CN102046824B - 阀座用铁基烧结合金以及内燃机用阀座 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的是提供增加用于提高内燃机用阀座的耐磨损性的硬质粒子的添加量，而且机械强度和切削加工性优异的阀座产品。为了实现该目的，采用下述阀座用铁基烧结合金材料，即在铁基烧结合金的组织中包含使用平均一次粒径为5～20μm的第1硬质粒子和平均一次粒径为20～150μm的第2硬质粒子，在将这两种类的硬质粒子混合时所得的粒度分布中存在N个(N≥2的整数)峰，将相当于其峰顶位置的粒径(DT1～DTN)中，具备1个以上的相邻的DTn-1和DTn的差值(|DTn-1-DTn|：2≤n≤N的整数)在15～100μm的峰顶粒径差，而且在该组织内，上述两种类的硬质粒子所占有的总面积率为10～60面积％。

Description

阀座用铁基烧结合金以及内燃机用阀座
技术领域
本发明涉及适合作为内燃机用的阀座的铁基烧结合金材料，尤其涉及铁基烧结合金材料的机械强度及成形加工性的提高。
背景技术
阀座是成为吸气阀、排气阀的阀座的部位，是用于与阀(阀门)接触，以保持燃烧室的气密的必要部件。作为阀座的主要功能，可列举(1)用于防止压缩气体、燃烧气体向歧管泄漏的气密保持功能；(2)用于将阀门的热向汽缸盖侧释放的热传导功能；(3)在阀门复座时耐受阀门的冲击、在高热且高负荷的环境中难被磨损的耐磨损功能。于是，作为阀座的要求特性，可列举(1)对阀门的冲击性小、(2)合理的价格、(3)加工时容易切削。因此，内燃机用阀座中，适用需要满足上述功能、特性的铁基烧结合金材料。
铁基烧结合金材料是，将金属粉末利用模具等加压成型后，将其加热至熔点以下的温度，然后根据需要实施热处理等而得到的材料。而且，该铁基烧结合金材料，除作为主要成分的铁之外，使其中含有适量碳、铜、镍等，可获得(1)由于烧结合金的耐磨损性得到提高，因而由混合的元素使得机械性质、耐磨损性、耐热性等提高；(2)改善产品的切削加工性；(3)由于生产性的提高而使成本降低等优点。
然而，构成汽车部件的材料，与其它各机械一样，所要求的条件逐年提高，期望比以前更高强度化的机械特性、切削性等加工性、更高的批量生产稳定性、以及制造成本的降低。阀座也不例外，与以往的内燃机用阀座所具有的机械特性相比，期望具有更优良特性的内燃机用阀座。
对于上述课题，专利文献1中公开了一种阀座，其中，通过在铁基体相(鉄基地相)中使第一硬质粒子以面积率10～20面积％分散以及使第二硬质粒子以面积率15～35面积％分散，而且两者所占的总面积率为25～55面积％，以达到耐磨损性优异且对配对阀门的攻击性降低的目的，所述第一硬质粒子是具有10μm～150μm的粒径和500HV0.1以上且不足800HV0.1的硬度的钴基金属间化合物粒子，所述第二硬质粒子是具有10μm～150μm的粒径和800HV0.1以上且不足1100HV0.1的硬度的钴基金属间化合物粒子。
专利文献1：日本特开2005-248234号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
但是，即使采取现有技术中记载的钴基金属间化合物粒子的组合，将使它们分散包含在铁基体相中得到的铁基烧结合金用于内燃机用的阀座，如果不大幅增加用以获得耐磨损性的硬质粒子的添加量，那么就不能得到内燃机所要求的耐磨损性，因而必需大幅增加硬质粒子添加量。其结果是，随着硬质粒子在铁基烧结合金中的添加量增加，产生导致铁基烧结合金的韧性降低、配对阀门冲击性增加、切削加工性降低的问题。
例如，专利文献1中公开了，作为在铁基体相中分散包含的硬质粒子是“对对象的冲击性小，并且粒径为10μm～150μm的钴基金属间化合物粒子”和“硬度高且耐磨损性优良，并且粒径为10μm～150μm的钴基金属间化合物粒子”这两种类的硬质粒子的组合。将该专利文献1中公开的铁基烧结合金用作阀座时，具有兼得阀座本身的耐磨损性提高和对对方的冲击性降低的效果。但存在如下问题：产生难以兼具阀座的耐磨损性、机械强度和切削加工性的情况。
鉴于以上状况，以汽车引擎为代表的内燃机强烈需求长寿命化、大功率化、燃料消费率提高等，日益需求除了影响内燃机的性能稳定性的阀座的耐磨损性提高和对方冲击性降低之外、同时使阀座的耐磨损性、机械强度和切削加工性提高的阀座用铁基烧结合金材料。
下述的本发明是鉴于上述现有技术的问题而进行的发明，其目的是提供在为了提高内燃机用阀座的耐磨损性而增加硬质粒子的添加量的同时，作为阀座的机械强度及切削加工性的总平衡优异的产品。
解决技术问题的方案
因此，本发明人等为了解决上述技术问题，着眼于在阀座用铁基烧结合金材料的组织中分散含有的两种类的硬质粒子的粒度分布及硬度，对于由该粒度分布曲线的粒径的峰顶位置的差值对该阀座的功能和特性的影响进行了研究。其结果是，本发明人等发现，通过设定两种类的硬质粒子的粒度分布曲线中的粒径的峰顶的差值、硬质粒子的含量以及硬度差，可以解决上述技术问题。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料是在铁基烧结合金的组织中分散含有第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子的铁基烧结合金材料，其特征在于，该第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子，选择性地使用同时满足以下的条件1～条件4的硬质粒子。
条件1：使用平均一次粒径为5μm～20μm的硬质粒子作为第1硬质粒子。
条件2：使用平均一次粒径为20μm～150μm的硬质粒子作为第2硬质粒子。
条件3：将第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子混合时所得的混合硬质粒子，在用激光衍射散射分析法测定时的粒度分布曲线中存在N个(N≥2的整数)峰，将相当于其峰顶位置的粒径设为DT1～DTN时，具备至少1个相邻的DTn-1和DTn的差值(|DTn-1-DTn|：2≤n≤N的整数)在15μm～100μm的范围内的峰顶粒径差。
条件4：在铁基烧结合金的组织内，构成上述混合粒子的第1硬质粒子和第2硬质粒子的两者所占有的总面积率为10面积％～60面积％。
本发明涉及的阀座用铁基烧结合金材料，其中优选的是，上述第1硬质粒子和第2硬质粒子是维氏硬度在650HV0.1～1100HV0.1的范围内的硬质粒子。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，其中优选的是，上述第1硬质粒子和第2硬质粒子是具有以下的钴基金属间化合物组成1、钴基金属间化合物组成2、铁基金属间化合物组成的任一组成的硬质粒子。
[钴基金属间化合物组成1]
硅：0.5～4.0wt％
铬：5.0～20.0wt％
钼：20.0～40.0wt％
余部：钴和不可避免的杂质
