JP2006193831A - バルブシート用耐摩耗性鉄基焼結合金材および鉄基焼結合金製バルブシート - Google Patents
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Abstract
【課題】安価で、人体に対して安全でかつ耐摩耗性に優れたバルブシート用鉄基焼結合金材を提案する。
【解決手段】体積率で、５〜40％のパーライト相と、20〜60％の微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、５〜20％の高合金拡散相からなる基地相中に、硬さがＨv700〜1300の硬質粒子を３〜20％分散させる。硬質粒子としては、Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子、Fe−Mo合金粒子のうちから選ばれた１種以上とするのが好ましい。
【選択図】なし
【解決手段】体積率で、５〜40％のパーライト相と、20〜60％の微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、５〜20％の高合金拡散相からなる基地相中に、硬さがＨv700〜1300の硬質粒子を３〜20％分散させる。硬質粒子としては、Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子、Fe−Mo合金粒子のうちから選ばれた１種以上とするのが好ましい。
【選択図】なし
Description
本発明は、焼結合金材に係り、とくに内燃機関用のバルブシートに好適な鉄基焼結合金材に関する。
焼結合金は、合金粉末を配合混練し、金型に充填し圧縮成形したのち、所定の温度雰囲気中で焼結したものであり、通常の溶製方法では得難い金属や合金が容易に製造でき、また機能の複合化が容易なため、独特な機能を付与した部品の製造が可能である。さらに、多孔質材や難加工材などの製造や、形の複雑な機械部品の製造に適している。近年、耐摩耗性が要求される内燃機関のバルブシートにこの焼結合金が適用されるようになった。
最近は、自動車エンジンにおいて、長寿命化、高出力化、排出ガス浄化、燃費向上等に対する改善要求が一段と高まっている。このため、自動車エンジン用バルブシートに対しても、従来にも増して厳しい使用環境に耐えることが要求され、耐熱性、耐摩耗性をより一層向上させる必要が生じてきた。
バルブシート用焼結合金材としては、例えば、特許文献１に、無鉛ガソリンの使用下にあっても、高度の耐摩耗性を有し、同時に耐熱、耐食性を有するバルブシート用鉄系焼結合金材が開示されている。この焼結合金は、Ｃ、Ni、Cr、Mo、Co、Ｗを多量に含み、パーライト基地中にＣ−Cr−Ｗ−Coよりなる特殊合金粒子とフェロモリブデン粒子が分散し、かつこれら粒子の周囲にCo、Niが拡散したものである。このように、この焼結合金では、耐熱性、耐摩耗性、耐食性等の特性を付与させるため、とくに、ＷおよびCoの多量添加を必要としていた。このため、この焼結合金製のバルブシートは、高価となり、コスト的に問題を残していた。
バルブシート用焼結合金材としては、例えば、特許文献１に、無鉛ガソリンの使用下にあっても、高度の耐摩耗性を有し、同時に耐熱、耐食性を有するバルブシート用鉄系焼結合金材が開示されている。この焼結合金は、Ｃ、Ni、Cr、Mo、Co、Ｗを多量に含み、パーライト基地中にＣ−Cr−Ｗ−Coよりなる特殊合金粒子とフェロモリブデン粒子が分散し、かつこれら粒子の周囲にCo、Niが拡散したものである。このように、この焼結合金では、耐熱性、耐摩耗性、耐食性等の特性を付与させるため、とくに、ＷおよびCoの多量添加を必要としていた。このため、この焼結合金製のバルブシートは、高価となり、コスト的に問題を残していた。
また、特許文献２には、硬質相分散型鉄基焼結合金が開示されている。この鉄基焼結合金は、重量％で、Ni：3 〜15％、Mo：3 〜15％、Cr：0.5 〜5 ％、Ｃ：0.5 〜1.2 ％、残部Feの鉄基基地中に、3 〜20％の硬質相粒子が分散され、硬質相粒子として、Cr：50〜57％、Mo：18〜22％、Co：8 〜12％、Ｃ：0.1 〜1.4 ％、Si：0.8 〜1.3 ％、残部Feを含む硬質相粒子あるいは、Cr：27〜33％、Ｗ：22〜28％、Co：8 〜12％、Ｃ：1.7 〜2.3 ％、Si：1.0 〜2.0 ％、残部Feを含む硬質相粒子、あるいはMo：60〜70％、Ｃ：0.01％以下、残部Feを含む硬質相粒子、のうち１種または２種以上とすることを特徴とする鉄基焼結合金である。この鉄基焼結合金は、耐熱性、耐摩耗性、耐食性等の特性を向上されるため、Cr、Mo、Ni、Co、Ｗの多量添加を必要としており、高価となり、コスト的に問題を残しており、さらにNi、Co粉による人体への影響が問題として残されていた。
特公昭51−13093 号公報
特開平9-53158 号公報
