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Technischer Hintergrund der
Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine Hochtemperatur-Gleitlegierung, enthaltend
harte Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf
Co-Basis, die in einer Matrix aus einer Ni-Legierung oder Fe-Legierung
dispergiert ist; sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben und
ein Gleitsystem, in dem die Hochtemperatur-Gleitlegierung verwendet worden ist.
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Stand der Technik
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Ein
Lager für
die Räder
eines Wagens oder dergleichen, der beim Eingeben oder Herausnehmen eines
Hitze-zu-behandelnden Gegenstands in oder aus einem Ofen für die Hitzebehandlung
verwendet wird, muss ausgezeichnete Eigenschaften hinsichtlich der
Verschleißfestigkeit
nicht nur bei den Hochtemperaturbedingungen in dem Ofen, sondern
auch bei Bedingungen üblicher
Temperatur haben.
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Eine
Hochtemperatur-Gleitlegierung, die einem solchen Erfordernis genügt, wird
in dem Patentdokument
JP-A-11-172363 beschrieben.
Die Legierung besteht aus 2 bis 8 Massen-% Cr, 2 bis 10 Massen-%
Fe, 0,1 bis 1,5 Massen-% Si, 2 bis 22 Massen-% Co, 1,4 bis 11 Massen-%
Mo und zum Rest Ni und enthält
1 bis 35 Massen-% harte Teilchen auf Co-Mo-Cr-Si-Basis, die in der Matrix dispergiert
sind.
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Die
in der
JP-A-11-172363 beschriebene Hochtemperatur-Gleitlegierung wird
dadurch hergestellt, dass ein Ausgangspulver vermischt wird, das Mischpulver
komprimiert wird und in einer reduzierenden Atmosphäre bei 1150°C ge sintert
wird. Danach wird das Material in einer oxidierenden Atmosphäre bei 600
bis 900°C
erhitzt. Hierdurch werden unter harten Teilchen
2, die
in der Matrix
1 der Ni-Legierung
dispergiert sind, wie es in
3 gezeigt
wird, Teile der harten Teilchen, die von der Oberfläche (Gleitoberfläche) der
Matrix
1 freigelegt sind, oxidiert, wodurch eine Oxidphase
von Co-Mo-Cr-Si
2a gebildet wird. Weiterhin wird die Oxidphase
2a zu
einer Oxidphase
2b von Co-Cr oxidiert, und eine Molybdänoxidphase
2c wird
auf der Oxidphase
2b gebildet.
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Wenn
diese Oxidphasen mit einem paarenden Element in Gleitkontakt gebracht
werden, dann wird die Molybdänoxidphase 2,
die eine Schmierfähigkeit
besitzt, zu dem paarenden Element übertragen, um einen Schmierungseffekt
hervorzurufen. Weiterhin wird die harte und brüchige Oxidphase 2b von
Co-Cr fein zu feinen Körnern
zerbrochen, die zwischen der Gleitlegierung und dem paarenden Element
rollen, wodurch eine bestimmte Rollreibungswirkung hervorgerufen
wird. Gemäß der obigen Druckschrift
lösen solchen
Wirkungen das sogenannte Stick-Slip-Phänomen, um einen niedrigen Reibungskoeffizienten
zwischen der Gleitlegierung und dem paarenden Element zu realisieren.
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Jedoch
ist die Hochtemperatur-Gleitlegierung mit dem Problem behaftet,
dass sie keinen niedrigen Reibungskoeffizienten im niedrigen Temperaturbereich
von nicht höher
als 400°C
erzielen kann, im Vergleich zu der Verwendung in einem hohen Temperaturbereich
von höher
als 400°C.
Es wird angenommen, dass dies darauf zurückzuführen ist, dass harte Teilchen,
die an der Gleitoberfläche
durch eine Verschleißwirkung
neu freigelegt werden, in dem niederen Temperaturbereich von nicht
höher als 400°C nicht ohne
weiteres oxidiert werden, so dass es schwierig ist, dass ein zusammengesetztes
Oxid, das zum Erhalt eines niedrigen Reibungskoeffizienten erforderlich
ist, auf der Oberfläche
der harten Teilchen gebildet wird.
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Die
vorliegende Erfindung wird im Hinblick auf den obigen technischen
Hintergrund vorgeschlagen.
