JPS5937342B2 - 高温耐摩耗性鉄系焼結合金とその製造方法 - Google Patents
高温耐摩耗性鉄系焼結合金とその製造方法Info
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- JPS5937342B2 JPS5937342B2 JP6060980A JP6060980A JPS5937342B2 JP S5937342 B2 JPS5937342 B2 JP S5937342B2 JP 6060980 A JP6060980 A JP 6060980A JP 6060980 A JP6060980 A JP 6060980A JP S5937342 B2 JPS5937342 B2 JP S5937342B2
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- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、自動車用内燃機関の弁座材に好適な焼結合金
とその製造方法に関するものでるる。
とその製造方法に関するものでるる。
自動車の排出ガス規制は過去１０年の間に数次に亙って
より厳しく改正されてきたが、自動車に要求される品質
として規制をパスすることはもとより、燃費性能、動力
性能ともに規制以前と比べて遜色があってはならない訳
でるる。
より厳しく改正されてきたが、自動車に要求される品質
として規制をパスすることはもとより、燃費性能、動力
性能ともに規制以前と比べて遜色があってはならない訳
でるる。
そこで、規制をパスした後もエンジンに不断の改良が加
えられ、その結果エンジンの構成部材に対する熱的、機
械的負荷はますます苛酷なものとなり、そのため弁座材
も、規制対策の初期の如き比較的単純な組織の合金では
所要の耐久性を保障できなくなっている。
えられ、その結果エンジンの構成部材に対する熱的、機
械的負荷はますます苛酷なものとなり、そのため弁座材
も、規制対策の初期の如き比較的単純な組織の合金では
所要の耐久性を保障できなくなっている。
弁座は、エンジンの稼動中は高温の燃焼ガスに触れなが
ら、緩慢に回転しつつ高速で往復動する弁によって連続
的な衝撃を与えられるので、その材質はこのような条件
下において優れた耐摩耗性を現わすものでなければなら
ない。
ら、緩慢に回転しつつ高速で往復動する弁によって連続
的な衝撃を与えられるので、その材質はこのような条件
下において優れた耐摩耗性を現わすものでなければなら
ない。
そこで本発明においては、基地をパーライト相にして衝
撃緩和作用を受は持たせ、この基地中に耐熱耐蝕性に富
む相（Ａ相）と、低速摺動に対する摩耗耗性に富む相（
Ｂ相）とを３，１させることにより各相それぞれの特徴
を発揮させ、その相乗効果によって、前述した弁座に対
する要求特性を充足し得たものである。
撃緩和作用を受は持たせ、この基地中に耐熱耐蝕性に富
む相（Ａ相）と、低速摺動に対する摩耗耗性に富む相（
Ｂ相）とを３，１させることにより各相それぞれの特徴
を発揮させ、その相乗効果によって、前述した弁座に対
する要求特性を充足し得たものである。
上記Ａ相については、この相が持つべき特性の点からオ
ーステナイト系ステンレス鋼種を基本として選択し、そ
れに必要な改良を施した。
ーステナイト系ステンレス鋼種を基本として選択し、そ
れに必要な改良を施した。
これを５ＵＳ３１６Ｊ１と比較して示せば第１表（中欄
）の如くでめり、即ちＡ相の組成は原組成からＣｒを減
じることによる加工硬化性および強さの増加を、またＷ
の添加による抗クリープ性の改良とＭｏおよびＣｕの増
加による耐酸耐蝕性および析出硬化性の改善を図ったも
のである。
）の如くでめり、即ちＡ相の組成は原組成からＣｒを減