本発明は、上記した問題を有利に解決し、安価で、人体に対して安全でかつ耐摩耗性に優れたバルブシート用鉄基焼結合金材、および内燃機関用鉄基焼結合金製バルブシートを提案することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するために鋭意検討した結果、鉄基焼結合金材の基地相として、パーライト相に加えて、微細炭化物が分散した炭化物分散相を加え、さらに基地相中に硬質粒子を分散させることにより、多量の合金元素を添加することなく耐摩耗性が著しく増加するという知見を得た。本発明は、このような知見に基づき完成されたものである。
すなわち、本発明は、基地相中に硬質粒子を分散させた鉄基焼結合金材であって、前記基地相が、体積率で５〜40％のパーライト相と、体積率で20〜60％の微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、体積率で５〜20％の高合金拡散相からなり、前記硬質粒子として、硬さがＨv700〜1300の粒子を体積率で３〜20％分散させたことを特徴とするバルブシート用鉄基焼結合金材であり、また、本発明では、前記硬質粒子を、Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子、Fe−Mo合金粒子のうちから選ばれた１種以上とするのが好ましく、また、本発明では、前記基地相に、固体潤滑剤粒子を体積率で0.1 〜10.0％含有するのが好ましく、また、本発明では、前記固体潤滑剤を、硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種または２種以上とするのが好ましく、また、本発明では、焼結空孔を、Cu、Cu合金、Pb、Pb合金のいずれかで溶浸されたものとするか、あるいはフェノール系樹脂で含浸されたものとするのが好ましい。
また、本発明では、上記したバルブシート用鉄基焼結合金材を素材としたことを特徴とする鉄基焼結合金製バルブシートである。
また、本発明は、原料粉を金型に充填し、圧縮・成形し圧粉体を得る成形工程と、該圧粉体を保護雰囲気中で900 〜1200℃の温度範囲に加熱し焼結させて焼結体を得る焼結工程と、あるいはさらに前記焼結体に溶浸あるいは含浸処理を施す溶浸・含浸工程と、からなるバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法である。
また、本発明は、原料粉を金型に充填し、圧縮・成形し圧粉体を得る成形工程と、該圧粉体を保護雰囲気中で900 〜1200℃の温度範囲に加熱し焼結させて焼結体を得る焼結工程と、あるいはさらに前記焼結体に溶浸あるいは含浸処理を施す溶浸・含浸工程と、からなるバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法である。
本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記原料粉が、合金鉄粉と硬質粒子粉と固体潤滑剤粉との合計量に対し、質量％で、Ｃ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上をそれぞれ20〜80％と、硬質粒子粉としてMo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちから選ばれた１種以上を3 〜20％と、あるいはさらに固体潤滑剤粉を0.1 〜10％と、を配合し、混合したものするのが好ましい。
また、本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記原料粉が、合金鉄粉と硬質粒子粉と固体潤滑剤粉と純鉄粉と合金元素粉との合計量に対し、質量％で、Ｃ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上をそれぞれ20〜80％と、さらに純鉄粉を10〜80％と、硬質粒子粉としてMo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちから選ばれた１種以上を3 〜20％と、あるいはさらに固体潤滑剤粉を0.1 〜10％と、を配合し、混合したものでもよい。
また、本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記原料粉が、合金鉄粉と硬質粒子粉と固体潤滑剤粉と純鉄粉と合金元素粉との合計量に対し、質量％で、Ｃ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上をそれぞれ20〜80％と、さらにCr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％と、硬質粒子粉としてMo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちから選ばれた１種以上を3 〜20％と、あるいはさらに固体潤滑剤粉を0.1 〜10％と、を配合し、混合したものとしてもよい。
