Minuten gehalten wurden und in einer Luftatmo­ sphäre bei 620°C für eine Stunde anschließend vergütet wurden, wodurch die Ventilsitzproben 23 und 24 der vor­ liegenden Erfindung und die Vergleichsventilsitzprobe 17 hergestellt wurden.

Zwei weitere Ventilsitze mit den gleichen Dimensionen und der gleichen Zusammensetzung wie Ventilsitzprobe 1 der vorliegenden Erfindung wurden mit Pb durchsetzt, in­ dem sie in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 650°C für eine Stunde gehalten wurden, wodurch die Ventilsitzprobe 25 der vorliegenden Erfindung und die Vergleichsventil­ sitzprobe 18 hergestellt wurden.

Die Vergleichsventilsitzproben waren derart, daß der Wert irgendeines der Konstitutionselemente außerhalb der durch die vorliegende Erfindung spezifizierten Bereiche lag (in Tab. 1 ist jeder der nicht passenden Werte mit einem Stern gekennzeichnet).

Für einen weiteren Vergleich wurde auch ein Ventilsitz nach dem Stand der Technik vorgesehen.

Die derart hergestellten Ventilsitze wurden einem Ver­ schleißtest unter den weiter unten angegebenen Bedingun­ gen unterworfen und ihre Verschleißfestigkeit wurde durch Messen der Tiefe des maximalen Verschleißes, der bei jedem Ventilsitz auftrat, ausgewertet. Weiterhin wurde der Angriff auf ein SUH-36-Ventil durch jeden Ven­ tilsitz durch Messen der Tiefe des maximalen Verschleißes, der beim zugehörigen Ventil auftrat, ausgewertet.

Die Ergebnisse dieser Auswertung sind in Tabelle 1 dar­ gestellt.

Verschleißtestbedingungen

Ventilmaterial: SUH-36
Ventilaufheiztemperatur: 900°C
Ventilhubzahl: 3000 pro Minute
Atmosphäre: Durch die Verbrennung von Propangas (0,4 kg/cm²) mit Sauerstoff, der mit einer Durchflußmenge von 1,5 l/min zugeführt wurde, erzeugte Gase
Ventilsitzaufheiztemperatur (wassergekühlt): 250 bis 300°C
Sitzlast: 30 kg
Testzeitraum: 100 Stunden

Die in Tabelle 1 angeführten Daten zeigen, daß die Ven­ tilsitzproben der vorliegenden Erfindung einen geringe­ ren Angriff auf das SUH-36-Ventil bewirken als der Ven­ tilsitz nach dem Stand der Technik. Wie außerdem durch die Vergleichsventilsitzproben klar gezeigt ist, be­ wirkt die Nichtübereinstimmung mit den Forderungen der vorliegenden Erfindung eine Verschlechterung einer der folgenden drei Eigenschaften: Verschleißfestigkeit des Ventilsitzes, sein Angriff auf das Ventil und die Summe aus Ventilsitzverschleiß und Angriff gegen das Ventil.

Wie klar aus der vorhergehenden Beschreibung hervorgeht, bewirkt der Ventilsitz aus der gesinterten Fe-Basis-Le­ gierung nach den obigen Angaben geringere Angriffe ge­ gen das zugehörige Ventil bzw. den zugehörigen Ventil­ körper und weist eine höhere Verschleißfestigkeit auf und zeigt somit eine exzellente Leistungsfähigkeit über einen langen Zeitraum, wenn der Ventilsitz in einer Brennkraftmaschine hoher Leistung verwendet wird.

In dem oben beschriebenen Beispiel wird der Ventilsitz gemäß der vorliegenden Erfindung aus der hochverschleiß­ festen gesinterten Fe-Basis-Legierung, wie oben be­ schrieben, durch die Schritte Brennen, Kaltschmieden und Sintern hergestellt. Es sei allerdings bemerkt, daß dies nicht das einzige Verfahren zum Herstellen des Ventilsitzes nach der vorliegenden Erfindung ist und andere Verfahren verwendet werden können, die die Kom­ bination einer Primärsinterung, Heißschmieden und Se­ kundärsinterung ebenso wie die üblichen Verfahren, die die Sinterung eines Preßlings betreffen, umfassen.

Claims (3)

1. Hochverschleißfester Ventilsitz aus gesinterter Fe- Basis-Legierung, die ein Substrat aus gesinterter Fe-Basis-Legierung mit einem derartigen Aufbau um­ faßt, daß harte Partikel A, die 25-45% Cr, 20-30% W, 20-30% Co, 1-3% C, 0,2-2% Si und 0,2-2% Nb mit der Differenz aus Fe und zufälligen Verunreini­ gungen enthalten, und harte Partikel B, die 55-65% Co, 25-32% Cr, 7-10% Mo und 1,5-3,5% Si und den entsprechenden Ausgleich an Fe und zufälligen Verun­ reinigungen enthalten, in einer Gesamtmenge von 10-25% in einem Fe-Basis-Legierungsgefüge verteilt sind, das 1-3% Cr, 0,5-3% Mo, 0,5-3% Ni, 2-8% Co, 0,6-1,5% C und 0,2-1% Nb und den Ausgleich an Fe und zufälligen Verunreinigungen enthält und das einen Aufbau aufweist, der hauptsächlich aus einer perliti­ schen und einer bainitischen Phase zusammengesetzt ist, wobei alle Prozentangaben Gewichtsprozente sind.

2. Hochverschleißfester Ventilsitz, der aus einem Sinter einer Kupfer-imprägnierten Fe-Basis-Legierung mit 5-20 Gew.-% Cu zusammengesetzt ist, das in das gesin­ terte Fe-Basis-Legierungs-Substrat nach Anspruch 1 eingedrungen ist.

3. Hochverschleißfester Ventilsitz, der aus einem Sinter einer Blei-imprägnierten Fe-Basis-Legierung mit 5-20 Gew.-% Pb zusammengesetzt ist, das in das Substrat aus gesinterter Fe-Basis-Legierung nach Anspruch 1 eingedrungen ist.