[钴基金属间化合物组成2]
硅：0～4.0wt％
镍：5.0～20.0wt％
铬：15.0～35.0wt％
钼：15.0～35.0wt％
余部：钴和不可避免的杂质
[铁基金属间化合物组成]
钴：10.0～20.0wt％
镍：2.0～20.0wt％
铬：12.0～35.0wt％
钼：12.0～35.0wt％
余部：铁和不可避免的杂质
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，其中优选的是，上述铁基烧结合金材料的组织以13.0wt％～90.0wt％的范围含有选自碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒之中的两种以上的合金元素。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，其中优选的是，将第1硬质粒子、第2硬质粒子及基体相所占的面积率设为100面积％时，上述铁基烧结合金材料的组织以0.2面积％～5.0面积％的范围含有作为硫化物或氟化物的固体润滑材料粉末。
本发明的内燃机用阀座，其特征在于，使用上述的阀座用铁基烧结合金材料来制造。应予说明，该铁基烧结合金材料另外还可以应用于各种机械部件、轴承部件、接点用部件、耐磨损用部件。
发明效果
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，即使为了提高内燃机用阀座的耐磨损性，增加在阀座的制造中所用的铁基烧结合金材料中所添加的硬质粒子的添加量，但仍然能够以良好的平衡维持可耐受内燃机的过于苛刻的使用条件的良好的耐磨损性、机械强度和切削加工性。因此，使用该阀座用铁基烧结合金材料得到的阀座，可以通过切削形成良好的加工表面，可以使得阀门复座时的燃烧室内的气密性得以提高。并且，本发明的阀座用铁基烧结合金材料，由于作为阀座具有充分的强度，因此能够满足作为内燃机的长寿命化的要求。
具体实施方式
以下对本发明的阀座用铁基烧结合金材料的形态进行说明。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料是在铁基烧结合金的组织中分散含有第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子的铁基烧结合金材料，其特征在于，该第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子，选择性地使用同时满足以下的条件1～条件4的硬质粒子。
条件1是优选使用平均一次粒径为5μm～20μm的硬质粒子作为第1硬质粒子，条件2是优选使用平均一次粒径为20μm～150μm的硬质粒子作为第2硬质粒子。即，本发明的阀座用铁基烧结合金材料是，在铁基烧结合金的组织中分散有两种类的、平均一次粒径为5μm～20μm的第1硬质粒子和平均一次粒径为20μm～150μm的第2硬质粒子的混合粒子的材料。通过组合使用在上述粒径范围内的第1硬质粒子和第2硬质粒子，从而可获得作为本发明的铁基烧结合金材料适当的状态的烧结体。因此，在仅使用第1硬质粒子而制造的铁基烧结合金材料的情况下，由于平均一次粒径为5μm～20μm的微细粒径，因而粒子之间容易发生聚集，不能发挥作为硬质粒子的效果，导致制造成本的上升，故不优选。另一方面，在仅使用第2硬质粒子而制造的铁基烧结合金材料的情况下，由于平均一次粒径为20μm～150μm的较大粒径，因而配对阀门冲击性增加，而且在烧结加工时难以进行粒子之间的烧结，而需要较长的烧结时间等，导致制造成本的上升，故不优选。
如上所述，对于本发明的阀座用铁基烧结合金的组织中分散包含的硬质粒子的平均一次粒径，所述第1硬质粒子为5μm～20μm、所述第2硬质粒径为20μm～150μm。即可以说，作为平均一次粒径，使用5μm～150μm的范围的硬质粒子。其理由是，当硬质粒子的平均一次粒径低于5μm时，粒子过于微细，在烧结工序中粒子容易在铁基烧结合金的基体相中扩散消失，不能获得粒子分散强化的效果，从而未能期待硬质粒子的效果，故不优选。另一方面，若硬质粒子的粒径超过150μm而变大，则在铁基烧结合金的组织中分散的硬质粒子过大，将该铁基烧结合金作为阀座使用时，粒子容易产生裂缝或缺口，对配对阀门的冲击性增加，故不优选。
条件3是，优选的是，将第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子混合时所得的混合硬质粒子，在用激光衍射散射分析法测定时的粒度分布曲线中存在N个(N≥2的整数)峰，将相当于其峰顶位置的粒径设为DT1～DTN时，具备至少1个相邻的DTn-1和DTn的差值(|DTn-1-DTn|：2≤n≤N的整数)在15μm～100μm的范围内的峰顶粒径差。本发明的阀座用铁基烧结合金材料的特征在于，上述混合粒子使用如下的混合粒子，其在用激光衍射散射分析法测定时的粒度分布曲线中存在N个(N≥2的整数)峰，将相当于其峰顶位置的粒径设为DT1～DTN时，具备至少1个相邻的DTn-1和DTn的差值(|DTn-1-DTn|：2≤n≤N的整数)在15μm～100μm的范围内的峰顶粒径差(以下，将该“|DTn-1-DTn|：2≤n≤N的整数”称为峰顶粒径差。)。这里，峰顶粒径差低于15μm时，表示双方的硬质粒子的粒径差较小。该情形下，使用两种粒径的硬质粒子变得没有意义，导致难以获得使作为阀座材料的必要强度和切削加工性同时得到提高的铁基烧结合金材料，并且将该铁基烧结合金材料作为阀座使用时很难同时实现耐磨损性的提高、对配对阀门的冲击性的降低，故不优选。另一方面，当峰顶粒径差超过100μm时，大的硬质粒子变多，对配对阀门的冲击性增加。进而，难以获得硬质粒子在铁基烧结合金的组织内的均匀分布状态，结果导致机械强度、韧性都降低，因而将该铁基烧结合金材料作为阀座使用的情形是不理想的。
上述粒度分布曲线中，峰顶有3个以上时，优选的是，相邻的峰顶粒径差的任一个都在15μm～100μm的范围内。这样，如果相邻的峰顶粒径差的任一个都满足上述要件，则根据上述理由，将该铁基烧结合金材料作为阀座使用时，可以同时实现耐磨损性的提高、配对阀门冲击性的降低、机械强度的提高，故优选。
条件4是，优选的是，在铁基烧结合金的组织内，构成上述混合粒子的第1硬质粒子和第2硬质粒子的两者所占有的总面积率为10面积％～60面积％。该总面积率低于10面积％时，铁基烧结合金的组织中所含的硬质粒子少，因而耐磨损性降低，使用硬质粒子的意义消失，故不优选。另一方面，当该总面积率超过60面积％时，铁基烧结合金的组织中所含的硬质粒子变得过多，加工也变得困难，作为阀座材料所要求的韧性、耐冲击性降低，对配对阀门的冲击性增加，故不优选。即，铁基烧结合金材料中的硬质粒子，通过以所述第1硬质粒子和第2硬质粒子两者所占的总面积率在上述范围内的方式被包含，从而可提供品质更为稳定的阀座。