また、本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記原料粉が、合金鉄粉と硬質粒子粉と固体潤滑剤粉と純鉄粉と合金元素粉との合計量に対し、質量％で、Ｃ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上をそれぞれ20〜80％と、純鉄粉を10〜80％と、さらにCr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％と、硬質粒子粉としてMo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちから選ばれた１種以上を3 〜20％と、あるいはさらに固体潤滑剤粉を0.1 〜10％と、を配合し、混合したものでもよい。
また、本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記溶浸処理が、溶浸材料として、Cu、Cu合金、Pb、Pb合金のうちから選ばれた１種を用いる処理であり、前記含浸処理が含浸材料としてフェノール系樹脂を用いる処理とするのが好ましい。
また、本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記固体潤滑剤を、硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種または２種以上とするのが好ましい。
また、本発明のバルブシート用鉄基焼結合金材の製造方法では、前記固体潤滑剤を、硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種または２種以上とするのが好ましい。
本発明によれば、安価で、人体に対して安全でかつ耐摩耗性に優れた焼結合金材が得られ、自動車用バルブシートとして過酷な運転にも優れた耐久性を示し、産業上格別の効果を奏する。
本発明の鉄基焼結合金材は、基地相と、基地相中に分散した硬質粒子と、あるいはさらに基地相中に分散した固体潤滑剤粒子とから構成されている。また、基地相はパーライト相と、微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、硬質粒子から拡散した高合金拡散相からなる。
本発明の鉄基焼結合金材の基地相中に分散する硬質粒子は、Ｈv700〜1300の範囲の硬さを有する粒子とする。粒子の硬さがＨv700未満では耐摩耗性が低下し、一方、Ｈv1300 を超えると靱性が低下し、欠けクラックの発生率が増加する。
本発明の鉄基焼結合金材の基地相中に分散する硬質粒子は、Ｈv700〜1300の範囲の硬さを有する粒子とする。粒子の硬さがＨv700未満では耐摩耗性が低下し、一方、Ｈv1300 を超えると靱性が低下し、欠けクラックの発生率が増加する。
本発明では、硬質粒子は、Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちから選ばれた１種以上とするのが好ましい。Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子は、質量％で、Mo：20〜30％、Ni：5 〜20％、Cr：10〜35％、Si：1 〜5 ％含有し、残部実質的にCoからなる金属間化合物であり、合金粉末として原料粉に添加するのが好ましい。上記した組成の合金粒子とすることにより、焼結拡散性が増加し、焼結合金材の強度、靱性が増加する。また、Fe−Mo合金粒子は、質量％で、Mo：50〜70％を含有し、残部実質的にFeからなる粒子であり、合金粉末として、原料粉に添加するのが好ましい。また、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子は、質量％でCr：5.0 〜15.0％、Mo：20.0〜40.0％を含有し残部実質的にCoからなる金属間化合物であり、合金粉末として原料粉に添加するのが好ましい。
本発明では、上記した硬質粒子の粒径は150 μm 以下、10μm 以上とするのが望ましい。粒径が10μm 未満では、焼結時に硬質粒子成分が基地相に過拡散し、硬度が低下する。一方、粒径が150 μm を超えると、被削性が低下し、相手材攻撃性が増加する。
本発明の鉄基焼結合金材では、上記した硬質粒子を体積率で３〜20％分散させる。硬質粒子が体積率で３％未満では、硬質粒子量が少なく、耐摩耗性が低下する。一方、20％を超えると、強度が低下するうえ相手材への攻撃性が増加する。
本発明の鉄基焼結合金材では、上記した硬質粒子を体積率で３〜20％分散させる。硬質粒子が体積率で３％未満では、硬質粒子量が少なく、耐摩耗性が低下する。一方、20％を超えると、強度が低下するうえ相手材への攻撃性が増加する。
