JPH0353389B2 - - Google Patents
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- JPH0353389B2 JPH0353389B2 JP59033735A JP3373584A JPH0353389B2 JP H0353389 B2 JPH0353389 B2 JP H0353389B2 JP 59033735 A JP59033735 A JP 59033735A JP 3373584 A JP3373584 A JP 3373584A JP H0353389 B2 JPH0353389 B2 JP H0353389B2
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- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
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- B23K35/32—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at more than 1550°C
- B23K35/327—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at more than 1550°C comprising refractory compounds, e.g. carbides
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
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- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550°C
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- B23K35/3093—Fe as the principal constituent with other elements as next major constituents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/06—Surface hardening
- C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D5/00—Heat treatments of cast-iron
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
- C23C4/06—Metallic material
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は表層の一部を耐摩耗性に優れた再溶融
処理層としたカムシヤフト或いはロツカアーム等
の鋳鉄部材のプラズマアークによる表面硬化方法
に関する。
処理層としたカムシヤフト或いはロツカアーム等
の鋳鉄部材のプラズマアークによる表面硬化方法
に関する。
内燃機関にあつては、適切な時期にバルブを開
閉して、燃焼室に混合気を導入したり、燃料ガス
を放出すべく、クランクシヤフトの回転とバルブ
の開閉とをカムシヤフト及びロツカアームを介し
て連動せしめている。ここでカムシヤフト及びロ
ツカアームはOHC型にあつては直接その一部が
摺接しており、OHV型にあつてはタぺツトの一
部とカムシヤフト及びロツカアームの一部とが摺
接している。このため、カムシヤフト及びロツカ
アームの表層の一部は他の部位に比べ、高い耐摩
耗性が要求される。
閉して、燃焼室に混合気を導入したり、燃料ガス
を放出すべく、クランクシヤフトの回転とバルブ
の開閉とをカムシヤフト及びロツカアームを介し
て連動せしめている。ここでカムシヤフト及びロ
ツカアームはOHC型にあつては直接その一部が
摺接しており、OHV型にあつてはタぺツトの一
部とカムシヤフト及びロツカアームの一部とが摺
接している。このため、カムシヤフト及びロツカ
アームの表層の一部は他の部位に比べ、高い耐摩
耗性が要求される。
そこで、従来にあつては、一部に耐摩耗性に優
れた部分が要求されるカムシヤフト等の鋳鉄部材
を製造するにあたつて、鋳造時にCr、Mo等の高
硬度の金属を溶湯中に添加するとともに、金型の
一部に冷し金をセツトし、冷し金の当たる部分に
耐摩耗性に優れたチル化層を鋳造と同時に形成す
るようにしている。
れた部分が要求されるカムシヤフト等の鋳鉄部材
を製造するにあたつて、鋳造時にCr、Mo等の高
硬度の金属を溶湯中に添加するとともに、金型の
一部に冷し金をセツトし、冷し金の当たる部分に
耐摩耗性に優れたチル化層を鋳造と同時に形成す
るようにしている。
ところで、チル化層の硬度を高め、耐摩耗性を
更に向上せしめるには、溶湯中に添加する高硬度
金属の量を増せば良いが、添加量を増すと、冷し
金を当てない他の部分、例えばジヤーナル軸など
が高硬度金属を添加した効果として硬さが増し、
鋳造後の切削加工が困難となり、場合によつて
は、冷し金を当てない部分にチル組織が形成さ
れ、後の切削加工が極めて困難となる。
更に向上せしめるには、溶湯中に添加する高硬度
金属の量を増せば良いが、添加量を増すと、冷し