此外，上述条件4中对硬质粒子的总面积率进行了描述，但优选的是，该总面积率中，第1硬质粒子或第2硬质粒子的一方单独占有的面积率为2面积％～40面积％，另一方为从所述总面积率中减去所述一方单独占有的面积率而得的值。一方的硬质粒子的面积率低于2面积％时，只能得到与使用一种硬质粒子时同样的结果，作为阀座材料的必要强度和切削加工性很难同时得到提高，将该铁基烧结合金材料作为阀座使用时难以同时实现耐磨损性的提高和配对阀门冲击性的降低，故不优选。另一方面，一方的硬质粒子的面积率超过40面积％时，另一方的硬质粒子为作为下限的2面积％，那么与上述同样，只能得到与使用一种硬质粒子时同样的结果，故不优选。即，在铁基烧结合金材料的组织中，通过使所述第1硬质粒子和第2硬质粒子保持良好平衡、且均匀地分布，由此可以防止仅使用所述第1硬质粒子时的耐磨损性的降低、以及可以防止仅使用所述第2硬质粒子时的对方冲击性及机械强度的降低，从而可以提供品质更为稳定的阀座。
此外，关于为了获得分散含有两种类的第1硬质粒子和第2硬质粒子的铁基烧结合金材料的制造方法，可以采用通常可用的所有粉末冶金制造法，不需要特别的限定。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，优选的是，构成上述混合粒子的第1硬质粒子和第2硬质粒子是维氏硬度在650HV0.1～1100HV0.1的范围内的硬质粒子。硬质粒子的硬度低于650HV0.1时，作为阀座使用的铁基烧结合金材料的耐磨损性降低，不能实现作为内燃机的长寿命化，故不优选。另一方面，若硬质粒子的硬度超过1100HV0.1，则发生作为铁基烧结合金材料的韧性降低而变脆，因而对抗冲击的耐冲击性下降，故不优选。
这里，根据硬质粒子的材质，使铁基烧结合金材料内分散的两种类的硬质粒子的维氏硬度的差值在300HV0.1～350HV0.1的范围内，有时是优选的。假设考虑作为两种类的硬质粒子使用相同硬度的硬质粒子，将在组织中分散含有该硬质粒子的铁基烧结合金作为阀座使用的情形。该硬质粒子的硬度高的情况下，可以提高阀座本身的耐磨损性，但是在将该铁基烧结合金加工成阀座时的切削性下降，同时不能使阀座对阀门的冲击性减少，无法维持作为阀座的品质平衡。此外，该硬质粒子的硬度低的情况下，可以使阀座对阀门的冲击性减少，但是有时不能提高阀座本身的耐磨损性，将铁基烧结合金加工成阀座时的切削性也同时降低，无法维持作为阀座材料的品质平衡。因此，还考虑了仅使用中等硬度的硬质粒子的情形，但是难以获得使作为阀座材料的必要强度和切削加工性同时得到提高的铁基烧结合金材料，并且将该铁基烧结合金材料作为阀座使用时很难同时实现耐磨损性的提高、对配对阀门的冲击性的降低。因此，根据硬质粒子的材质，有时优选对第1硬质粒子和第2硬质粒子设置一定的硬度差。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，优选的是，构成上述混合粒子的第1硬质粒子和第2硬质粒子是具有以下的钴基金属间化合物组成1、钴基金属间化合物组成2、铁基金属间化合物组成的任一组成的硬质粒子。即，本发明的阀座用铁基烧结合金材料中所用的两种类的硬质粒子是组合了钴基金属间化合物粒子、铁基金属间化合物粒子的硬质粒子。该钴基金属间化合物粒子，在高温下也不会软化，不易磨损，耐腐蚀性也高。此外，铁基金属间化合物粒子与钴基金属间化合物粒子相比，铁基烧结合金在基体相中的扩散性差，与基体的结合性稍差，但是根据铁基金属间化合物组成的配合条件，可将该性能的劣化抑制到最小限度，最重要的是具有廉价的优点。
这里，钴基金属间化合物组成1是，硅含量为0.5～4.0wt％、铬含量为5.0～20.0wt％、钼含量为20.0～40.0wt％、余部为钴和不可避免的杂质。这些成分相互形成金属间化合物，将其称为钴基金属间化合物。而且，钴基金属间化合物组成2是，硅含量为0～4.0wt％、镍含量为5.0～20.0wt％、铬含量为15.0～35.0wt％、钼含量为15.0～35.0wt％、余部为钴和不可避免的杂质。通过采用这样的组成模式，可以提高硬质粒子的固体润滑作用。
通过采用具备上述组成的钴基金属间化合物作为硬质粒子，可以实现使该硬质粒子分散而得到的铁基烧结合金材料的耐磨损性、机械强度、切削加工性的各特性的提高，故优选。
此外，铁基金属间化合物组成是，钴含量为10.0～20.0wt％、镍含量为2.0～20.0wt％、铬含量为12.0～35.0wt％、钼含量为12.0～35.0wt％、余部为铁和不可避免的杂质。这些成分相互形成金属间化合物，将其称为铁基金属间化合物。因而，通过采用这样的组成模式，可以提高硬质粒子的固体润滑作用。
通过采用具备上述组成的铁基金属间化合物作为硬质粒子，可以实现使该硬质粒子分散而得到的铁基烧结合金材料的耐磨损性、机械强度、切削加工性的各特性的提高，故优选。此外，由于铁基金属间化合物与钴基金属间化合物相比较为廉价，因此通过将其用作分散于铁基烧结合金材料的硬质粒子，从而可以提供性能价格比更加优异的内燃机用阀座。
接着，对铁基烧结合金材料的组织进行说明。以下说明中的“基体”是指，除去铁基烧结合金材料的烧结组织中可见的硬质粒子、固体润滑剂、粒子间形成的空孔后的物质。本发明的阀座用铁基烧结合金材料的基体中，将该基体的组成作为100wt％，优选以13.0wt％～90.0wt％的范围含有选自碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒中的两种以上的合金元素。以下对各合金元素进行简单的说明。
此处，作为合金元素的碳，在铁基体中作为微细的碳粒析出，作为提高固体润滑性或者提高与铁或下述合金成分之间的耐磨损性的碳化物形成或金属间化合物的形成助剂起作用。这时，铁基体中的碳含量优选为0.5wt％～2.0wt％。该碳含量低于0.5wt％时，也能形成良好的碳化物，但是无法提高铁基体中的固体润滑性、以及耐磨损性和机械强度，故不优选。另一方面，如果碳含量超过2.0wt％，则马氏体组织增加，同时铁基体中硬脆的渗碳体(Fe3C)变得过剩，与其它成分间形成的碳化物成分变得过量且变脆，因而作为铁基烧结合金材料缺乏耐冲击性，变得没有耐久性及良好的加工性，故不优选。
铁基体中的硅含量优选为0.2wt％～3.0wt％。硅含量低于0.2wt％时，不能形成良好的金属间化合物，故不优选。另一方面，硅含量超过3.0wt％时，铁基体中硬脆的碳化物变得过剩而导致基体的脆化，作为铁基烧结合金材料缺乏耐冲击性，变得没有耐久性及良好的加工性，故不优选。
作为合金元素的铬是形成铬碳化物的成分，可使耐热性及耐腐蚀性提高，同时使耐磨损性提高。这时，铁基体中的铬含量优选为0.5wt％～4.0wt％。铬含量低于0.5wt％时，耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性的任一项均很难被提高，故不优选。另一方面，铬含量超过4.0wt％时，铬碳化物的生成变得过剩，该铬碳化物在晶粒边界(粒界)偏析，铁基体变硬变脆，因而耐冲击性和加工性降低，故不优选。