本発明の鉄基焼結合金材は、さらに基地相中に固体潤滑剤粒子を分散させてもよい。固体潤滑剤粒子は、硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種または２種以上とするのが好ましい。硫化物としてはMnS 、MoS2、W2S が、弗化物としてはCaF2、LiF が例示される。固体潤滑剤粒子を基地相中に分散させることにより、被削性、耐摩耗性が向上し、さらに相手攻撃性が減少する。
固体潤滑剤粒子は、基地相、硬質粒子、固体潤滑剤粒子の合計量に対し質量％で、合計0.1 〜10.0％分散させるのが好ましい。固体潤滑剤粒子量が 0.1％未満では、固体潤滑剤粒子量が少なくすべり潤滑性および被削性が劣化し、凝着の発生が促進されるとともに、耐摩耗性が低下する。一方、固体潤滑剤粒子量が10.0％を超えると、圧粉性、焼結拡散性、強度が低下する。
また、固体潤滑剤粒子の粒径は２〜50μm とするのが好ましい。固体潤滑剤粒子の粒径が２μm 未満では、上記した効果が期待できず、一方、50μm を超えると、焼結性、圧粉性に悪影響を及ぼす。
基地相と、基地相中に分散した硬質粒子とを含む基地部の組成は、質量％で、Ｃ：0.2 〜 2.0％、Cr：1.0 〜 9.0％、Mo：1.0 〜 9.0％、Si：0.1 〜 1.0％、Ｗ：1.0 〜 5.0％、Ｖ：0.2 〜 3.0％、およびCu、Co、Niの１種または２種以上を合計量で0.5 〜10.0％含有し、残部が実質的にFeからなる組成を有するのが好ましい。
基地相と、基地相中に分散した硬質粒子とを含む基地部の組成は、質量％で、Ｃ：0.2 〜 2.0％、Cr：1.0 〜 9.0％、Mo：1.0 〜 9.0％、Si：0.1 〜 1.0％、Ｗ：1.0 〜 5.0％、Ｖ：0.2 〜 3.0％、およびCu、Co、Niの１種または２種以上を合計量で0.5 〜10.0％含有し、残部が実質的にFeからなる組成を有するのが好ましい。
つぎに、基地相中に分散した硬質粒子とを含む基地部の個々の合金元素の望ましい含有量（質量％）について説明する。
Ｃ：0.2 〜 2.0％
Ｃは、基地相に固溶し基地相の硬さを増加させるとともに、他の合金元素と結合し炭化物を形成して、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、 0.2％未満では、所定の硬さを得ることができず、耐摩耗性が低下する。一方、 2.0％を超えると、炭化物が粗大化し、靱性が劣化する。このため、Ｃは、0.2 〜 2.0％に限定するのが望ましい。
Ｃ：0.2 〜 2.0％
Ｃは、基地相に固溶し基地相の硬さを増加させるとともに、他の合金元素と結合し炭化物を形成して、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、 0.2％未満では、所定の硬さを得ることができず、耐摩耗性が低下する。一方、 2.0％を超えると、炭化物が粗大化し、靱性が劣化する。このため、Ｃは、0.2 〜 2.0％に限定するのが望ましい。
Cr：1.0 〜 9.0％
Crは、基地相あるいは硬質粒子中に含まれ、硬さ、耐摩耗性、耐熱性を高める元素であるが、含有量が 9.0％を超えると硬質粒子量が過多または、基地相硬さが増加しすぎて相手攻撃性が増加する。また、 1.0％未満では硬質粒子量が不足し耐摩擦性に悪影響を及ぼす。このため、Crは1.0 〜 9.0％とするのが好ましい。
Crは、基地相あるいは硬質粒子中に含まれ、硬さ、耐摩耗性、耐熱性を高める元素であるが、含有量が 9.0％を超えると硬質粒子量が過多または、基地相硬さが増加しすぎて相手攻撃性が増加する。また、 1.0％未満では硬質粒子量が不足し耐摩擦性に悪影響を及ぼす。このため、Crは1.0 〜 9.0％とするのが好ましい。
Mo：1.0 〜 9.0％
Moは、基地相を強化するとともに、硬質粒子に含まれ、耐摩耗性を向上させるが、しかし、 9.0％を超えると硬質粒子量が過多となり、あるいは基地相硬さが増加しすぎて相手攻撃性が増加する。また、 1.0％未満では硬質粒子量が不足し硬さが低下し耐摩耗性に悪影響を及ぼす傾向がある。このため、Moは1.0 〜 9.0％とするのが好ましい。
Moは、基地相を強化するとともに、硬質粒子に含まれ、耐摩耗性を向上させるが、しかし、 9.0％を超えると硬質粒子量が過多となり、あるいは基地相硬さが増加しすぎて相手攻撃性が増加する。また、 1.0％未満では硬質粒子量が不足し硬さが低下し耐摩耗性に悪影響を及ぼす傾向がある。このため、Moは1.0 〜 9.0％とするのが好ましい。
Si:0.1〜 1.0％
Siは主として硬質粒子に含まれ耐摩耗性を向上させる元素であるが、 0.1％未満では、耐摩耗性向上の効果が顕著でなく、一方、 1.0％を超えると硬さが増加しすぎて相手材攻撃が増加する。このようなことから、Siは0.1 〜 1.0％に限定するのが好ましい。
Ｗ：1.0 〜 5.0％