金を当てない他の部分、例えばジヤーナル軸など
が高硬度金属を添加した効果として硬さが増し、
鋳造後の切削加工が困難となり、場合によつて
は、冷し金を当てない部分にチル組織が形成さ
れ、後の切削加工が極めて困難となる。
このため、後の切削加工を考慮すれば、添加す
る高硬度金属の割合は、単独の場合には1.0wt％
が、また複数種の高硬度金属を添加する場合であ
つても1.4wt％が添加量の上限であり、これ以上
の添加は実用上困難であつた。したがつて従来の
鋳鉄部材にあつてはその一部に形成される耐摩耗
性は十分なものとはいえない。
る高硬度金属の割合は、単独の場合には1.0wt％
が、また複数種の高硬度金属を添加する場合であ
つても1.4wt％が添加量の上限であり、これ以上
の添加は実用上困難であつた。したがつて従来の
鋳鉄部材にあつてはその一部に形成される耐摩耗
性は十分なものとはいえない。
本発明は上述した従来の問題点に鑑み成したも
のであり、その目的とする処は、切削加工が極め
て容易であり、且つ表層の一部に極めて高硬度
で、耐摩耗性、耐ピツチング性に優れた再溶融処
理層を形成した部分硬化鋳鉄部材が得られるよう
にしたプラズマアークによる表面硬化方法を提供
するにある。
のであり、その目的とする処は、切削加工が極め
て容易であり、且つ表層の一部に極めて高硬度
で、耐摩耗性、耐ピツチング性に優れた再溶融処
理層を形成した部分硬化鋳鉄部材が得られるよう
にしたプラズマアークによる表面硬化方法を提供
するにある。
以上の課題を解決すべく本発明は、鋳鉄部材の
表層の一部に対向して、プラズマトーチと金属粉
末導入管を配設し、前記トーチから噴出するプラ
ズマアークにより前記鋳鉄部材の表層の一部に溶
融池を形成すると同時に、前記導入管からCr、
Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の単体、合金又は
化合物の高硬度金属粉末を前記プラズマアーク中
に搬入して、前記溶融池中に前記高硬度金属粉末
を強制的に供給し、前記溶融池中に前記高硬度金
属粉末が固溶若しくは分散してなる再溶融処理層
を形成するプラズマアークによる鋳鉄部材の表面
硬化方法であつて、前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或
いはNb等の高硬度金属の前記溶融池に対する少
なくとも単体での添加割合を1.0〜15.0wt％とし
て、前記導入管から前記高硬度金属粉末を0.5
ｍ／sec以上の搬送速度で前記プラズマアーク中
に搬入するとともに、前記プラズマアークによる
前記溶融池中への前記高硬度金属粉末の強制的な
供給と同時に、前記トーチと前記鋳鉄部材との相
対移動により前記溶融池に撹拌作用を生じさせ
て、前記溶融池底部に至る極めて深い層にわたり
前記高硬度金属粉末を略均一に混在させることを
特徴とする。
表層の一部に対向して、プラズマトーチと金属粉
末導入管を配設し、前記トーチから噴出するプラ
ズマアークにより前記鋳鉄部材の表層の一部に溶
融池を形成すると同時に、前記導入管からCr、
Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の単体、合金又は
化合物の高硬度金属粉末を前記プラズマアーク中
に搬入して、前記溶融池中に前記高硬度金属粉末
を強制的に供給し、前記溶融池中に前記高硬度金
属粉末が固溶若しくは分散してなる再溶融処理層
を形成するプラズマアークによる鋳鉄部材の表面
硬化方法であつて、前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或
いはNb等の高硬度金属の前記溶融池に対する少
なくとも単体での添加割合を1.0〜15.0wt％とし
て、前記導入管から前記高硬度金属粉末を0.5
ｍ／sec以上の搬送速度で前記プラズマアーク中
に搬入するとともに、前記プラズマアークによる
前記溶融池中への前記高硬度金属粉末の強制的な
供給と同時に、前記トーチと前記鋳鉄部材との相
対移動により前記溶融池に撹拌作用を生じさせ
て、前記溶融池底部に至る極めて深い層にわたり
前記高硬度金属粉末を略均一に混在させることを
特徴とする。
例えば、前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb
等の高硬度金属の単体又は化合物は二種以上を複
合して前記溶融池に供給され、その添加割合は個
別には0.7〜15.0wt％であり、全体としては1.4〜
16.0wt％であつても良い。
等の高硬度金属の単体又は化合物は二種以上を複
合して前記溶融池に供給され、その添加割合は個
別には0.7〜15.0wt％であり、全体としては1.4〜
16.0wt％であつても良い。
更には、前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb
等の高硬度金属の化合物は硫黄添加による硫化物
となつており、その硫黄の添加割合は前記再溶融
処理層に対して0.2〜1.5wt％であつても良い。
等の高硬度金属の化合物は硫黄添加による硫化物
となつており、その硫黄の添加割合は前記再溶融
処理層に対して0.2〜1.5wt％であつても良い。
以下に本発明の実施例を添付図面に基づいて説
明する。
明する。
第１図は本発明に係る鋳造部材の製造に用いる
プラズマトーチ１の内部構造を示す断面図であ
り、プラズマトーチ１は中空状のシールドキヤツ
プ２内に銅製のノズル３を配設し、シールドキヤ