作为合金元素的钼，以下述方式作用：在铁基体中形成提高固体润滑作用的钼碳化物，或者形成铁-钼金属间化合物以提高耐磨损性、提高退火软化抗性。这时，铁基体中的钼含量优选为0.2wt％～5.0wt％。钼含量低于0.2wt％时，钼碳化物的形成量少，无法实现耐磨损性的提高，故不优选。另一方面，钼含量超过5.0wt％时，钼碳化物及铁-钼金属间化合物的生成变得过剩，铁基体变硬变脆，因而加工性降低，故不优选。
作为合金元素的钴，以下述方式作用：通过与钨的碳化物共存，从而大幅地提高铁基烧结合金的机械强度、耐热性，而且还促进其它合金成分的均匀扩散，同时提高耐磨损性。这时，铁基体中的钴含量优选为0.5wt％～6.0wt％。钴含量低于0.5wt％时，无法实现耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性的任一性能的提高，故不优选。另一方面，钴含量超过6.0wt％时，即使添加更多量但所得的效果处于饱和状态，不经济，故不优选。
作为合金元素的镍，对铁基体赋于耐热性，同时具有提高耐磨损性的作用。这时，铁基体中的镍含量优选为0.4wt％～5.0wt％。镍含量低于0.4wt％时，无法对铁基体赋于耐热性，故不优选。另一方面，镍含量超过5.0wt％时，即使添加更多量也不能获得耐热性效果的提高，随着硬度的提高，作为铁基烧结合金材料的加工性降低，故不优选。
作为合金元素的铜，具有在铁基体中固溶而使铁基烧结合金的烧结组织微细化的作用。这时，铁基体中的铜含量优选为0.5wt％～3.0wt％。铜含量低于0.5wt％时，不能获得烧结组织的微细化的效果，无法实现耐磨损性的提高，故不优选。另一方面，铜含量超过3.0wt％时，过剩的金属铜在晶粒边界或粒子间析出，故不优选。
钨与碳之间形成钨碳化物，有助于耐磨损性的提高。这时，铁基体中的钨含量优选为0.1wt％～1.0wt％。钨含量低于0.1wt％时，对于铁基烧结合金，未能形成碳化物而且也未能实现耐磨损性的提高，故不优选。钨含量超过1.0wt％时，与碳之间形成的碳化物量变得过剩，且变脆，因此作为铁基烧结合金材料缺乏耐冲击性，对配对阀门的冲击性增加，故不优选。
钒在铁基体中形成碳化物因而进一步提高耐磨损性，同时由于钒碳化物而发挥析出固化作用。这时，铁基体中的钒含量优选为0.1wt％～1.0wt％。钒含量低于0.1wt％时，不能实现取决于碳化物形成的耐磨损性及机械强度的提高，故不优选。另一方面，钒含量超过1.0wt％时，钒碳化物过量生成，使铁基体变硬变脆，因而作为铁基烧结合金材料耐冲击性减小，加工性也降低，故不优选。
此外，对于形成本发明的阀座用铁基烧结合金材料的组织的、碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒的组成，如表3所示，优选使碳含量为1.0wt％～1.3wt％、硅含量为0.0wt％～2.1wt％、铬含量为1.0wt％～19.0wt％、钼含量为3.0wt％～20.0wt％、钴含量为4.0wt％～32.0wt％、镍含量为0.0wt％～9.0wt％、铜含量为0.0wt％～2.0wt％、钨含量为0.0wt％～2.0wt％、钒含量为0.0wt％～0.5wt％。这里，该铁基烧结合金材料的组织内，铬、钼、钴、镍含量所占的比例变大，其原因是第1硬质粒子和第2硬质粒子所含的元素熔融扩散。此外，对于碳、硅、铜、钒等，通过使不含这些元素的硬质粒子等被包含在该铁基烧结合金材料的组织内，从而作为在组织整体中占有的比例变小。
优选的是，从以上所述的合金元素中选择性地使用两种以上的合金元素，并以13.0wt％～90.0wt％的范围含有。以本发明的配合条件得到的合金元素具有较高的硬度，因此当纯铁粉中所含的所述两种以上的合金元素的量低于13.0wt％时，导致铁基烧结合金材料的机械强度降低，而且阀座本身的耐磨损性降低，故不优选。此外，纯铁粉中所含的所述两种以上的合金元素的量超过90.0wt％时，铁基烧结合金材料的机械强度变得过高而有变脆的倾向，同时将该铁基烧结合金用于阀座时，对阀门的冲击性增大，故不优选。
本发明的阀座用铁基烧结合金材料，优选的是，将上述铁基烧结合金材料的组织内的、第1硬质粒子、第2硬质粒子及基体相所占的面积设为100面积％时，以0.2面积％～5.0面积％的范围含有作为硫化物或氟化物的固体润滑材料粉末。这时，固体润滑材料粉末的含量低于0.2面积％时，不能充分发挥作为固体润滑剂的功能，在阀座和阀门之间产生固着，故不优选。另一方面，固体润滑材料粉末的含量超过5.0面积％时，不能得到与含量相称的效果，在经济方面没有意义，故不优选。此外，作为固体润滑材料粒子，例如如果使用硫化锰粒子、氟化钙粒子，那么由于熔点都高而在烧结时也未熔融扩散，而且在高温条件下也不具有优异的耐烧粘性及耐磨损性，故不优选。
本发明的内燃机用阀座，其特征在于，使用阀座用铁基烧结合金材料来制造。本发明的内燃机用阀座，通过使用上述阀座用铁基烧结合金材料来制造，由此可形成切削加工时良好的加工表面，可以在阀门复座时提高燃烧室内的气密性，故优选。此外，由于作为阀座具备充分的耐磨损性和机械强度，因此能够满足作为内燃机的长寿命化的要求。
实施例
以下示出本发明的实施例，更详细地说明本发明。
作为本发明的阀座用铁基烧结合金材料的实施例，如表1所示，制作所用的粉末的配合条件不同的试料1～试料29。表2中表示试料1～试料29中所用的硬质粒子的组成、维氏硬度、粒径、以及合金钢粉的组成。硬质粒子使用由硅、铬、钼、余部为钴及不可避免的杂质组成、或者由硅、镍、铬、钼、余部为钴及不可避免的杂质组成的钴基金属间化合物、以及由钴、镍、铬、钼、余部为铁及不可避免的杂质组成的铁基金属间化合物。此外，如表2所述，对于硬质粒子的硬度，硬质粒子A、E、H、M为700HV0.1，硬质粒子B、C、F、I、J、N为1050HV0.1，硬质粒子D、K、L为750HV0.1，硬质粒子S、T为900HV0.1。而且，使用第1硬质粒子的粒径均在5μm～20μm的范围内、第2硬质粒子的粒径均在20μm～150μm的范围内的硬质粒子。
[表1]
Figure GPA00001260252200131
如表1所示，向作为原材料的纯铁粉和/或合金铁粉中以所定的种类、比例(wt％)配合了另外添加的粉末、硬质粒子(第1硬质粒子、第2硬质粒子)、固体润滑材料。该配合比例是，上述铁基烧结合金材料的组织，将第1硬质粒子、第2硬质粒子和基体相所占的重量作为100wt％来表示的比例。另外，表1中还示出了由第1硬质粒子和第2硬质粒子的混合粉末得到的峰顶的粒径差。本发明的阀座用铁基烧结合金材料，基于表1和表2所示的条件，将各粉末混合成混合粉末后，将该混合粉末填充至模具中，然后通过压型机进行加压成形，并烧结。此外，对于第1硬质粒子和第2硬质粒子的硬度差，试料9、试料13、试料22为50HV0.1，试料25、试料27、试料28为150HV0.1，试料26为200HV0.1，试料4、试料8为300HV0.1，试料6、试料10、试料23为350HV0.1。其它试料的第1硬质粒子和第2硬质粒子的硬度差为0HV0.1。