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Es
ist eine Aufgabe der Erfindung, eine Hochtemperatur-Gleitlegierung zur
Verfügung
zu stellen, die dazu imstande ist, einen niedrigen Reibungskoeffizienten
selbst in einem niedrigen Temperaturbereich zu erhalten. Erfindungsgemäß soll auch ein
Verfahren zur Herstellung dieser Legierung und ein Gleitsystem,
in dem die Hochtemperatur-Gleitlegierung
verwendet worden ist, zur Verfügung
gestellt werden.
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Kurze Zusammenfassung der
Erfindung
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Die
JP-A-11-172363 ist
eine Patentanmeldung, die von der Anmelderin dieser Patentanmeldung
eingereicht worden ist. Die benannten Erfinder haben Untersuchungen
hinsichtlich Hochtemperatur-Gleitlegierungen, wie in der
JP-A-11-172363 beschrieben,
durchgeführt,
um einen niedrigen Reibungskoeffizienten im niedrigen Temperaturbereich von
nicht höher
als 400°C
zu erzielen. Die Erfinder haben gefunden, dass eine chemische Zusammensetzung
gemäß der vorliegenden
Erfindung, die insbesondere als Zusatzstoff Ag enthält, dazu
wirksam ist, einen niedrigen Reibungskoeffizienten zu erhalten.
Auf diese Weise wurde die vorliegende Erfindung gemacht.
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Gemäß einer
ersten Ausführungsform
der Erfindung wird eine Hochtemperatur-Gleitlegierung zur Verfügung gestellt,
die eine Ni-Legierung oder eine Fe-Legierung ist, enthaltend, als
Massen-% 1 bis 35% harte Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen
Verbindung auf Co-Basis und 0,1 bis 10% Ag, wobei jeder Gehalt der
harten Teilchen und des Ag auf die gesamte Gleitlegierung bezogen
ist, wobei die harten Teilchen und Ag in der Matrix der Ni-Legierung
oder der Fe-Legierung dispergiert sind.
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Das
weiche Silbermetall bildet einen extrem dünnen Film auf einer Gleitoberfläche während einer Gleitkontakt-Beziehung mit einem
paarenden Element, um einen Schmiereffekt zu erzielen. Aufgrund der
niedrigen Scherbeständigkeit
des Ag hat, wenn das Ag den extrem dünnen Film bildet, und sich
auf der Gleitoberfläche
ausdehnt, dieses nur einen geringen Einfluss auf das paarende Element
als Reibungskraft, wodurch demgemäß ein niedriger Reibungskoeffizient
erhalten werden kann.
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Weiterhin
hat das Ag eine hohe Oxidationsbeständigkeit und es bildet kaum
ein Oxid, selbst bei erheblich hohen Temperaturen und es behält weiterhin
seinen weichen Zustand bei. Daneben hat das Ag noch einen extrem
niedrigen Löslichkeitsgrad
(Kompatibilität)
in bzw. mit einem Metall (wie Ni, Fe und Cr), aus dem eine Matrix
besteht. Das Ag kann daher in der Matrix vorhanden sein, während der
Zustand einer einzelnen Phase von Ag ohne Bildung einer festen Lösung aufrechterhalten
wird. D. h. das Ag liegt in einem Zustand einer einzigen Phase von
Ag bis zu einer erheblich hohen Temperatur von etwa 800°C vor und
es ergibt einen niedrigen Reibungskoeffizienten.
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Wenn
der Gehalt von Ag weniger als 0,1 Massen-% beträgt, dann wird dieser Effekt
nicht erhalten. Andererseits ist es so, dass selbst dann, wenn der
Ag-Gehalt über
10 Massen-% hinausgeht, der Effekt der Erniedrigung des Reibungskoeffizienten
nicht mehr ansteigt, so dass eine Zugabe von mehr als 10 Massen-%
Ag zu erhöhten
Materialkosten führt,
weil Ag ein Edelmetall ist. Demgemäß sollte der Ag-Gehalt 0,1 bis 10
Massen-% betragen.