ツプ２とノズル３との間に不活性ガス等のシール
ドガスの通路４を形成している。またノズル３の
中心にはアルゴンガス等の作動ガスの通路５を形
成するとともにこの通路５の周囲に冷却通路６を
形成している。そして、作動ガスの通路５内には
タングステン電極７を設け、更に通路５の下端を
プラズマガス吹付用通路８としている。更に前記
シールドキヤツプ２には筒状ガイド９，９を斜め
に貫通して取付け、この筒状ガイド９，９に金属
粉末導入管１０をその軸線の延長がプラズマガス
吹付用通路８の軸線の延長と交わるように挿通固
着している。尚、筒状ガイド９の数は２つに限ら
ず、シールドキヤツプ２の周囲に等間隔で複数配
設されているものとする。
プラズマトーチ１の内部構造を示す断面図であ
り、プラズマトーチ１は中空状のシールドキヤツ
プ２内に銅製のノズル３を配設し、シールドキヤ
ツプ２とノズル３との間に不活性ガス等のシール
ドガスの通路４を形成している。またノズル３の
中心にはアルゴンガス等の作動ガスの通路５を形
成するとともにこの通路５の周囲に冷却通路６を
形成している。そして、作動ガスの通路５内には
タングステン電極７を設け、更に通路５の下端を
プラズマガス吹付用通路８としている。更に前記
シールドキヤツプ２には筒状ガイド９，９を斜め
に貫通して取付け、この筒状ガイド９，９に金属
粉末導入管１０をその軸線の延長がプラズマガス
吹付用通路８の軸線の延長と交わるように挿通固
着している。尚、筒状ガイド９の数は２つに限ら
ず、シールドキヤツプ２の周囲に等間隔で複数配
設されているものとする。
以上の構成からなるプラズマトーチ１を用いて
本発明に係る鋳鉄部材を製造する方法を以下に述
べる。
本発明に係る鋳鉄部材を製造する方法を以下に述
べる。
まず、通常の方法で鋳造した鋳鉄部材即ち、切
削加工に支障をきたす程高硬度金属を添加せず、
また冷し金も用いることなく鋳造した鋳鉄部材に
切削加工を施し、この切削加工が終了した鋳鉄部
材１１の表層の一部、つまり耐摩耗性及び耐ピツ
チング性が要求される部分に第１図に示すよう
に、プラズマトーチ１を対向してセツトする。
削加工に支障をきたす程高硬度金属を添加せず、
また冷し金も用いることなく鋳造した鋳鉄部材に
切削加工を施し、この切削加工が終了した鋳鉄部
材１１の表層の一部、つまり耐摩耗性及び耐ピツ
チング性が要求される部分に第１図に示すよう
に、プラズマトーチ１を対向してセツトする。
次いで、鋳鉄部材１１を他方の電極として、タ
ングステン電極７及び鋳鉄部材１１を直流電源に
接続し、またシールドガス通路４からはシールド
ガスを流し、作動ガス通路５からはアルゴンガス
等の作動ガスを流す。
ングステン電極７及び鋳鉄部材１１を直流電源に
接続し、またシールドガス通路４からはシールド
ガスを流し、作動ガス通路５からはアルゴンガス
等の作動ガスを流す。
すると、電極間で放電が生じ、作動ガスがプラ
ズマ化し、このプラズマガスがプラズマガス吹付
用通路８にて絞られ高温高速のプラズマアーク１
２（プラズマジエツト）として噴出する。噴出し
たプラズマアーク１２はタングステン電極７に対
してプラス電位を有する鋳鉄部材１１の表層部に
吹付けられ、この部分に溶融池１３を形成する。
ズマ化し、このプラズマガスがプラズマガス吹付
用通路８にて絞られ高温高速のプラズマアーク１
２（プラズマジエツト）として噴出する。噴出し
たプラズマアーク１２はタングステン電極７に対
してプラス電位を有する鋳鉄部材１１の表層部に
吹付けられ、この部分に溶融池１３を形成する。
一方、以上の操作を併行して金属粉末導入管１
０を介して、プラズマアーク１２中に高硬度金属
１４を粉末状態で供給する。ここで、供給する高
硬度金属１４としては、Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ、
Nb等の単体、これらの金属同士又は他の金属の
合金、或いは炭素等との化合物等種々のものが可
能であり、またプラズマアーク１２中に供給する
手段としては、上記の高硬度金属を単独で或いは
二種以上複合して供給する。そして、単独で供給
する場合には溶融池１３に対する重量割合が1.0
〜15.0wt％とするのが好ましく、二種以上複合し
て供給する場合には一種の金属が0.7〜15wt％で
全体として1.4〜16.0wt％とするのが好ましい。
このように重量割合を特定するのは、上記の割合
以下であると、従来のチル化した鋳鉄部材と耐摩
耗性において殆ど変らず、十分な硬化が得られ
ず、また上記の割合以上とすると、極めて硬度が
高くなり過ぎて脆くなり、かえつてピツチング強
度が低下し、研摩時及び溶融後の空冷時に割れが
生じ易くなることによる。
０を介して、プラズマアーク１２中に高硬度金属
１４を粉末状態で供給する。ここで、供給する高
硬度金属１４としては、Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ、
Nb等の単体、これらの金属同士又は他の金属の
合金、或いは炭素等との化合物等種々のものが可
能であり、またプラズマアーク１２中に供給する
手段としては、上記の高硬度金属を単独で或いは
二種以上複合して供給する。そして、単独で供給
する場合には溶融池１３に対する重量割合が1.0
〜15.0wt％とするのが好ましく、二種以上複合し
て供給する場合には一種の金属が0.7〜15wt％で
全体として1.4〜16.0wt％とするのが好ましい。