[表2]
Figure GPA00001260252200151
表1进一步以面积率表示了本发明的铁基烧结合金材料中所含的硬质粒子和固体润滑材料的比例。该面积率是将铁基烧结合金材料的组织中含有硬质粒子的状态作为100面积％来表示的。
本发明的阀座用铁基烧结合金，如上所述，在组织中分散含有粒径不同的两种类的第1硬质粒子和第2硬质粒子的混合粒子。将该第1硬质粒子和第2硬质粒子混合，将其用激光衍射散射分析发测定时所得的粒度分布曲线中出现几个峰。这里，激光衍射散射分析法是，对粉体粒子的聚集体照射激光时得到光的散射图案，运用该光散射图案测定粒度分布的方法。
这里，对于由第1硬质粒子和第2硬质粒子的混合粒子的粒度分布求出峰顶粒径差的方法，以下采用图1～图3来进行说明。图1表示平均粒径为7.3μm的硬质粒子A的粒度分布。由图1所示的粒度分布，在粒径为约8μm的位置可以确认1个峰顶。接着，图2表示平均粒径为91.5μm的硬质粒子B的粒度分布。由图2所示的粒度分布，在粒径为约90μm的位置可确认1个峰顶。图3表示将该硬质粒子A和硬质粒子B各50％进行混合而得到的混合粉末的粒度分布。如图3所示，硬质粒子A和硬质粒子B的混合粒子的平均粒径成为55.3μm，用激光衍射散射分析法测定该硬质粒子A和硬质粒子B的混合粉末时，可确认2个峰顶。这时，相当于该硬质粒子A的粒度分布曲线的峰顶位置的粒径(约8μm)与相当于该硬质粒子B的粒度分布曲线的峰顶位置的粒径(约90μm)的峰顶位置的粒径差、即峰顶粒径差为约82μm。因此，可知由硬质粒子A和硬质粒子B的混合粒子得到的峰顶粒径差在作为本发明的要件的15μm～100μm的范围内。如上述的示例，从混合了两种类的硬质粒子的混合粒子得到的峰顶粒径差在15μm～100μm的范围内，由此可使铁基烧结合金内的空隙率处于优选的稳定状态，能以良好的平衡提高铁基烧结合金材料的耐摩耗特性、机械强度、成形加工性。
根据以上内容，对实施例的试料中所含的两种类的硬质粒子的混合粉末的峰顶粒径差进行观察。表1中示出了由实施例试料的第1硬质粒子和第2硬质粒子的混合粉末的粒度分布得到的峰顶粒径差的数据。如表1所示，试料1～试料29的该峰顶粒径差全部在15μm～100μm的范围内。
表3示出了试料1～试料29的铁基烧结合金材料的组成。表3中，作为铁基烧结合金材料的组成，将包含余部的铁的总组成作为100wt％，示出了碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒的含有比例。
[表3]
Figure GPA00001260252200171
比较例
以下说明相对于本发明的比较例。
作为相对于本发明的阀座用铁基烧结合金材料的比较例，如表4所示，制作了所用的粉末的配合条件不同的试料30～试料38。表4中示出了试料30～试料38中所用的硬质粒子的组成、维氏硬度、粒径、以及合金钢粉的组成。硬质粒子除了由硅、铬、钼、余部为钴及不可避免的杂质组成、或者由硅、镍、铬、钼、余部为钴及不可避免的杂质组成的钴基金属间化合物的组成、以及由钴、镍、铬、钼、余部为铁及不可避免的杂质组成的铁基金属间化合物的组成之外还使用钼铁(Fe-Mo)粒子。硬质粒子G、O的组成模式的钼铁(Fe-Mo)粒子，与其它的硬质粒子的组成模式不同，不含铬、钴。此外，如表2所示，对于硬质粒子的硬度，关于G、O的组成模式的钼铁(Fe-Mo)粒子，维氏硬度为超出本发明规定的范围外的1200HV0.1。
[表4]
Figure GPA00001260252200191
如表4所示，试料30～试料38是向作为原材料的纯铁粉和/或合金铁粉中以所定的种类、比例(wt％)配合了另外添加的粉末、硬质粒子(第1硬质粒子、第2硬质粒子)、固体润滑材料。该配合比例是，上述铁基烧结合金材料的组织，将第1硬质粒子、第2硬质粒子和基体相所占的重量作为100wt％来表示的比例。此外，表1中将本发明的铁基烧结合金材料中所含的硬质粒子和固体润滑材料的比例作为面积率表示。该面积率是将包含全部铁基烧结合金材料的基体相、硬质粒子和固体润滑剂的状态作为100面积％来表示的。如表4所示，对于硬质粒子的总面积率，试料31及试料32为62.0面积％、试料33为84.0面积％、试料34为70.0面积％，不在作为本发明的条件的60面积％以下。此外，至于试料30，硬质粒子的总面积率为8.0面积％，不在作为本发明的条件的10面积％以上。另外，由表2，对于第1硬质粒子和第2硬质粒子的硬度差，试料34为350HV0.1、试料37为200HV0.1、其它试料为0HV0.1。
作为比较例的阀座用铁基烧结合金材料，与实施例同样基于以该表4、表2所示的条件，将各粉末混合成混合粉末后，将该混合粉末填充至模具中，然后利用压型机进行加压成形，并烧结。
以下对比较例的试料中所含的两种类的硬质粒子的混合粉末的峰顶粒径差进行观察。表4中示出了由比较例试料的第1硬质粒子和第2硬质粒子と的混合粉末的粒度分布得到的峰顶粒径差的数据。如表4所示，对于该峰顶粒径差，试料35和试料37为13.0μm、试料36为7.0μm，不在作为本发明的条件的15μm以上。
表5示出了试料30～试料38的铁基烧结合金材料的组成。表5中，作为铁基烧结合金材料的组成，将包含余部的铁的总组成作为100wt％，示出了碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒的含有比例。
[表5]
[实施例和比较例的对比]
以下将本发明的实施例和比较例进行对比，同时详细地说明本发明。
图4中示出了试料1～试料38的阀座和与其配对的阀门双方的磨损量的数据，着眼于铁基烧结合金的组织中分散含有的两种类的第1硬质粒子和第2硬质粒子的混合粒子的粒度分布，对于粒度分布对铁基烧结合金的机械的特性产生的影响进行考察。表1中所示的由实施例的试料1～试料29的粒度分布得到的相邻的峰顶粒径差全部在作为本发明的条件的15μm～100μm的范围内。另一方面，对于表4中所示的由比较例的试料30～试料38的粒度分布得到的相邻的峰顶粒径差，试料35～试料37低于15μm，在本发明的条件范围之外。如果相邻的峰顶粒径差低于15μm，那么在双方的硬质粒子的粒径小的情况下，粒子之间容易发生聚集，而不能发挥作为硬质粒子的效果，耐磨损性劣化。另外，在双方的硬质粒子的粒径大的情况下，在粉末彼此之间产生的空隙也变大，在阀座用铁基烧结合金材料的组织中混杂着硬度大的不同的相，使得耐磨损性劣化。图4中，试料35～试料37的阀门或/和阀座的磨损量显著增大，认为这是由于上述的主要原因，阀门与阀座的机械强度、耐磨损性的特性产生差异而导致的。