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Es
wird mehr bevorzugt, dass der Ag-Gehalt 1 bis 7 Massen-%, zweckmäßig 2 bis
4 Massen-% beträgt.
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Wenn
der Gehalt der harten Teilchen, bestehend aus der intermetallischen
Verbindung auf Co-Basis weniger als 1 Massen-% beträgt, dann
ist der Effekt hinsichtlich der Erhöhung der Gleiteigenschaften
bei hohen Temperaturen nur geringfügig. Wenn er andererseits über 35 Massen-%
hinausgeht, dann wird die Verdichtungsfähigkeit eines Ausgangsmaterialpulvers,
das die harten Teilchen enthält,
vor dem Sintern verschlechtert und die durch das Sintern erhaltene
Hochtemperatur-Gleitlegierung wird hart, wodurch der Verschleißverlust
eines paarenden Elementes erhöht
wird. Demgemäß sollte
der Gehalt der harten Teilchen, die aus der intermetallischen Verbindung
auf Co-Basis bestehen, 1 bis 35 Massen-% betragen.
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Die
erfindungsgemäß verwendete
Ni-Legierung besteht aus, auf die Masse bezogen, 2 bis 8% Cr, 2
bis 10% Fe, 0,1 bis 1,5% Si, 1,4 bis 11% Mo und zum Rest aus Ni
und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen, wobei jeder Gehalt
der obigen Komponentenelemente auf die gesamte Gleitlegierung bezogen
ist.
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Der
Grund, warum der Cr-Gehalt auf 2 bis 8 Massen-% festgelegt wird,
besteht darin, dass es bei geringeren Mengen als 2 Massen-% sein
kann, dass die Matrix hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit verschlechtert
wird. Wenn der Gehalt andererseits über 8 Massen-% hinausgeht,
dann ist es nur schwierig, einem grünen Kompaktkörper aus
einem Ausgangsmaterial eine hohe Dichte zu verleihen, so dass nur
mit Schwierigkeiten ein gesintertes Produkt mit hoher Dichte erhalten
werden kann. Aus diesem Grund beträgt der Cr-Gehalt vorzugsweise
2 bis 8 Massen-%. Im Hinblick auf die Kompaktbierbarkeit bzw. Verdichtungsfähigkeit
und die Oxidationsbeständigkeit
beträgt
der Cr-Gehalt mehr bevorzugt 5 bis 7 Massen-%.
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Der
Grund, warum der Fe-Gehalt auf 2 bis 10 Massen-% festgelegt wird,
besteht darin, dass es bei Mengen von weniger als 2 Massen-% möglich ist, dass
die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung verschlechtert wird.
Wenn der Gehalt andererseits größer als
10 Massen-% ist, dann wird das Ausgangsmaterialpulver für den Sintervorgang
hart, so dass die Dichte eines grünen Kompaktkörpers aus
dem Pulver kaum erhöht
werden kann. Aus diesem Grund beträgt der Fe-Gehalt vorzugsweise
2 bis 10 Massen-%. Insbesondere dann, wenn der Fe-Gehalt 4 bis 6
Massen-% beträgt,
dann erreicht die Legierung in bevorzugter Weise eine bessere Hochtemperaturfestigkeit.
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Die
erfindungsgemäß verwendete
Fe-Legierung ist eine hitzebeständige
Fe-Legierung und sie kann ein beliebiges Material, ausgewählt aus
der Gruppe, bestehend aus austenitischen, martensitischen und ferritischen
Edelstählen,
von denen jeder Cr enthält,
ausgewählt
werden.
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Es
ist möglich,
die Materialkosten durch Verwendung eines solchen Edelstahls als
Matrixmetall für
die erfindungsgemäße Legierung
zu verringern.
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Die
intermetallische Verbindung auf Co-Basis der harten Teilchen ist
eine beliebige, ausgewählt aus
der Gruppe vom Co-Mo-Cr-Si-Typ, vom Co-Cr-W-Ni-Fe-Typ und vom Co-Cr-Ni-Fe-Typ.
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Wenn
die intermetallischen Verbindungen auf Co-Basis in einer oxidierenden
Atmosphäre
erhitzt werden, dann werden Co-Mo-Cr-Si-, Co-Cr-W-Ni-Fe- und Co-Cr-Ni-Fe-Oxidphasen
auf den jeweiligen Oberflächen
gebildet. Danach werden diese Oxidphasen weiterhin zu einer Co-Cr-Oxidphase
oxidiert.