このように重量割合を特定するのは、上記の割合
以下であると、従来のチル化した鋳鉄部材と耐摩
耗性において殆ど変らず、十分な硬化が得られ
ず、また上記の割合以上とすると、極めて硬度が
高くなり過ぎて脆くなり、かえつてピツチング強
度が低下し、研摩時及び溶融後の空冷時に割れが
生じ易くなることによる。
このような割合にてプラズマアーク１２中に供
給された高硬度金属１４はプラズマアーク１２中
に封じ込められ、封じ込められた高硬度金属１４
はプラズマアーク１２により加速且つ加熱せしめ
られ、高速、高温の状態で、溶融池１３にたたき
つけられ、溶融池１３中にもぐり込む。一方、溶
融池１３はプラズマアーク１２の圧力によつて凹
みを生じており、この凹みはトーチの移動に従つ
て、上・下方向及び移動方向に流動するため、溶
融池１３には撹拌作用が生じる。その結果、溶融
池１３中にもぐり込んだ高硬度金属は上記撹拌作
用により溶融池１２中に均一に混在する。そして
供給した高硬度金属１４の融点が低い場合、或い
は溶解し易い場合には、溶融池１３中の母材成分
と混合して合金又は折出反応により化合物を折出
し、溶解しにくい場合には最初の組成状態のまま
溶融池１３中に分散する。
給された高硬度金属１４はプラズマアーク１２中
に封じ込められ、封じ込められた高硬度金属１４
はプラズマアーク１２により加速且つ加熱せしめ
られ、高速、高温の状態で、溶融池１３にたたき
つけられ、溶融池１３中にもぐり込む。一方、溶
融池１３はプラズマアーク１２の圧力によつて凹
みを生じており、この凹みはトーチの移動に従つ
て、上・下方向及び移動方向に流動するため、溶
融池１３には撹拌作用が生じる。その結果、溶融
池１３中にもぐり込んだ高硬度金属は上記撹拌作
用により溶融池１２中に均一に混在する。そして
供給した高硬度金属１４の融点が低い場合、或い
は溶解し易い場合には、溶融池１３中の母材成分
と混合して合金又は折出反応により化合物を折出
し、溶解しにくい場合には最初の組成状態のまま
溶融池１３中に分散する。
而して、上記溶融池１３を冷却すれば、高硬度
金属が均一に分散或いは固溶することで耐摩耗性
及び耐ピツチング性に優れた再溶融処理層が表層
の一部に形成された鋳鉄部材が得られる。
金属が均一に分散或いは固溶することで耐摩耗性
及び耐ピツチング性に優れた再溶融処理層が表層
の一部に形成された鋳鉄部材が得られる。
次に、上記の如き耐摩耗性及び耐ピツチング性
を有する再溶融処理層を形成するための具体的な
操作条件を以下に述べる。
を有する再溶融処理層を形成するための具体的な
操作条件を以下に述べる。
先ず、金属粉末導入管１０内のガス流速はプラ
ズマアーク１２中に金属粉末を確実に封じ込める
べく0.5ｍ／sec以上とするのが好ましく、作動ガ
ス量は0.3〜3.0／min以上とするのが好ましく、
通常のプラズマ溶射よりも大幅に少なくして溶融
池１３から溶融金属が飛散するのを防止するのが
望ましい。また、高硬度金属１４の粒径は、作動
ガス供給量を上述の如く少なくするため、１〜
200μ好ましくは１〜100μとするのが好ましい。
更にアーク電流は溶融母材の材質、大きさ、形状
及び溶融すべき深さ、添加物質粉末量、溶融面
積、トーチ移動速度等によつて適宜設定する必要
があるが、略30〜200A、20〜30Vで行うのがよ
い。
ズマアーク１２中に金属粉末を確実に封じ込める
べく0.5ｍ／sec以上とするのが好ましく、作動ガ
ス量は0.3〜3.0／min以上とするのが好ましく、
通常のプラズマ溶射よりも大幅に少なくして溶融
池１３から溶融金属が飛散するのを防止するのが
望ましい。また、高硬度金属１４の粒径は、作動
ガス供給量を上述の如く少なくするため、１〜
200μ好ましくは１〜100μとするのが好ましい。
更にアーク電流は溶融母材の材質、大きさ、形状
及び溶融すべき深さ、添加物質粉末量、溶融面
積、トーチ移動速度等によつて適宜設定する必要
があるが、略30〜200A、20〜30Vで行うのがよ
い。
尚、以上は本発明の実施の一例を示したもので
あり、上記の高硬度金属１４とともに硫黄を単独
又は硫黄化合物として添加してもよい。このよう
にすると、高硬度金属は硫化物の形態として再溶
融処理層中に均一に分散又は固溶するため、潤滑
性が高くなり、耐摩耗性が更に向上する。ただ
し、硫黄の添加割合を1.5wt％以上とすると再溶
融処理層が脆くなりピツチング強度が低下し、
0.2wt％以下とした場合には、潤滑性はそれほど
高くならないため、硫黄の添加割合は0.2〜1.5wt
％とするのが好ましい。
あり、上記の高硬度金属１４とともに硫黄を単独
又は硫黄化合物として添加してもよい。このよう
にすると、高硬度金属は硫化物の形態として再溶
融処理層中に均一に分散又は固溶するため、潤滑
性が高くなり、耐摩耗性が更に向上する。ただ
し、硫黄の添加割合を1.5wt％以上とすると再溶
融処理層が脆くなりピツチング強度が低下し、
0.2wt％以下とした場合には、潤滑性はそれほど
高くならないため、硫黄の添加割合は0.2〜1.5wt
％とするのが好ましい。
第２図は高硬度金属としてCr及びMoの単体を
用い、これに上記範囲内で硫黄を添加して形成し
た再溶融処理層のEPMA分析（Ｘ線マイクロア
ナライザ）の結果を示すグラフであり、このグラ
フからも分かるように再溶融処理層中には硫黄
（Ｓ），Cr、及びMoがそれぞれ略均一に存在して
おり、再溶融処理層以外の部分には上記元素が含
まれていないことが分かる。