另外，如表4所示，对于试料30～试料34、试料38，峰顶粒径差都在作为本发明的条件的15μm～100μm的范围内，但在铁基烧结合金的组织内，构成上述混合粒子的第1硬质粒子和第2硬质粒子的两者所占有的总面积率不在10面积％～60面积％的范围内。如图4所示，若该硬质粒子的总面积率低于10面积％，则如试料30那样阀座本身的耐磨损性出现降低的倾向，若该硬质粒子的总面积率超过60面积％，则试料33为显著的例子，出现对配对阀门的冲击性增大的倾向。
图5中示出了，试料1～试料38的阀座用铁基烧结合金材料的环压强度(压環強度)在将试料30设为100％时的相对比率。由图5可知，比较例与本发明的实施例相比，尤其是试料31～试料34、试料38的环压强度变低。认为试料30的环压强度高的原因是，第1硬质粒子和第2硬质粒子两者所占有的总面积率少。即，是因为硬质粒子在试料的铁基烧结合金材料的组织中所占的比例少。此外，该情形从图4中也可明确，但没有产生由硬质粒子而使耐磨损性提高的效果，使得阀座本身的耐磨损性降低。
另外，如表4所示，试料31和试料32中，对于所用的硬质粒子的维氏硬度，第1硬质粒子和第2硬质粒子都超过作为本发明优选范围的1100HV0.1，导致作为铁基烧结合金材料的韧性降低而出现变脆的倾向。即，如图5所示，试料31及试料32的环压强度出现变低的倾向。
于是，如表1和表4所示，试料24～试料29与试料37～试料38中，在硬质粒子中使用了铁基金属间化合物组成的物质。这里，对于在硬质粒子中使用了钴基金属间化合物组成的物质的情况下以及在硬质粒子中使用了铁基金属间化合物组成的物质的情况下，对阀座本身的耐磨损性和配对阀门冲击性带来了怎样的影响，尝试进行了考察。首先，仅着眼于实施例试料，将在硬质粒子中仅使用了钴基金属间化合物组成的物质的试料1～试料23、和在硬质粒子中使用了铁基金属间化合物组成的物质的试料24～试料29进行比较。这样如图4所示，在硬质粒子中使用了铁基金属间化合物组成的物质的试料24～试料29这一方具有阀座磨损量少许增大的结果。认为这是由于铁基金属间化合物粒子与钴基金属间化合物粒子相比，在铁基烧结合金的基体相中扩散性差，与基体的结合性稍差。但是，由表1可知，对铁基烧结合金材料中所含的第1硬质粒子和第2硬质粒子的总面积率为同等程度的、例如试料1和试料24进行比较时，其仅有略微的差别。
接着，将在硬质粒子中使用了铁基金属间化合物组成的物质的实施例试料即试料24～试料29，与在硬质粒子中使用了钴基金属间化合物组成的物质的比较例试料即试料30～试料36进行比较。这样如图4所示，比较例试料即试料30～试料36这一方，相较于实施例试料即试料24～试料29，出现阀座本身的耐磨损性显著降低、配对阀门冲击性显著增大的倾向。由该结果可知，即使在硬质粒子中使用了铁基金属间化合物组成的物质，只要其组成满足本发明的配合条件，那么对阀座本身的耐磨损性和配对阀门冲击性的影响就较小。
另外，如表5所示，试料30、试料33不满足在本发明的阀座用铁基烧结合金材料的组织中以13.0wt％～90.0wt％的范围含有选自碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒的中的两种以上的合金元素的条件。图4中，若观察该试料30、试料33的磨损量，则可发现阀座侧的磨损量和阀门侧的磨损量的平衡出现偏差。由此可知，如果铁基烧结合金材料的组织中所含的合金元素超出13.0wt％～90.0wt％的范围之外，则出现很难在提高阀座本身的耐磨损性的同时降低阀门冲击性的倾向。此外，如图4所示，由于试料31和试料32使用了硬质粒子G、O，因此与实施例试料相比出现阀座本身的耐磨损性降低的倾向，所述硬质粒子G、O由不含引起机械强度上升的镍和铬的组成模式组成。
此外，如表4所示，试料34在上述铁基烧结合金材料的组织中含有5.5面积％的固体润滑材料粉末，并不在本发明的更优选范围即0.2面积％～5.0面积％的范围内。这时，如图5的试料34所示，若固体润滑材料的含量超过5.0面积％，则出现导致环压强度降低的倾向。
此外，图6示出了本发明的试料1的阀座用铁基烧结合金材料的组织图，图7示出了试料6的阀座用铁基烧结合金材料的组织图。此外，作为比较例，图8示出了试料30的阀座用铁基烧结合金材料的组织图。图中的黑色的部分表示基体相，主要由珠光体构成。图中的白色部分由第1硬质粒子和第2硬质粒子以及这些硬质粒子的扩散层构成。本发明的试料1(图6)及试料6(图7)与比较例的试料30(图8)相比较时，可以明确试料30的组织中由该硬质粒子及其扩散层构成的白色部分的面积，与试料1的组织(图6)及试料6的组织(图7)相比明显较小。产生该现象的原因是，铁基烧结合金的组织中所含的该第1硬质粒子和第2硬质粒子不满足本发明的配合条件。如果组织为图8所示的状态，则铁基烧结合金的组织内中作为白色部分的硬质粒子及其扩散层所占的比例低，机械强度高但是导致耐磨损性降低。因此，试料30与本发明的试料1及试料6相比，机械强度较高(参照图5)，但是耐磨损性较差(参照图4)。
此外，对于上述的本发明的硬质粒子的粒径，采用激光衍射散射分析法测定。对于硬质粒子的面积率，由在各微组织(500μm×500μm)视野×5个视野内可观察到的各硬质粒子的面积来求算。此外，样品数在1个视野内包含50～100个的硬质粒子，因而在5个视野内为250～500个。此外，测定软件使用Win ROOF ver.5.03。
另外，硬质粒子的硬度使用采用显微维氏硬度计(荷重：0.1kgf)而测定的值。
产业上的可利用性
通过采用本发明的阀座用铁基烧结合金材料，可以提供不损害以前的阀座用铁基烧结合金材料所具有的耐磨损性、配对阀门冲击性等的特性，而且作为阀座的机械强度和切削加工性的总平衡优异的产品。因此，本发明的阀座用铁基烧结合金材料，不仅适用于阀座，还可以广泛应用于各种机械部件。
附图说明
[图1]示例本发明的第1硬质粒子的粒度分布的图。
[图2]示例本发明的第2硬质粒子的粒度分布的图。
[图3]示例将本发明的第1硬质粒子和第2硬质粒子混合时的粒度分布的图。
[图4]表示实施例和比较例中的阀座磨损量(μm)和阀面磨损量(μm)的图。
[图5]表示实施例和比较例的环压强度的相对比率的图。
[图6]实施例中的试料1的由金相显微镜得到的组织图。
[图7]实施例中的试料6的由金相显微镜得到的组织图。
[图8]比较例中的试料30的由金相显微镜得到的组织图。

Claims (5)

1.阀座用铁基烧结合金材料，其是在铁基烧结合金的组织中分散含有第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子的铁基烧结合金材料，其特征在于，
该第1硬质粒子和该第2硬质粒子是具有以下的钴基金属间化合物组成1、钴基金属间化合物组成2、铁基金属间化合物组成的任一组成的硬质粒子，
钴基金属间化合物组成1
硅：0.5～4.0wt％
铬：5.0～20.0wt％
钼：20.0～40.0wt％
余部：钴和不可避免的杂质
钴基金属间化合物组成2
硅：0～4.0wt％
镍：5.0～20.0wt％
铬：15.0～35.0wt％
钼：15.0～35.0wt％
余部：钴和不可避免的杂质
铁基金属间化合物组成