Ｗは、炭化物を形成し、基地相を強化し硬さ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、 1.0％未満では、耐摩耗性向上の効果が顕著でなく、一方、 5.0％を超えると硬さが増加しすぎて相手材攻撃が増加する。このようなことから、Ｗは1.0 〜 5.0％に限定するのが好ましい。
Siは主として硬質粒子に含まれ耐摩耗性を向上させる元素であるが、 0.1％未満では、耐摩耗性向上の効果が顕著でなく、一方、 1.0％を超えると硬さが増加しすぎて相手材攻撃が増加する。このようなことから、Siは0.1 〜 1.0％に限定するのが好ましい。
Ｗ：1.0 〜 5.0％
Ｗは、炭化物を形成し、基地相を強化し硬さ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、 1.0％未満では、耐摩耗性向上の効果が顕著でなく、一方、 5.0％を超えると硬さが増加しすぎて相手材攻撃が増加する。このようなことから、Ｗは1.0 〜 5.0％に限定するのが好ましい。
Ｖ： 0.2〜 3.0％
Ｖは、炭化物を形成し、基地相を強化し硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、 0.2％未満では、耐摩耗性向上の効果が顕著でなく、一方、 3.0％を超えると硬さが増加しすぎて相手材攻撃が増加する。このようなことから、Ｖは0.2 〜 3.0％に限定するのが好ましい。
Ｖは、炭化物を形成し、基地相を強化し硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、 0.2％未満では、耐摩耗性向上の効果が顕著でなく、一方、 3.0％を超えると硬さが増加しすぎて相手材攻撃が増加する。このようなことから、Ｖは0.2 〜 3.0％に限定するのが好ましい。
Cu、Co、Niの１種または２種以上を合計量で 0.5〜10.0％
Cu、Co、Niはいずれも、基地相を強化し、硬さ、耐摩耗性を向上させる。しかし、Cu、Co、Niの合計量が 0.5％未満では、その効果が不十分であり、一方、多量の添加は硬さが増加し相手攻撃性が増加する。このため、Cu、Co、Niの合計量で0.5 〜10.0％とした。
また、硬質粒子あるいはさらに固体潤滑剤粒子が分散する基地相は、焼結合金材全体に対する体積率で、５〜40％のパーライト相と、20〜60％の微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、５〜20％の硬質粒子からの合金元素の拡散により形成される高合金拡散相とからなる組織を有する。
Cu、Co、Niはいずれも、基地相を強化し、硬さ、耐摩耗性を向上させる。しかし、Cu、Co、Niの合計量が 0.5％未満では、その効果が不十分であり、一方、多量の添加は硬さが増加し相手攻撃性が増加する。このため、Cu、Co、Niの合計量で0.5 〜10.0％とした。
また、硬質粒子あるいはさらに固体潤滑剤粒子が分散する基地相は、焼結合金材全体に対する体積率で、５〜40％のパーライト相と、20〜60％の微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、５〜20％の硬質粒子からの合金元素の拡散により形成される高合金拡散相とからなる組織を有する。
基地相の組織のうち、パーライト相が体積率で５％未満では基地硬さが高くなり被削性が低下する。また、40％を超えると基地硬さが低くなり、耐摩耗性、耐熱性が低下する。
本発明の鉄基焼結合金材では、基地相組織として、パーライト相に加えて炭化物分散相を有することを特徴とする。この炭化物分散相は、好ましくは粒径：１〜10μm の微細炭化物が分散した相であり、炭化物の微細分散により、Co、Ｗといった高価な合金元素を多量添加することなく鉄基焼結合金材の耐摩耗性を向上できる。相中に分散する炭化物の粒径が１μm 未満では、炭化物量が少なく耐摩耗性が低下する。一方、粒径が10μm を超えると、相手材への攻撃性が増加する。炭化物分散相は、基地相中に体積率で20〜60％含まれる。炭化物分散相が体積率で20％未満では、耐熱性、耐摩耗性が低下し、一方、60％を超えると強度、靱性、被削性が低下する。
本発明の鉄基焼結合金材では、基地相組織として、パーライト相に加えて炭化物分散相を有することを特徴とする。この炭化物分散相は、好ましくは粒径：１〜10μm の微細炭化物が分散した相であり、炭化物の微細分散により、Co、Ｗといった高価な合金元素を多量添加することなく鉄基焼結合金材の耐摩耗性を向上できる。相中に分散する炭化物の粒径が１μm 未満では、炭化物量が少なく耐摩耗性が低下する。一方、粒径が10μm を超えると、相手材への攻撃性が増加する。炭化物分散相は、基地相中に体積率で20〜60％含まれる。炭化物分散相が体積率で20％未満では、耐熱性、耐摩耗性が低下し、一方、60％を超えると強度、靱性、被削性が低下する。