用い、これに上記範囲内で硫黄を添加して形成し
た再溶融処理層のEPMA分析（Ｘ線マイクロア
ナライザ）の結果を示すグラフであり、このグラ
フからも分かるように再溶融処理層中には硫黄
（Ｓ），Cr、及びMoがそれぞれ略均一に存在して
おり、再溶融処理層以外の部分には上記元素が含
まれていないことが分かる。
次に本発明に係る鋳鉄部材を従来の鋳鉄部材と
を比較した実験例を以下に挙げる。
を比較した実験例を以下に挙げる。
実験例 １
自動車用FC30製鋳造カムシヤフトを粗切削加
工しカムリフト部表面をプラズマアークにより再
溶融しながらCr金属粉末を添加し以下の条件で
再溶融硬化処理した。
工しカムリフト部表面をプラズマアークにより再
溶融しながらCr金属粉末を添加し以下の条件で
再溶融硬化処理した。
条件：●プラズマアーク電流 85A
● 〃 ガス量 20.3／min
● Cr粉末添加量 1.4ｇ／min
● トーチスピード １ｍ／min
得られたカムリフト部の再溶融処理層（チル硬
化層）の深さは1.6mmであつた同部にはほぼ均一
にCrが約13％含まれており、その硬度はHRC63
であつた。これをカム研削仕上げし試験材Ａとし
た。これに対し鋳造素材成分内にCr0.9％を含ま
せ、且つカムリフト部のみ冷し金を当ててチル化
したカムシヤフトをカム研仕げして試験材Ｂとし
て実機試験に供した。テスト条件としてエンジン
回転数1000rpm、油温65℃、耐久時間200Hrで行
つた。その結果カム部の最大摩耗深さは試験片Ａ
で25μ、試験片Ｂで105μであつて、Ａが格段に優
れた耐摩耗性を有していた。
化層）の深さは1.6mmであつた同部にはほぼ均一
にCrが約13％含まれており、その硬度はHRC63
であつた。これをカム研削仕上げし試験材Ａとし
た。これに対し鋳造素材成分内にCr0.9％を含ま
せ、且つカムリフト部のみ冷し金を当ててチル化
したカムシヤフトをカム研仕げして試験材Ｂとし
て実機試験に供した。テスト条件としてエンジン
回転数1000rpm、油温65℃、耐久時間200Hrで行
つた。その結果カム部の最大摩耗深さは試験片Ａ
で25μ、試験片Ｂで105μであつて、Ａが格段に優
れた耐摩耗性を有していた。
実験例 ２
自動二輪用FCD55鋳造カムシヤフトを粗切削
加工し、以下の条件でカムリフト部表面をプラズ
マアークにより再溶融しながらMo2C金属粉末で
粒度10〜50μのものを添加した。
加工し、以下の条件でカムリフト部表面をプラズ
マアークにより再溶融しながらMo2C金属粉末で
粒度10〜50μのものを添加した。
条件：●プラズマアーク電流 80A
● 〃 ガス量 20.5／min
● Mo2C粉末添加量 0.3ｇ／min
● トーチスピード 1.2ｍ／min
得られたチル深さは1.8mmで、Mo濃度は、1.5
％で、硬度はHRC57であつた。これをカム研削
仕上げして試験片Ｃとした。これに対しFCD55
の鋳造チルカムシヤフトをカム研削仕上げして試
験片Ｄとした。これを実験例１と同様の実機試験
でテストしたところ、摩耗量は試験片Ｃで80μ、
試験片Ｄは120μでありＣがＤより優れた耐摩耗
性を有していた。
％で、硬度はHRC57であつた。これをカム研削
仕上げして試験片Ｃとした。これに対しFCD55
の鋳造チルカムシヤフトをカム研削仕上げして試
験片Ｄとした。これを実験例１と同様の実機試験
でテストしたところ、摩耗量は試験片Ｃで80μ、
試験片Ｄは120μでありＣがＤより優れた耐摩耗
性を有していた。
実験例 ３
自動車用FC30製鋳造カムシヤフトを粗切削加
工し、次いで以下の条件でカムリフト部表面をプ
ラズマアークにより再溶融しながらCr3C2粉末と
Mo粉末（２〜60μ）の金属粉末を重量比を各々
50％づつ混合し再溶融硬化処理した。
工し、次いで以下の条件でカムリフト部表面をプ
ラズマアークにより再溶融しながらCr3C2粉末と
Mo粉末（２〜60μ）の金属粉末を重量比を各々
50％づつ混合し再溶融硬化処理した。
条件：●プラズマアーク電流 80A
● 〃 ガス量 0.5／min
● トーチスピード １ｍ／min
● Cr3C2（50％）＋Mo（50％）の添加量
0.3ｇ／min
得られたカム部のチル硬化深さは1.7mmであり、
且つMoが約0.9％、Crが約0.8％含まれていた。
尚、硬度はHRC58であつた、これをカム研削仕
上げし試験片Ｅとした。これに対しFC30材に
Mo0.3％、Cr0.6％含有させた合金チルカムシヤ
フトを鋳造で作りカム研削仕上げして試験材Ｆと
した。これらを実機試験に供しテストした結果、
摩耗深さは試験片Ｅで63μ、試験片Ｆで110μであ
り、試験片Ｅは極めて優れた耐摩耗性を有してい
た。
且つMoが約0.9％、Crが約0.8％含まれていた。
尚、硬度はHRC58であつた、これをカム研削仕
上げし試験片Ｅとした。これに対しFC30材に
Mo0.3％、Cr0.6％含有させた合金チルカムシヤ
フトを鋳造で作りカム研削仕上げして試験材Ｆと
した。これらを実機試験に供しテストした結果、
摩耗深さは試験片Ｅで63μ、試験片Ｆで110μであ
り、試験片Ｅは極めて優れた耐摩耗性を有してい
た。
実験例 ４
自動車用FC30製鋳造カムシヤフトを粗切削加
工し、次いで以下の条件カムリフト部表面をプラ
ズマアークにより再溶融しながらCr3C2粉末と
Mo粉末（２〜60μ）の金属粉末を前者を65％、
後者を35％の割合で再溶融硬化処理した。
工し、次いで以下の条件カムリフト部表面をプラ