钴：10.0～20.0wt％
镍：2.0～20.0wt％
铬：12.0～35.0wt％
钼：12.0～35.0wt％
余部：铁和不可避免的杂质；
该第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子，选择性地使用同时满足以下的条件1～条件4的硬质粒子，
条件1：使用平均一次粒径为5μm～20μm的硬质粒子作为第1硬质粒子；
条件2：使用平均一次粒径为20μm～150μm的硬质粒子作为第2硬质粒子；
条件3：将第1硬质粒子和第2硬质粒子的两种类的硬质粒子混合时所得的混合硬质粒子，在用激光衍射散射分析法测定时的粒度分布曲线中存在N个峰，N是大于等于2的整数，将相当于该粒度分布曲线的峰顶位置的粒径设为DT1～DTN时，具备至少1个相邻的峰满足下式所示的条件的峰顶粒径差，
|DTn-1-DTn|＝15μm～100μm，
n是2以上N以下的整数；
条件4：在铁基烧结合金的组织内，构成上述混合粒子的第1硬质粒子和第2硬质粒子的两者所占有的总面积率为10面积％～60面积％。
2.权利要求1所述的阀座用铁基烧结合金材料，其中，上述第1硬质粒子和第2硬质粒子是维氏硬度在650HV0.1～1100HV0.1的范围内的硬质粒子。
3.权利要求1或2所述的阀座用铁基烧结合金材料，其中，上述铁基烧结合金材料的组织以13.0wt％～90.0wt％的范围含有选自碳、硅、铬、钼、钴、镍、铜、钨、钒之中的两种以上的合金元素。
4.权利要求1或2所述的阀座用铁基烧结合金材料，其中，将第1硬质粒子、第2硬质粒子及基体相所占的面积率设为100面积％时，上述铁基烧结合金材料的组织以0.2面积％～5.0面积％的范围含有作为硫化物或氟化物的固体润滑材料粉末。
5.内燃机用阀座，其特征在于，使用权利要求1～4中任一项所述的阀座用铁基烧结合金材料来制造。
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Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5358131B2 (ja) * 2008-07-03 2013-12-04 日立粉末冶金株式会社 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法
US20100008812A1 (en) 2008-07-03 2010-01-14 Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. Hard phase forming alloy powder, wear resistant sintered alloy, and production method for wear resistant sintered alloy
JP5649830B2 (ja) * 2010-02-23 2015-01-07 株式会社リケン バルブシート
JP5823697B2 (ja) * 2011-01-20 2015-11-25 株式会社リケン 鉄基焼結合金製バルブシート
JP5525507B2 (ja) * 2011-11-29 2014-06-18 Ｔｐｒ株式会社 バルブシート
CN102418026A (zh) * 2011-12-06 2012-04-18 常熟市碧溪新城特种机械厂 钴基合金
WO2014119720A1 (ja) 2013-01-31 2014-08-07 日本ピストンリング株式会社 耐摩耗性に優れた内燃機関用バルブシートおよびその製造方法
US9334547B2 (en) * 2013-09-19 2016-05-10 L.E. Jones Company Iron-based alloys and methods of making and use thereof
CN103752818B (zh) * 2014-01-21 2016-03-09 中国科学院半导体研究所 一种用于激光熔覆的含有高铬含量的铁基复合粉末
JP6305811B2 (ja) * 2014-03-31 2018-04-04 日本ピストンリング株式会社 バルブシート用鉄基焼結合金材およびその製造方法
KR102199856B1 (ko) * 2014-07-30 2021-01-11 두산인프라코어 주식회사 밸브 시트
CN104384505A (zh) * 2014-10-30 2015-03-04 扬州立德粉末冶金股份有限公司 一种粉末冶金铁基高阻尼减振器阀座及其制备方法
DE102015211623A1 (de) * 2015-06-23 2016-12-29 Mahle International Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Ventilsitzringes
DE102015218440A1 (de) 2015-09-25 2017-03-30 Robert Bosch Gmbh Teil aus einem Sinterwerkstoff und Verfahren zu seiner Herstellung
JP6386676B2 (ja) * 2015-10-02 2018-09-05 株式会社リケン 焼結バルブシート
JP6724810B2 (ja) * 2017-02-02 2020-07-15 トヨタ自動車株式会社 耐摩耗部材及びその製造方法
JP6842345B2 (ja) * 2017-04-04 2021-03-17 トヨタ自動車株式会社 耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法
DE102017114375A1 (de) * 2017-06-28 2019-01-03 Man Diesel & Turbo Se Ventilsitzring eines Gaswechselventils als einstückiger Gußkörper aus einer Cobalt-Chrom-Hartlegierung
CN109554585B (zh) * 2019-01-04 2020-12-04 太原理工大学 一种含硫酸锶钡的钴基高温自润滑复合材料及其制备方法
US11353117B1 (en) 2020-01-17 2022-06-07 Vulcan Industrial Holdings, LLC Valve seat insert system and method
US11421679B1 (en) 2020-06-30 2022-08-23 Vulcan Industrial Holdings, LLC Packing assembly with threaded sleeve for interaction with an installation tool