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Wenn
die Ni-Legierung für
die Herstellung der Matrix ausgewählt wird und wenn eine intermetallische
Verbindung vom Co-Mo-Cr-Si-Typ für
die harten Teilchen der intermetallischen Verbindung auf Co-Basis
ausgewählt
wird, dann be trägt
der Gehalt jedes Elements in der Hochtemperatur-Gleitlegierung als ganzes 2 bis 8 Massen-%
Cr, 2 bis 10 Massen-% Fe, 0,1 bis 1,5 Massen-% Si, 2 bis 22 Massen-%
Co, 1,4 bis 11 Massen-% Mo und zum Rest Ni.
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Gemäß einer
zweiten Ausführungsform
der Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung der Hochtemperatur-Gleitlegierung
zur Verfügung
gestellt, umfassend die folgenden Stufen:
Vermischen eines
Pulvers aus harten Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen
Verbindung auf Co-Basis in einer Menge von 1 bis 35 Massen-% eines
Ag-Pulvers in einer Menge von 0,1 bis 10 Massen-% und eines Metallpulvers
in der restlichen Menge, wobei das Pulver aus einem matrixbildenden
Metall einer Legierung auf Ni-Basis oder einer Legierung auf Fe-Basis
besteht, und
Sintern des so erhaltenen Gemisches bei einer
Temperatur von 1150 bis 1200°C
in einer reduzierenden Atmosphäre.
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In
der so gesinterten Legierung haben die harten Teilchen eine Härte von
HV 600 bis 900. Wenn die harten Teilchen eine Härte von nicht weniger als HV
600 haben, dann kann die Verschleißfestigkeit der Legierung aufgrund
der harten Teilchen, die in der Matrix dispergiert sind, leicht
verbessert werden. Im Falle, dass die Härte HV 900 oder weniger beträgt, greift
in vorteilhafter Weise die Legierung das paarende Element während der
gegenseitigen Verschleißbeziehung
zwischen der Legierung und dem paarenden Element nicht zu stark
an.
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Gemäß einer
dritten Ausführungsform
der Erfindung wird ein Gleitsystem zur Verfügung gestellt, umfassend ein
Gleitlagerelement mit einer Gleitlagerschicht, hergestellt aus der
oben erwähnten
Hochtemperatur-Gleitlegierung, und ein paarendes Element, das von
dem Gleitlagerelement getragen wird, wobei das paarende Element
eine Gleitoberfläche
um fasst, die mit der Gleitlagerschicht in Kontakt gebracht worden
ist, und eine Vickers-Härte (Hv)
von nicht weniger als 1100 hat.
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Das
paarende Element kann eine Härte
von nicht weniger als HV 1100 haben, was beispielsweise dadurch
erzielt werden kann, dass die Oberfläche durch eine Nitridierungsbehandlung
gehärtet
wird. Wenn die Gleitoberfläche
daher hart ist, d. h. wenn in anderen Worten ausgedrückt, die
Gleitoberfläche härter ist
als die harten Teilchen, dann werden die harten Teilchen nicht in
die Gleitoberfläche
des paarenden Elements unter einem Gleitkontaktdruck gedrückt, so
dass die Kontaktfläche
nicht erhöht
wird, wodurch leicht ein Zustand eines niedrigen Reibungswiderstands
des Gleitsystems realisiert wird. Demgemäß ist der Reibungskoeffizient
zwischen dem Gleitlagerelement und dem paarenden Element von Raumtemperatur
bis zu hoher Temperatur nur gering und die Verschleißwiderstandseigenschaften der
Gleitlagerelements und des paarenden Elements werden verbessert,
wodurch das Gleitsystem eine ausgezeichnete Dauerhaftigkeit erhält.
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Die
Gleitoberfläche
des paarenden Elements kann anstelle der Nitridierungsbehandlung
auch dadurch gehärtet
werden, dass eine Beschichtung mit einem Beschichtungsmaterial von
beispielsweise TiN, TiAlN oder CrN, das gute Oxidationsbeständigkeitseigenschaften
bei hohen Temperaturen hat, erfolgt, wodurch die Beschichtung durch
Ionenplattierung durchgeführt
werden kann.
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Die
Erfindung wird anhand der beigefügten Zeichnungen
näher erläutert. Es
zeigen:
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1 ein
Diagramm, das die Beziehung zwischen der Testtemperatur und dem
Reibungskoeffizienten zeigt;
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2 ein
Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Ag-Gehalt und dem Reibungskoeffizienten
zeigt;
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3 eine
Querschnittsansicht, die schematisch den Zustand von harten Teilchen
vom oxidierten Co-Mo-Cr-Si-Typ zeigt; und
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4 eine
Ansicht, die schematisch die Metallstruktur einer Hochtemperatur-Gleitlegierung,
enthaltend Ag, zeigt.