じることによる加工硬化性および強さの増加を、またＷ
の添加による抗クリープ性の改良とＭｏおよびＣｕの増
加による耐酸耐蝕性および析出硬化性の改善を図ったも
のである。
次に上記のＢ相については、第２表（中欄）にその組成
を示した４種類が用いられる。
を示した４種類が用いられる。
ここにＢ１およびＢ２はそれぞれ市販のフェロモリブデ
ンおよびフェロクロム、またＢ４は市販の３元金属間化
合物、Ｂ３は、発明者らがＢ４を参考に開発した３元金
属間化合物である。
ンおよびフェロクロム、またＢ４は市販の３元金属間化
合物、Ｂ３は、発明者らがＢ４を参考に開発した３元金
属間化合物である。
なお、各人の右欄にはそれぞれの相に対応する原料合金
粉の組成を示したが、実際には合金粉の組成範囲は公的
規格またはメーカー規格で規定されており、焼結過程で
の拡散によって中欄に示す組成の相が生成される訳でろ
る。
粉の組成を示したが、実際には合金粉の組成範囲は公的
規格またはメーカー規格で規定されており、焼結過程で
の拡散によって中欄に示す組成の相が生成される訳でろ
る。
実施例
重量比で鉄粉７３饅、銅粉１％、黒鉛粉１チ、Ｆｅ−１
５％Ｃｒ−１０％Ｎｉ−５％Ｍｏ−５％Ｗの組成で粒度
８０メツシユ以下の合金粉末２０チ、および６５チＭｏ
−Ｆｅで粒度１５０メツシユＪｕ下のフェロモリブデン
の粉末５％の全量に対してステアリン酸亜鉛を０．５係
添力目して充分混合し、これを所定のリング形状に圧縮
成形したのち、分解アンモニア雰囲気中で温度１１３０
℃にて３０分間焼結して焼結密度６．７４ ？／ｃｍ３
、圧環強さ８０ ｋｇ／ｍＡの素材を作成した。
５％Ｃｒ−１０％Ｎｉ−５％Ｍｏ−５％Ｗの組成で粒度
８０メツシユ以下の合金粉末２０チ、および６５チＭｏ
−Ｆｅで粒度１５０メツシユＪｕ下のフェロモリブデン
の粉末５％の全量に対してステアリン酸亜鉛を０．５係
添力目して充分混合し、これを所定のリング形状に圧縮
成形したのち、分解アンモニア雰囲気中で温度１１３０
℃にて３０分間焼結して焼結密度６．７４ ？／ｃｍ３
、圧環強さ８０ ｋｇ／ｍＡの素材を作成した。
この焼結材の金属組織は、第１図の顕微鏡写真に示した
ようにパーライトの基地中にＡ相およびＢ相（Ｂ１）が
分散した組織を呈し、各々の相の硬さはマイクロビッカ
ース硬度で基地が２６０、Ａ相が４３０、Ｂ相１３００
であった。
ようにパーライトの基地中にＡ相およびＢ相（Ｂ１）が
分散した組織を呈し、各々の相の硬さはマイクロビッカ
ース硬度で基地が２６０、Ａ相が４３０、Ｂ相１３００
であった。
次に、各相間の境界の状況について調べると。
その組成は１５〜３０μの間で連続的に変化しており、
境界域では拡散が充分に行なわれて強固に結合した状態
にあることがわかる。
境界域では拡散が充分に行なわれて強固に結合した状態
にあることがわかる。
第２図はその一例トして、Ａ相とその両側のパーライト
基地にかけてのＣｒの線分析結果を示した顕微鏡写真で
るる。
基地にかけてのＣｒの線分析結果を示した顕微鏡写真で
るる。
次に、Ｘ線マイクロアナライザーにより各々の相の組成
を分析した結果を、原料粉の組成および配合割合と対比
して第３表に示した。
を分析した結果を、原料粉の組成および配合割合と対比
して第３表に示した。
この表から明らかなように、銅粉の形で添加されたＣｕ
はその大部分が基地中に、一部がＡ相に拡散し、黒鉛粉
の形で添加されたＣはその約６割が基地中に、約３割が
Ａ相に、残りがＢ相に拡散移動し、一方、Ａ相用合金粉
およびＢ相用合金粉に含まれるＣｒ、ＮｉおよびＭｏの
一部は基地中に拡散移動している。
はその大部分が基地中に、一部がＡ相に拡散し、黒鉛粉
の形で添加されたＣはその約６割が基地中に、約３割が
Ａ相に、残りがＢ相に拡散移動し、一方、Ａ相用合金粉
およびＢ相用合金粉に含まれるＣｒ、ＮｉおよびＭｏの
一部は基地中に拡散移動している。