この炭化物分散相の組成は、Ｃ：0.2 〜 2.0％、Cr：2.0 〜10.0％、Mo：2.0 〜10.0％、Ｗ：2.0 〜10.0％、Ｖ：0.2 〜 5.0％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とするのが好ましい。このような組成の炭化物分散相を形成するには、上記した組成の合金鉄粉を原料粉に添加するのが好ましい。例えば、Ｖ、Ｗ、Mo等の炭化物形成元素を多量に含有したSKH 51（代表組成：0.9 ％Ｃ−４％Cr−５％Mo−６％Ｗ−２％Ｖ−残部Fe，％：質量％）粉末、 SKH57粉末、 SKD11粉末を用いるのが好ましい。
また、硬質粒子の周囲には、硬質粒子から合金元素が拡散して、高合金拡散相が形成される。この高合金拡散相は、耐熱性、耐摩耗性、耐食性に寄与し、鉄基焼結合金材の特性を向上させる。高合金拡散相が体積率で５％未満では、上記した特性の向上が少なく、一方、20％を超えると被削性が劣化する。
本発明の鉄基焼結合金材の組織の１例を図１に示す。
本発明の鉄基焼結合金材の組織の１例を図１に示す。
図１（ａ）は、基地部の光学顕微鏡組織であり、（ｂ）は（ａ）のスケッチ図である。基地部は基地相（Ｍ）と基地相中に硬質粒子（Ｈ、Mo-Cr-Ni-Si-Coの金属間化合物粒子）、固体潤滑剤粒子（ＳＪ、MnS ）が分散している。基地相の組織は、パーライト（Ｐ）、炭化物分散相（Ｃ、C-Cr-Mo-W-V 系組成）、高合金拡散相（Ｒ）からなっている。このＨはMo-Cr-Ni-Si-Coの金属間化合物粒子であり、ＳＪはMnS であり、ＣはC-Cr-Mo-W-V 系合金鉄粉を用いて形成されたものである。
本発明の鉄基焼結合金材は、体積率で10.0％以下の気孔を含んでもよい。気孔率が10.0％を超えると、高温強度、熱伝導率が低下するとともに、焼結合金材の耐脱落性が低下する。
本発明の鉄基焼結合金材を得るには、上記した基地部組成となるように、原料粉を、純鉄粉と合金元素粉と硬質粒子粉と固体潤滑剤粉との合計量に対し、質量％で、純鉄粉を20〜80％と、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％と、硬質粒子粉としてMo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちの１種以上を3 〜20％と、あるいはさらに固体潤滑剤粉を0.1 〜10％と、を配合し、混合したものとするのが好ましい。なお、潤滑剤としてさらにステアリン酸亜鉛等を配合してもよい。また、固体潤滑剤粉は、硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種の粉末またはこれらの２種以上の粉末を混合したものを用いるのが好ましい。硫化物粉としてはMnS 、MoS2、W2S の粉末が、弗化物粉としてはCaF2、LiF の粉末が例示される。
本発明の鉄基焼結合金材を得るには、上記した基地部組成となるように、原料粉を、純鉄粉と合金元素粉と硬質粒子粉と固体潤滑剤粉との合計量に対し、質量％で、純鉄粉を20〜80％と、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％と、硬質粒子粉としてMo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちの１種以上を3 〜20％と、あるいはさらに固体潤滑剤粉を0.1 〜10％と、を配合し、混合したものとするのが好ましい。なお、潤滑剤としてさらにステアリン酸亜鉛等を配合してもよい。また、固体潤滑剤粉は、硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種の粉末またはこれらの２種以上の粉末を混合したものを用いるのが好ましい。硫化物粉としてはMnS 、MoS2、W2S の粉末が、弗化物粉としてはCaF2、LiF の粉末が例示される。
上記した基地部組成となるように、合金鉄粉、純鉄粉、合金元素粉に、硬質粒子粉、あるいはさらに固体潤滑剤粉を配合し、混合して原料粉とする。
また、純鉄粉、合金元素粉、合金鉄粉の組み合わせは、下記のようになるのが好ましい。すなわち、Ｃ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％とするか、あるいはＣ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％と純鉄粉を10.0〜80.0％とするか、あるいはＣ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％と、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％とするか、あるいはＣ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％と、純鉄粉を10.0〜80.0％と、さらにCr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％としてもよい。