US11421680B1 (en) 2020-06-30 2022-08-23 Vulcan Industrial Holdings, LLC Packing bore wear sleeve retainer system
US11384756B1 (en) 2020-08-19 2022-07-12 Vulcan Industrial Holdings, LLC Composite valve seat system and method
USD980876S1 (en) 2020-08-21 2023-03-14 Vulcan Industrial Holdings, LLC Fluid end for a pumping system
USD986928S1 (en) 2020-08-21 2023-05-23 Vulcan Industrial Holdings, LLC Fluid end for a pumping system
USD997992S1 (en) 2020-08-21 2023-09-05 Vulcan Industrial Holdings, LLC Fluid end for a pumping system
US11391374B1 (en) 2021-01-14 2022-07-19 Vulcan Industrial Holdings, LLC Dual ring stuffing box
US11988294B2 (en) 2021-04-29 2024-05-21 L.E. Jones Company Sintered valve seat insert and method of manufacture thereof
US11434900B1 (en) * 2022-04-25 2022-09-06 Vulcan Industrial Holdings, LLC Spring controlling valve
US11920684B1 (en) 2022-05-17 2024-03-05 Vulcan Industrial Holdings, LLC Mechanically or hybrid mounted valve seat

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1664149A (zh) * 2004-03-03 2005-09-07 日本活塞环株式会社 用于阀座的铁基烧结合金材料

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5135363B2 (zh) 1972-07-13 1976-10-01
US4204031A (en) * 1976-12-06 1980-05-20 Riken Corporation Iron-base sintered alloy for valve seat and its manufacture
JPH03158445A (ja) * 1989-11-16 1991-07-08 Mitsubishi Materials Corp 耐摩耗性に優れたＦｅ基焼結合金製バルブシート
JP3327663B2 (ja) * 1994-02-23 2002-09-24 日立粉末冶金株式会社 高温耐摩耗性焼結合金
JP3373076B2 (ja) * 1995-02-17 2003-02-04 トヨタ自動車株式会社 耐摩耗性Ｃｕ基合金
JP3191665B2 (ja) * 1995-03-17 2001-07-23 トヨタ自動車株式会社 金属焼結体複合材料及びその製造方法
JP3614237B2 (ja) * 1996-02-29 2005-01-26 日本ピストンリング株式会社 内燃機関用バルブシート
JPH10226855A (ja) 1996-12-11 1998-08-25 Nippon Piston Ring Co Ltd 耐摩耗焼結合金製内燃機関用バルブシート
US6436338B1 (en) * 1999-06-04 2002-08-20 L. E. Jones Company Iron-based alloy for internal combustion engine valve seat inserts
JP4018308B2 (ja) * 2000-02-08 2007-12-05 株式会社クボタ 摺動部材用複合材料および摺動部材
JP3630076B2 (ja) * 2000-05-30 2005-03-16 株式会社デンソー 弁装置
US6676724B1 (en) * 2002-06-27 2004-01-13 Eaton Corporation Powder metal valve seat insert
JP2004115897A (ja) 2002-09-27 2004-04-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐摩耗性部材
JP3786267B2 (ja) * 2002-10-02 2006-06-14 三菱マテリアルＰｍｇ株式会社 高面圧付加条件下ですぐれた耐摩耗性を発揮するＦｅ基焼結合金製バルブシートの製造方法
JP4127021B2 (ja) * 2002-11-06 2008-07-30 トヨタ自動車株式会社 硬質粒子、耐摩耗性鉄基焼結合金、耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法及びバルブシート
KR101111151B1 (ko) * 2003-03-10 2012-04-12 가부시키가이샤 다이야멧트 피삭성이 뛰어난 철기소결합금
JP4494048B2 (ja) * 2004-03-15 2010-06-30 トヨタ自動車株式会社 肉盛耐摩耗性銅合金及びバルブシート
JP4589215B2 (ja) * 2005-10-14 2010-12-01 曙ブレーキ工業株式会社 焼結摩擦材
JP5125488B2 (ja) * 2007-12-26 2013-01-23 大同特殊鋼株式会社 焼結体用硬質粒子粉末及び焼結体

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1664149A (zh) * 2004-03-03 2005-09-07 日本活塞环株式会社 用于阀座的铁基烧结合金材料

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2001-220606A 2001.08.14

Also Published As

Publication number Publication date
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