次に、第３図は、前記の素材から作られた弁座とＦｅ−
１，２％Ｍｏ−１，２％Ｎ ｉ −５，２％Ｃｏ−０、
８％ Ｃの焼結材に鉛が溶浸された従来材から作られた
弁座とについて、４気筒１４００ＣＣのエンジンによる
台上耐久試験を行なった結果を示したもので、本発明材
の摩耗が従来材の約６０係にまで減少していることがわ
かる。
１，２％Ｍｏ−１，２％Ｎ ｉ −５，２％Ｃｏ−０、
８％ Ｃの焼結材に鉛が溶浸された従来材から作られた
弁座とについて、４気筒１４００ＣＣのエンジンによる
台上耐久試験を行なった結果を示したもので、本発明材
の摩耗が従来材の約６０係にまで減少していることがわ
かる。
なお、Ｂ相としてＢ２〜Ｂ４をそれぞれ用いた弁座を作
成して同様の台上耐久試験を行なった結果によれば、Ｂ
４は上記Ｂ１と同等ないし幾分よい結果を示し、Ｂ２と
Ｂ３の両者はほぼ同等であるが、Ｂ１およびＢ４と比較
すると幾分劣る結果を示した。
成して同様の台上耐久試験を行なった結果によれば、Ｂ
４は上記Ｂ１と同等ないし幾分よい結果を示し、Ｂ２と
Ｂ３の両者はほぼ同等であるが、Ｂ１およびＢ４と比較
すると幾分劣る結果を示した。
但し原料粉の市場性、成形時の成形性その他を考慮する
と、４種の中ではＢ１が最も適している。
と、４種の中ではＢ１が最も適している。
次に、この合金の組成および組織を説明する。
先ずＡ相の組成中Ｃｒは耐酸化性および耐摩耗性を向上
させるが、９係未満ではその効果が少なく、また２０％
を越えると材質の脆化をきたす。
させるが、９係未満ではその効果が少なく、また２０％
を越えると材質の脆化をきたす。
ＮｉはＣｒとの共存により耐酸化性および強度を高める
とともに、オーステナイトを安定化させて靭性を高め、
相手材とのなじみ性を改善する作用があるが、６％未満
ではその効果が少なく、また１５％以上の添加は高価に
過ぎ、それに見合う効果が得られない。
とともに、オーステナイトを安定化させて靭性を高め、
相手材とのなじみ性を改善する作用があるが、６％未満
ではその効果が少なく、また１５％以上の添加は高価に
過ぎ、それに見合う効果が得られない。
ＭｏおよびＷはともに高温硬さを高めて高温での耐摩耗
性を向上させるが、ともに１．５％未満ではその効果が
少なく、また９、５％以上になると靭性を低下させる。
性を向上させるが、ともに１．５％未満ではその効果が
少なく、また９、５％以上になると靭性を低下させる。
ＣｕはＭｏとの共存による耐酸耐蝕性の改善および析出
硬化性の付与を目的としているが、０．７係未満ではそ
の効果が少なく、また４、５’ｌＪ上に増量してもそれ
に見合う効果が伴わない。
硬化性の付与を目的としているが、０．７係未満ではそ
の効果が少なく、また４、５’ｌＪ上に増量してもそれ
に見合う効果が伴わない。
このＡ相が所期の効果を示すためには、基地中に１０％
以上存在する必要がβす、これより少ない場合は弁座の
耐久性が不足する。
以上存在する必要がβす、これより少ない場合は弁座の
耐久性が不足する。
一方、５０％を越えること自体は特に問題ないが、Ａ相
用の母合金粉は成形性の劣る粉末なので、これをＢ０係
以上配合すると殆ど成形不能の状態となる。
用の母合金粉は成形性の劣る粉末なので、これをＢ０係
以上配合すると殆ど成形不能の状態となる。
これがＡ相を１０〜５０係に限定する理由である。
次の耐摩耗性に富む硬質のＢ相が所期の効果を現わすた
めには基地中に２〜１５係の範囲で存在することが必要
であって、それより少ない場合は弁座の耐摩耗性が不足
し、一方１５％以上の場合は材質が脆化するので、いず
れも不適当である。
めには基地中に２〜１５係の範囲で存在することが必要
であって、それより少ない場合は弁座の耐摩耗性が不足
し、一方１５％以上の場合は材質が脆化するので、いず
れも不適当である。
次に、この合金の製造方法について説明する。