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Detaillierte Beschreibung
der Erfindung
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Es
werden nunmehr untenstehend Ausführungsformen
der Erfindung beschrieben.
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Die
folgenden pulverförmigen
Materialien wurden als Ausgangspulver für die Herstellung von erfindungsgemäßen Probekörpern verwendet.
Probekörper 1 bis 4 und
Vergleichs-Probekörper 1 sind in
der untenstehenden Tabelle 1 gezeigt.
- (1) Reines
Ni-Pulver: Teilchengröße – (minus) #250
mesh (3 μm
oder kleiner)
- (2) Fe-Cr-Legierungspulver: Teilchengröße von – (minus) #250 (63 μm oder kleiner)
- (3) Reines Ag-Pulver: Teilchengröße – (minus) #mesh (63 μm oder kleiner)
- (4) Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver als harte Teilchen: Teilchengröße von – (minus)
#250 mesh (63 μm
oder kleiner) Das oben angegebene Fe-Cr-Legierungspulver hat eine
Zusammensetzung von 44,5 Massen-% Cr, 17,6 Massen-% Ni, 1,6 Massen-%
Si, 4,2 Massen-% Mo, 0,6 Massen-% Mn und besteht zum Rest aus Fe.
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Weiterhin
hat das oben beschriebene Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver eine Zusammensetzung
von 28,5 Massen-% Mo, 8,5 Massen-% Cr, 2,5 Massen-% Si und besteht
zum Rest aus Co.
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Sodann
wurden das oben beschriebene reine Ni-Pulver, ein Fe-Cr-Legierungspulver,
ein reines Ag-Pulver und ein Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver
zu den erfindungsgemäßen Zusammensetzungen
für die
in Tabelle 1 gezeigten Probekörper
1 bis 4, wie nachstehend beschrieben, vermischt.
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Weiterhin
wurden reines Ni-Pulver, das Fe-Cr-Legierungspulver und das Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver
unter den oben beschriebenen Ausgangsmaterialpulvern zu einer Zusammensetzung für einen
Vergleichs-Probekörper 1 gemäß untenstehender
Tabelle 1 in der gleichen Art und Weise wie im oben beschriebenen
Fall vermischt.
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Hierbei
entsprechen das reine Ni-Pulver und das Fe-Cr-Legierungspulver einem Metallpulver,
aus dem die Matrix besteht.
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Als
Information sei noch angegeben, dass bei der Herstellung der in
Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung ein Vergleichs-Probekörper 1,
der kein Ag enthielt, dadurch hergestellt worden war, dass 73,5
Massen-% reines Ni-Pulver, 16,5 Massen-% Fe-Cr-Legierungspulver
und 10 Massen-% Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver
in einem bestimmten Verhältnis
miteinander vermischt wurden. Die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4 wurden
dadurch hergestellt, dass der in Prozent angegebene Mischgehalt
von reinem Ni-Pulver um den prozentualen Gehalt verringert wurde,
der dem prozentualen Mischanteil des reinen Ag-Pulvers auf der Basis
des in Prozent angegebenen Mischgehalts des Vergleichs-Probekörpers 1 entspricht.
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Beim
Vermischen des Rohpulvers wurde Zinkstearat in einer Menge von 1%,
bezogen auf die Masse des gesamten Ausgangsmaterialpulvers zugemischt,
um die Verdichtungsfähigkeit
des Ausgangsmaterialpulvers zu verbessern.
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Erfindungsgemäße Probekörper 1 bis 4 und der
Vergleichs-Probekörper 1 wurden
durch folgende Stufen hergestellt: Kompaktierung eines pulverförmigen Gemisches,
erhalten wie oben beschrieben, zu einer zylindrischen Säule mit
einem Durchmesser von 32 mm und einer Länge von 30 mm; Erhitzen des säulenförmigen Kompaktierungskörpers bei
400°C um
die Stearinsäure
durch Entwachsen in genügender
Weise zu entfernen; und anschließendes Sintern des erhaltenen
Materials bei 1150°C
in einer reduzierenden Atmosphäre
von H2 + N2 über einen
Zeitraum von einer Stunde. Die 4 ist eine
schematische Ansicht, die eine Struktur der erfindungsgemäßen Probekörper 3 zeigt.