また、純鉄粉、合金元素粉、合金鉄粉の組み合わせは、下記のようになるのが好ましい。すなわち、Ｃ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％とするか、あるいはＣ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％と純鉄粉を10.0〜80.0％とするか、あるいはＣ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％と、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％とするか、あるいはＣ、Cr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ質量％で20％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる合金鉄粉の１種または２種以上を合計で20〜80％と、純鉄粉を10.0〜80.0％と、さらにCr、Mo、Si、Ｗ、Ｖ、Cu、Co、Niのうちから選ばれた１種または２種以上の合金元素粉を合計量で0.5 〜10.0％としてもよい。
硬質粒子粉は、Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子粉、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子粉、Fe−Mo合金粒子粉のうちの１種を原料粉の全量に対し３〜20％と配合し、固体潤滑剤粒子粉は、0.1 〜10.0％配合するのが好ましい。
これら混合粉を原料粉として金型に充填し、成形プレス等により圧縮・成形し圧粉体を得る成形工程と、ついで圧粉体を保護雰囲気中で1000〜1200℃の温度範囲に加熱し焼結させて焼結体を得る焼結工程と、あるいはさらに前記焼結体に溶浸あるいは含浸処理を施す溶浸・含浸工程とを順次行い、バルブシート用鉄基焼結合金材とする。
これら混合粉を原料粉として金型に充填し、成形プレス等により圧縮・成形し圧粉体を得る成形工程と、ついで圧粉体を保護雰囲気中で1000〜1200℃の温度範囲に加熱し焼結させて焼結体を得る焼結工程と、あるいはさらに前記焼結体に溶浸あるいは含浸処理を施す溶浸・含浸工程とを順次行い、バルブシート用鉄基焼結合金材とする。
焼結工程の温度が1000℃未満では、焼結拡散が不足し、基地の形成が不十分であり、一方、1200℃を超えると硬質粒子、基地の過拡散が生じ、耐摩耗性が劣化する。焼結雰囲気は、保護雰囲気とし、具体的にはNH3 や、Ｎ2 とＨ2 の混合ガス等が好ましい。
溶浸・含浸工程は、必要に応じ、焼結空孔（気孔）を封孔するために実施される。焼結体に、CuまたはCu合金、あるいはPbまたはPb合金等の低融点金属を載荷して加熱して溶浸させるか、フェノール系樹脂を用い含浸させて、封孔処理を施してもよい。
溶浸・含浸工程は、必要に応じ、焼結空孔（気孔）を封孔するために実施される。焼結体に、CuまたはCu合金、あるいはPbまたはPb合金等の低融点金属を載荷して加熱して溶浸させるか、フェノール系樹脂を用い含浸させて、封孔処理を施してもよい。
得られた焼結体は、切削、研削加工して所望の寸法形状のバルブシートとされる。
鉄粉、合金鉄粉、合金元素粉、硬質粒子粉、あるいはさらに固体潤滑剤粉とを表１に示すように配合し、混練して、混合粉とした。なお、配合量は、混合粉の全量に対する質量％で表示した。使用した合金鉄粉は、質量％で、（Ａ）１％Cr−0.3 ％−残部Fe合金鉄粉、（Ｂ）0.9 ％Ｃ−4 ％Cr−5 ％Mo−6 ％Ｗ−2 ％Ｖ−残部Fe合金鉄粉（SKH 51粉）、である。また、硬質粒子粉は、質量％で、（ａ）25％Mo−10％Ni−25％Cr−2 ％Si−残部Coの金属間化合物粒子粉、（ｂ）60％Mo−残部Feの合金粒子、（ｃ）10％Cr−30％Mo−残部Coの金属間化合物粒子、（ｄ）2 ％Ｃ−20％Ｗ−10％Co−残部Crの合金粒子を、固体潤滑剤粉としては、（イ）MnS 、（ロ）CaF2、を使用した。
これら混合粉を金型に充填し、成形プレスにより圧縮・成形し圧粉体とする。ついで、これら圧粉体を1000℃〜1200℃の還元雰囲気（NH3 ガス）中で15〜45min の焼結を行い焼結体とした。また、一部の焼結体には、含浸剤（鉛）とともに500 ℃に加熱する溶浸処理を施した。
得られた焼結体の基地部の組成、および組織割合を表２に示す。
得られた焼結体の基地部の組成、および組織割合を表２に示す。
ついで、これら焼結体からバルブシート（形状：φ41.4×φ38.8×7.0mm ）を加工し、下記に示す単体リグ摩耗試験を実施した。
（１）単体リグ摩耗試験（耐摩耗性試験）
耐摩耗性は、図２に示す単体リグ摩耗試験機で調査した。単体リグ試験は、バルブシート１をシリンダヘッド相当品の治具２に圧入したのち、試験機に装着した熱源（LPG+Ar）３によりバルブ４およびバルブシート１を加熱しながらバルブ４を上下させ、バルブ沈み量により摩耗量を測定した。なお、試験条件は、次のとおりである。