前述したＡ、 Ｂ両相を基地中に生成させる方法として
は、それぞれ第１表および第２表の右欄に示した組成の
母合金粉の各所定量を鉄粉、炭素粉および銅粉の混合粉
に配合し、基地および各相の構成元素が一定の範囲で拡
散し合う条件下に焼結する方法を用いる。
は、それぞれ第１表および第２表の右欄に示した組成の
母合金粉の各所定量を鉄粉、炭素粉および銅粉の混合粉
に配合し、基地および各相の構成元素が一定の範囲で拡
散し合う条件下に焼結する方法を用いる。
なおＡ相の母合金粉からＣｕを除いてろるのは、別途銅
粉単味の形で配合し、パーライト地の固溶強化をも図る
ためでるる。
粉単味の形で配合し、パーライト地の固溶強化をも図る
ためでるる。
先ず、炭素は黒鉛微粉の形で０．７〜１．５上記合され
るが、その大部分は基地をパーライト組織にして強靭化
するのに消費され、一部はＡ相およびＢ相に固溶すると
ともに、微細な炭化物を形成する。
るが、その大部分は基地をパーライト組織にして強靭化
するのに消費され、一部はＡ相およびＢ相に固溶すると
ともに、微細な炭化物を形成する。
然し添加量０．７係未満では材質の袋化が不充分でるり
、他方１．５係より多くなると材質が顕著に脆化する。
、他方１．５係より多くなると材質が顕著に脆化する。
銅は前述したように銅粉単味の形で０．５〜３係配上記
れ、主として基地およびＡ相に固溶してその強度を高め
る。
れ、主として基地およびＡ相に固溶してその強度を高め
る。
然し０．５％未満ではその効果が少なく、他方３係より
多くなると材質が多孔質の傾向を示し、強度が低下する
。
多くなると材質が多孔質の傾向を示し、強度が低下する
。
このよ５な添加成分の拡散は各々の相を強化するので、
従ってＡ相およびＢ相中に規定するＦｅの組成範囲は他
相から拡散するＣを包含するものであり、また、パーラ
イト組織の基地中に１．５係以下のＣｒ、１％以下のＮ
ｉ、１．５％以下のＭ。
従ってＡ相およびＢ相中に規定するＦｅの組成範囲は他
相から拡散するＣを包含するものであり、また、パーラ
イト組織の基地中に１．５係以下のＣｒ、１％以下のＮ
ｉ、１．５％以下のＭ。
またはＣｏの拡散を許容するものである。
このような添加成分の拡散の有無および程度が焼結現象
の進行状況によることは勿論でろって、上記の限界値を
越えて拡散しても、そのこと自体は特に問題ではない。
の進行状況によることは勿論でろって、上記の限界値を
越えて拡散しても、そのこと自体は特に問題ではない。
しかし、それほど多量の拡散を起こすような焼結条件で
は、同時に硬質相でろるＢ相の溶失を招いて本発明材の
特長が失われることが問題となる。
は、同時に硬質相でろるＢ相の溶失を招いて本発明材の
特長が失われることが問題となる。
従って、本発明材の焼結はＢ相が溶失しない範囲のなる
べく高温で行なうことが望ましく、その限界は選択する
Ｂ相の種類によって異なる。
べく高温で行なうことが望ましく、その限界は選択する
Ｂ相の種類によって異なる。
即ち第２表のＢ１およびＢ２の場合は炭素量が多いほど
融点が低く、特に低炭素量に製作したものは焼結温度を
１２００℃まで上げられるが、ＪＩＳ規格の低炭素品程
度のものでは１１５０℃が限界となる。
融点が低く、特に低炭素量に製作したものは焼結温度を
１２００℃まで上げられるが、ＪＩＳ規格の低炭素品程
度のものでは１１５０℃が限界となる。
この点ではＢ３およびＢ４は、限界温度が１２２０℃と
高いので有利である。
高いので有利である。
これらの諸点を考慮すると本発明材の適正焼結温度は１
１００〜１２００℃の範囲となり、また、この温度範囲
内で焼結した場合には、添加成分の拡散が前述の範囲に
止まる。
１００〜１２００℃の範囲となり、また、この温度範囲
内で焼結した場合には、添加成分の拡散が前述の範囲に
止まる。