ズマアークにより再溶融しながらCr3C2粉末と
Mo粉末（２〜60μ）の金属粉末を前者を65％、
後者を35％の割合で再溶融硬化処理した。
条件：●プラズマアーク電流 80A
● 〃 ガス量 0.5／min
● トーチスピード 0.5ｍ／min
● Cr3C2（65％）＋Mo（35％）の添加量
1.6ｇ／min
得られたカム部のチル硬化深さは1.5mmであつ
た同部にはMo約5.6％、Cr9.4％が含まれており、
硬度はHRC64であつた。これをカム研削仕上げ
し試験片Ｇとした。これに対しFC30材にMo0.3
％、Cr0.6％を含有させた合金チルカムシヤフト
を鋳造で作りカム研削仕上げして試験材Ｆとし
た。これらを実機試験に供しテストした結果、摩
耗深さは試験片Ｇで38μ、試験片Ｈで110μであつ
た。この結果試験片Ｇは極めて優れた耐摩耗性を
有していることが判明した。
た同部にはMo約5.6％、Cr9.4％が含まれており、
硬度はHRC64であつた。これをカム研削仕上げ
し試験片Ｇとした。これに対しFC30材にMo0.3
％、Cr0.6％を含有させた合金チルカムシヤフト
を鋳造で作りカム研削仕上げして試験材Ｆとし
た。これらを実機試験に供しテストした結果、摩
耗深さは試験片Ｇで38μ、試験片Ｈで110μであつ
た。この結果試験片Ｇは極めて優れた耐摩耗性を
有していることが判明した。
実験例 ５
自動車用FC30製鋳造カムシヤフトを粗切削加
工し、次いで以下の条件でカムリフト部表面をプ
ラズマアークにより再溶融しながらCr3C2粉末と
MoS2粉末（２〜10μ）の金属粉末とを重量比で
各々50％づつ混合し再溶融硬化処理した。
工し、次いで以下の条件でカムリフト部表面をプ
ラズマアークにより再溶融しながらCr3C2粉末と
MoS2粉末（２〜10μ）の金属粉末とを重量比で
各々50％づつ混合し再溶融硬化処理した。
条件：●プラズマアーク電流 80A
● 〃 ガス量 0.5／min
● トーチスピード 0.9ｍ／min
● Cr3C2（50％）＋MoS2（50％）の添加
量 0.8ｇ／min 得られたカム部のチル硬化深さは1.6mmであつ
た同部にはMo約3.4％、Cr約4.8％、Ｓ約0.82％が
含まれており硬度はHRC63であつた。これをカ
ム研削仕上げし試験片Ｉとした。これに対し
Fc30材にMo0.3％、Cr0.6％を含有させた合金チ
ルカムシヤフトを鋳造で作りカム研削仕上げして
試験材Ｆとした。これ等を実機試験に供しテスト
した結果、摩耗深さは試験片Ｉで26μであつた。
この結果試験片Ｉは極めて優れた摩耗性を有して
いることが判明した。
量 0.8ｇ／min 得られたカム部のチル硬化深さは1.6mmであつ
た同部にはMo約3.4％、Cr約4.8％、Ｓ約0.82％が
含まれており硬度はHRC63であつた。これをカ
ム研削仕上げし試験片Ｉとした。これに対し
Fc30材にMo0.3％、Cr0.6％を含有させた合金チ
ルカムシヤフトを鋳造で作りカム研削仕上げして
試験材Ｆとした。これ等を実機試験に供しテスト
した結果、摩耗深さは試験片Ｉで26μであつた。
この結果試験片Ｉは極めて優れた摩耗性を有して
いることが判明した。
以上に説明した如く本発明によれば、一旦鋳造
したカムシヤフト、ロツカアーム等の鋳鉄部材の
表層の一部にCr、Mo等の高硬度金属が均一に分
散或いは点在した再溶融処理層を形成する場合に
おいて、プラズマアークにより鋳鉄部材の表層の
一部に溶融池を形成すると同時に、高硬度金属粉
末をプラズマアーク中に搬入して、溶融池中に高
硬度金属粉末を強制的に供給するに際し、Cr、
Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の高硬硬度金属の
溶融地に対する少なくとも単体での添加割合を
1.0〜15.0wt％として、高硬度金属粉末を0.5ｍ／
sec以上の搬送速度でプラズマアーク中に搬入す
るとともに、プラズマアークによる溶融池中への
高硬度金属粉末の強制的な供給と同時に、プラズ
マトーチと鋳鉄部材との相対移動により溶融池に
撹拌作用を生じさせて、溶融池底部に至る極めて
深い層にわたり高硬度金属粉末を略均一に混在さ
せるようにしたため、溶融池の表面張力による凝
固後の盛り上がり及びビード状の痕を研削等して
実用に供するための平滑な摺動面を得る場合で
も、研削後等においても耐摩耗性及び耐ピツチン
グ性が要求される摺動面に充分な深さの層にわた
つて高硬度の合金層を得ることができるものであ
り、他の部分は切削加工が容易となるように硬度
を低く抑えることができ、したがつて、耐摩耗性
及び耐ピツチング性に優れ且つ切削加工性にも優
れるという相反する特性を兼持した鋳鉄部材とす
ることができる。よつてカムシヤフト或いはロツ
カアームに応用して極めて有効である。
したカムシヤフト、ロツカアーム等の鋳鉄部材の
表層の一部にCr、Mo等の高硬度金属が均一に分
散或いは点在した再溶融処理層を形成する場合に
おいて、プラズマアークにより鋳鉄部材の表層の
一部に溶融池を形成すると同時に、高硬度金属粉
末をプラズマアーク中に搬入して、溶融池中に高
硬度金属粉末を強制的に供給するに際し、Cr、
Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の高硬硬度金属の
溶融地に対する少なくとも単体での添加割合を
1.0〜15.0wt％として、高硬度金属粉末を0.5ｍ／
sec以上の搬送速度でプラズマアーク中に搬入す