In der 4 gibt das Bezugszeichen 4 eine Matrix
an, das Bezugszeichen 6 gibt die harten Teilchen an und
das Bezugszeichen 8 bedeutet eine Einzelphase aus Ag.
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Die
erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4 und
der Vergleichs-Probekörper 1 wurden
einem Verschleißtest
bei einer Testtemperatur von 20°C, 300°C, 500°C, 700°C und 800°C unterworfen.
Das paarende Element bestand aus einem Ring, hergestellt aus einem
Edelstahlmaterial mit einer Oberflächenhärte HV von 1100, erhalten durch
eine Nitridierungsbehandlung. Der Verschleißtest wurde 60 Minuten lang
bei den Testbedingungen eines Oberflächendrucks von 0,5 MPa, der
auf den Ring ausgeübt wurde,
und einer Rotationsgeschwindigkeit von 0,6 mm/s durchgeführt. Als
Ergebnis des Reibungstests wurden die in den 1 und 2 angegebenen Reibungskoeffizienten
erhalten.
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Aus
den Testergebnissen der 1 wird ersichtlich, dass ein
Vergleichs-Probekörper,
dem kein Ag zugesetzt worden war, einen niedrigen Reibungskoeffizient
von 500°C
oder höher
zeigt, jedoch einen hohen Reibungskoeffizienten bei einer Temperatur von
niedriger als 500°C
zeigt.
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Im
Gegensatz dazu zeigen die erfindungsgemäßen Probekörper, die Ag enthalten, einen
niedrigen Reibungskoeffizient selbst bei Atmosphärendruck und sie zeigen einen
niedrigen Reibungskoeffizienten sogar bei Temperaturen von 500°C oder höher. Es
kann daher die Schlussfolgerung gezogen werden, dass die erfindungsgemäßen Probekörper einen
stabilen niedrigen Reibungskoeffizienten von Atmosphärentemperatur
bis zu einer hohen Temperatur von 800°C zeigen.
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Andererseits
ist es, wie aus den Versuchsergebnissen der 2 hervorgeht,
so, dass ein Vergleichs-Probekörper 1,
der kein Ag enthält,
einen hohen Reibungskoeffizienten hat. Im Gegensatz dazu zeigen
die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4, zu
denen 0,1 Massen-% oder mehr Ag gegeben worden sind, einen niedrigeren
Reibungskoeffizienten als der Vergleichs-Probekörper 1.
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Die
erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 3, die
Ag in einer Menge im Bereich von 1 bis 7 Massen-% enthalten, zeigen
unter den erfindungsgemäßen Probekörpern 1 bis 4 einen
niedrigeren Reibungskoeffizienten. Weiterhin wird ersichtlich, dass ein
Probekörper,
enthaltend den Zusatzstoff Ag im Bereich von 2 bis 4 Massen-% wie
beispielsweise der erfindungsgemäße Probekörper 2,
einen noch weiter erniedrigten Reibungskoeffizienten hat.
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Die
erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4, die
spezielle Beispiele gemäß der vorliegenden
Erfindung darstellen, zeigten einen niedrigen Reibungskoeffizienten
im niederen Temperaturbereich von nicht höher als 400°C und einen niederen Reibungskoeffizienten
selbst im hohen Temperaturbereich von Temperaturen oberhalb 400°C.
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Zur
Information sei noch darauf hingewiesen, dass die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4 in
einer reduzierenden Atmosphäre
bei 1150°C
gesintert worden sind. Durch entsprechende Experimente ist jedoch
bestätigt
worden, dass die erfindungsgemäßen Probekörper selbst
beim Sintern bei einer Temperatur von 1200°C einen ähnlich niedrigen Reibungskoeffizienten
zeigen.
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Obgleich
die Ni-Legierungen in den erfindungsgemäßen Probekörpern 1 bis 4 als
Matrix verwendet worden sind, wurde ebenfalls durch Experimente
bestätigt,
dass erfindungsgemäße Probekörper, hergestellt
aus einer Fe-Legierung, einen ähnlich niedrigen
Reibungskoeffizienten zeigen können.