（１）単体リグ摩耗試験（耐摩耗性試験）
耐摩耗性は、図２に示す単体リグ摩耗試験機で調査した。単体リグ試験は、バルブシート１をシリンダヘッド相当品の治具２に圧入したのち、試験機に装着した熱源（LPG+Ar）３によりバルブ４およびバルブシート１を加熱しながらバルブ４を上下させ、バルブ沈み量により摩耗量を測定した。なお、試験条件は、次のとおりである。
試験温度：400 ℃（シート面）
試験時間：9.0 hr
カム回転数：3000rpm
バルブ回転数：20rpm
スプリング荷重：35kgf （セット時）
バルブ材：SUH3
単体リグ摩耗試験の結果を表２に示す。
試験時間：9.0 hr
カム回転数：3000rpm
バルブ回転数：20rpm
スプリング荷重：35kgf （セット時）
バルブ材：SUH3
単体リグ摩耗試験の結果を表２に示す。
バルブシートの摩耗量は、本発明例の焼結体No.1〜No. 9 では、10〜17μm であり、相手材の摩耗量も5 〜15μm であった。本発明の範囲を外れる比較例の焼結体No. 10、No. 11におけるバルブシートの摩耗量は28〜51μm 、相手材の摩耗量は20〜51μm であった。本発明例は、比較例に比べ摩耗量が少なく、耐摩耗性が向上しかつ相手材攻撃性も低下していることがわかる。
１ バルブシート
２ 治具
３ 熱源
４ バルブ
２ 治具
３ 熱源
４ バルブ
Claims (6)
- 基地相中に硬質粒子を分散させた鉄基焼結合金材であって、前記基地相が、体積率で５〜40％のパーライト相と、体積率で20〜60％の微細な炭化物が分散した炭化物分散相と、体積率で５〜20％の高合金拡散相からなり、前記硬質粒子として、硬さがＨv700〜1300の粒子を体積率で３〜20％分散させたことを特徴とするバルブシート用鉄基焼結合金材。
- 前記硬質粒子が、Mo−Ni−Cr−Si−Coの金属間化合物粒子、Cr−Mo−Coの金属間化合物粒子、Fe−Mo合金粒子のうちから選ばれた１種以上であることを特徴とする請求項１に記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
- 前記基地相が、さらに固体潤滑剤粒子を体積率で0.1 〜10.0％含有したことを特徴とする請求項１または２に記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
- 前記固体潤滑剤粒子が硫化物、弗化物およびグラファイトのうちから選ばれた１種または２種以上である請求項３に記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
- 焼結空孔が、Cu、Cu合金、Pb、Pb合金のいずれかで溶浸されたものであるか、あるいはフェノ−ル系樹脂で含浸されたものである請求項１ないし４のいずれかに記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
- 請求項１ないし５に記載のバルブシート用鉄基焼結合金材を素材としたことを特徴とする鉄基焼結合金製バルブシート。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006013291A JP2006193831A (ja) | 2006-01-23 | 2006-01-23 | バルブシート用耐摩耗性鉄基焼結合金材および鉄基焼結合金製バルブシート |
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| JP37391398A Division JP3952344B2 (ja) | 1998-12-28 | 1998-12-28 | バルブシート用耐摩耗性鉄基焼結合金材および鉄基焼結合金製バルブシート |
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|---|---|
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ID=36800131
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|---|---|
| JP (1) | JP2006193831A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012099239A1 (ja) * | 2011-01-20 | 2012-07-26 | 株式会社リケン | 鉄基焼結合金製バルブシート |
-
2006
- 2006-01-23 JP JP2006013291A patent/JP2006193831A/ja active Pending
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