るとともに、プラズマアークによる溶融池中への
高硬度金属粉末の強制的な供給と同時に、プラズ
マトーチと鋳鉄部材との相対移動により溶融池に
撹拌作用を生じさせて、溶融池底部に至る極めて
深い層にわたり高硬度金属粉末を略均一に混在さ
せるようにしたため、溶融池の表面張力による凝
固後の盛り上がり及びビード状の痕を研削等して
実用に供するための平滑な摺動面を得る場合で
も、研削後等においても耐摩耗性及び耐ピツチン
グ性が要求される摺動面に充分な深さの層にわた
つて高硬度の合金層を得ることができるものであ
り、他の部分は切削加工が容易となるように硬度
を低く抑えることができ、したがつて、耐摩耗性
及び耐ピツチング性に優れ且つ切削加工性にも優
れるという相反する特性を兼持した鋳鉄部材とす
ることができる。よつてカムシヤフト或いはロツ
カアームに応用して極めて有効である。
また、上記高硬度金属の他に硫黄を添加すれば
更なる耐摩耗性も向上を図ることができる等多く
の効果を発揮する。
更なる耐摩耗性も向上を図ることができる等多く
の効果を発揮する。
第１図は本発明に係る鋳鉄部材の製造に用いる
プラズマトーチの一部断面図、第２図Ａ乃至Ｃは
同鋳鉄部材の再溶融処理層における主要元素の分
布状態を示すEPMA分析グラフである。 尚、図面中１はプラズマトーチ、２はシールド
キヤツプ、３はノズル、４はシールドガス通路、
５は作動ガス通路、７はタングステン電極、１１
は鋳鉄部材、１２はプラズマアーク、１３は溶融
池、１４は高硬度金属である。
プラズマトーチの一部断面図、第２図Ａ乃至Ｃは
同鋳鉄部材の再溶融処理層における主要元素の分
布状態を示すEPMA分析グラフである。 尚、図面中１はプラズマトーチ、２はシールド
キヤツプ、３はノズル、４はシールドガス通路、
５は作動ガス通路、７はタングステン電極、１１
は鋳鉄部材、１２はプラズマアーク、１３は溶融
池、１４は高硬度金属である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 鋳鉄部材の表層の一部に対向して、プラズマ
トーチと金属粉末導入管を配設し、前記トーチか
ら噴出するプラズマアークにより前記鋳鉄部材の
表層の一部に溶融池を形成すると同時に、前記導
入管からCr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の単
体、合金又は化合物の高硬度金属粉末を前記プラ
ズマアーク中に搬入して、前記溶融池中に前記高
硬度金属粉末を強制的に供給し、前記溶融池中に
前記高硬度金属粉末が固溶若しくは分散してなる
再溶融処理層を形成するプラズマアークによる鋳
鉄部材の表面硬化方法であつて、 前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の高硬
度金属の前記溶融池に対する少なくとも単体での
添加割合を1.0〜15.0wt％として、 前記導入管から前記高硬度金属粉末を0.5ｍ／
sec以上の搬送速度で前記プラズマアーク中に搬
入するとともに、 前記プラズマアークによる前記溶融池中への前
記高硬度金属粉末の強制的な供給と同時に、前記
トーチと前記鋳鉄部材との相対移動により前記溶
融池に撹拌作用を生じさせて、前記溶融池底部に
至る極めて深い層にわたり前記高硬度金属粉末を
略均一に混在させることを特徴とするプラズマア
ークによる鋳鉄部材の表面硬化方法。 ２ 前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の高
硬度金属の単体又は化合物は二種以上を複合して
前記溶融池に供給され、その添加割合は個別には
0.7〜15.0wt％であり、全体としては1.4〜16.0wt
％であることを特徴とする特許請求の範囲第１項
記載のプラズマアークによる鋳鉄部材の表面硬化
方法。 ３ 前記Cr、Mo、Ni、Ｗ、Ｖ或いはNb等の高
硬度金属の化合物は硫黄添加による硫化物となつ
ており、その硫黄の添加割合は前記再溶融処理層
に対して0.2〜1.5wt％であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項または第２項記載のプラズマ
アークによる鋳鉄部材の表面硬化方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59033735A JPS60187660A (ja) | 1984-02-24 | 1984-02-24 | 部分硬化鋳鉄部材 |
| FR858502501A FR2560090B1 (fr) | 1984-02-24 | 1985-02-21 | Article en fonte et son procede de fabrication |
| DE3506302A DE3506302C3 (de) | 1984-02-24 | 1985-02-22 | Verfahren zum Oberflächenhärten von Nockenwellen und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens |
| GB08504617A GB2155495B (en) | 1984-02-24 | 1985-02-22 | Cast iron article surface hardened by plasma arc deposition |