第１図および第２図はそれぞれ本発明材の組織および組
成を例示する顕微鏡写真、第３図は本発明を内燃機関の
弁座に適用した場合の耐摩耗性を示すグラフである。
成を例示する顕微鏡写真、第３図は本発明を内燃機関の
弁座に適用した場合の耐摩耗性を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比で全体の組成がＣｒ ０．７〜１０％、ＷＯ
，１〜４．８％、Ｎ ｉ ０．５〜７．５％、Ｃｕ０．
５〜３％、Ｍｏ１〜１５％、Ｆｅ残部でるり、且つその
組織が銅を０．２〜１．５係含有するパーライト地中に
下記組成の耐熱耐蝕性に富むＡ相１０〜５０係および下
記組成の耐摩耗性に富むＢ相２〜１５チが分散している
ことを特徴とする高温耐摩耗性鉄系焼結合金。 Ｃｒ ９〜２０％ Ｗ １．５〜９．５％Ａ相
Ｎｉ ６〜１５％ ＣｕＯ，７〜４．５％Ｍｏ１．５〜
９．５％ Ｆｅ 残部 Ｂ相： ５０〜７０％Ｍｏ−Ｆｅ ２ 鉄粉に銅粉を０．５〜３％と、炭素粉を０．７〜１
．５％と、Ｃｒ１０〜２０％、Ｎｉ８〜２０％、Ｍｏ２
〜１０％、Ｗ２〜１０％およびＦｅ残部の合金粉を１０
〜１５％と、５５〜７０ ％ Ｍｏ−Ｆｅの合金粉２〜
１５係とを混合して所用の形状に成形し、還元性雰囲気
中１１００〜１２００℃の温度で焼結することを特徴と
する高温耐摩耗性鉄系焼結合金の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6060980A JPS5937342B2 (ja) | 1980-05-09 | 1980-05-09 | 高温耐摩耗性鉄系焼結合金とその製造方法 |
| US06/237,906 US4422875A (en) | 1980-04-25 | 1981-02-25 | Ferro-sintered alloys |
| US06/522,663 US4552590A (en) | 1980-04-25 | 1983-08-12 | Ferro-sintered alloys |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6060980A JPS5937342B2 (ja) | 1980-05-09 | 1980-05-09 | 高温耐摩耗性鉄系焼結合金とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56158846A JPS56158846A (en) | 1981-12-07 |
| JPS5937342B2 true JPS5937342B2 (ja) | 1984-09-08 |
Family
ID=13147164
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6060980A Expired JPS5937342B2 (ja) | 1980-04-25 | 1980-05-09 | 高温耐摩耗性鉄系焼結合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5937342B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2957180B2 (ja) * | 1988-04-18 | 1999-10-04 | 株式会社リケン | 耐摩耗性鉄基焼結合金およびその製造方法 |
-
1980
- 1980-05-09 JP JP6060980A patent/JPS5937342B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56158846A (en) | 1981-12-07 |
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