| CA000475028A CA1242409A (en) | 1984-02-24 | 1985-02-25 | Cast iron article and method of making same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59033735A JPS60187660A (ja) | 1984-02-24 | 1984-02-24 | 部分硬化鋳鉄部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60187660A JPS60187660A (ja) | 1985-09-25 |
| JPH0353389B2 true JPH0353389B2 (ja) | 1991-08-14 |
Family
ID=12394659
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59033735A Granted JPS60187660A (ja) | 1984-02-24 | 1984-02-24 | 部分硬化鋳鉄部材 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60187660A (ja) |
| CA (1) | CA1242409A (ja) |
| DE (1) | DE3506302C3 (ja) |
| FR (1) | FR2560090B1 (ja) |
| GB (1) | GB2155495B (ja) |
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| WO2008102843A1 (ja) | 2007-02-21 | 2008-08-28 | National University Corporation Hokkaido University | 動的腫瘍の放射線治療装置および動的腫瘍の放射線治療プログラム |
| EP2201981A1 (en) | 2008-12-26 | 2010-06-30 | Hitachi Ltd. | Radiotherapy system |
| WO2010098214A1 (ja) | 2009-02-26 | 2010-09-02 | 国立大学法人北海道大学 | ターゲット追跡装置および放射線治療装置 |
| US9101761B2 (en) | 2011-03-22 | 2015-08-11 | National University Corporation Hokkaido University | Moving object tracking system for radiotherapy |
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| JPS6293314A (ja) * | 1985-10-21 | 1987-04-28 | Honda Motor Co Ltd | 耐摩耗性摺動部材 |
| JPS6297770A (ja) * | 1985-10-22 | 1987-05-07 | Daido Steel Co Ltd | 工具の製造方法 |
| JPH0774464B2 (ja) * | 1986-04-30 | 1995-08-09 | マツダ株式会社 | 摺接部材 |
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| DE102004026636B3 (de) * | 2004-06-01 | 2005-07-21 | Daimlerchrysler Ag | Vorrichtung und Verfahren zum Umschmelzen von metallischen Oberflächen |
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| US8647484B2 (en) | 2005-11-25 | 2014-02-11 | Applied Materials, Inc. | Target for sputtering chamber |
| US8968536B2 (en) | 2007-06-18 | 2015-03-03 | Applied Materials, Inc. | Sputtering target having increased life and sputtering uniformity |
| KR100907828B1 (ko) | 2007-07-25 | 2009-07-14 | 주식회사 하나컴머셜 | 초경 팁을 갖는 절삭공구용 샤프트의 제조장치 |
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| RU2733879C1 (ru) * | 2019-12-16 | 2020-10-07 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Волгоградский государственный аграрный университет" (ФГБОУ ВО Волгоградский ГАУ) | Способ упрочнения режущей части рабочих органов |
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