JP2965156B2 - 焼結層の形成方法 - Google Patents
焼結層の形成方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は焼結層の形成方法に関し、特に鉄系共晶合金
焼結材を鉄系金属に鋳ぐるんで耐摩耗性焼結層を形成す
る方法に関するものである。
焼結材を鉄系金属に鋳ぐるんで耐摩耗性焼結層を形成す
る方法に関するものである。
〔従来技術〕 従来、自動車用エンジンの鋳鉄製カムシャフトなどの
カム部やジャーナル部の耐摩耗性向上の為、鋳造時鋳型
の一部として冷し金を組込み、この冷し金に接触する溶
湯の急冷凝固により微細なチル組織化し耐摩耗性を向上
させる方法が広く実用化されている。しかし、この方法
では耐摩耗性を向上させるのに限界があり、鋳型の鋳造
も複雑化し且つ高価な冷し金も多数必要となる。
カム部やジャーナル部の耐摩耗性向上の為、鋳造時鋳型
の一部として冷し金を組込み、この冷し金に接触する溶
湯の急冷凝固により微細なチル組織化し耐摩耗性を向上
させる方法が広く実用化されている。しかし、この方法
では耐摩耗性を向上させるのに限界があり、鋳型の鋳造
も複雑化し且つ高価な冷し金も多数必要となる。
そこで、耐摩耗性合金粉末を成形・焼結してなる焼結
部材を鋳型内に取付けた状態で鋳鉄の溶湯を鋳込み、上
記焼結部材を鋳鉄に拡散接合させて焼結部材を鋳ぐるん
だ鋳ぐるみカムシャフトとする技術が採用されつつあ
る。例えば、特開昭60−76268号公報には、耐摩耗性焼
結カムピースやジャーナルピースを鋳型内にセットし、
その鋳型内に鋳鉄溶湯を鋳込んでシャフト部を形成する
とともに、シャフト部とカムピース及びジャーナルピー
スとを一体的に結合するカムシャフトの製造方法が記載
されている。この場合、上記カムピースの焼結体の為の
材料としては、重量％にてCr:2〜15％、Mo:0.5〜５％、
V:0.5〜５％、C:0.5〜３％及び残部実質的にFeとからな
る合金粉末材料、或いはCr:2〜10％、Mo:0.1〜0.5％、
V:0.1〜0.5％、C:0.5〜3.0％、P:0.3〜0.7％及び残部Fe
とからなる合金粉末材料が有効であるとされている。上
記焼結カムピースは、上記何れかの組成の材料を用いて
カムピースの形状に成形したものを非酸化性雰囲気中で
焼結して製造される。
部材を鋳型内に取付けた状態で鋳鉄の溶湯を鋳込み、上
記焼結部材を鋳鉄に拡散接合させて焼結部材を鋳ぐるん
だ鋳ぐるみカムシャフトとする技術が採用されつつあ
る。例えば、特開昭60−76268号公報には、耐摩耗性焼
結カムピースやジャーナルピースを鋳型内にセットし、
その鋳型内に鋳鉄溶湯を鋳込んでシャフト部を形成する
とともに、シャフト部とカムピース及びジャーナルピー
スとを一体的に結合するカムシャフトの製造方法が記載
されている。この場合、上記カムピースの焼結体の為の
材料としては、重量％にてCr:2〜15％、Mo:0.5〜５％、
V:0.5〜５％、C:0.5〜３％及び残部実質的にFeとからな
る合金粉末材料、或いはCr:2〜10％、Mo:0.1〜0.5％、
V:0.1〜0.5％、C:0.5〜3.0％、P:0.3〜0.7％及び残部Fe
とからなる合金粉末材料が有効であるとされている。上
記焼結カムピースは、上記何れかの組成の材料を用いて
カムピースの形状に成形したものを非酸化性雰囲気中で
焼結して製造される。
上記公報に記載された技術においては、カムピースの
質量が大きいこと及びカムピースの材料中に含まれるMo
やＰの量が少ないため鋳鉄材料の鋳込時焼結カムピース
からの液相の晶出が組成的に少ないこと、などの理由に
より鋳込時にカムピースに接触する溶湯が急冷凝固し、
鋳鉄材料とカムピースとの接合不良が起るという問題が
ある。上記カムピースの質量を小さくするために、カム
部全体を焼結部材で形成することは好ましくなく、カム
部のカム形成部近傍部のみを焼結部材とすることが望ま
しい。
質量が大きいこと及びカムピースの材料中に含まれるMo
やＰの量が少ないため鋳鉄材料の鋳込時焼結カムピース
からの液相の晶出が組成的に少ないこと、などの理由に
より鋳込時にカムピースに接触する溶湯が急冷凝固し、
鋳鉄材料とカムピースとの接合不良が起るという問題が
ある。上記カムピースの質量を小さくするために、カム
部全体を焼結部材で形成することは好ましくなく、カム
部のカム形成部近傍部のみを焼結部材とすることが望ま
しい。
そこで、カム部のカム形成部近傍部の表層部に比較的
薄肉の焼結材を鋳ぐるんで耐摩耗性焼結層を形成しよう
とすると、溶湯の鋳込み時に熱容量の小さな焼結材が急
激に昇温しその熱衝撃で焼結材にクラックが発生し、所
期の焼結層を形成することが難しいという問題がある。
薄肉の焼結材を鋳ぐるんで耐摩耗性焼結層を形成しよう
とすると、溶湯の鋳込み時に熱容量の小さな焼結材が急
激に昇温しその熱衝撃で焼結材にクラックが発生し、所
期の焼結層を形成することが難しいという問題がある。
本発明に係る焼結層の形成方法は、0.8〜2.0重量％の
Ｐと、3.5〜7.0重量％のMoと、5.0〜10.0重量％のCr
と、1.5〜3.0重量％のＣと、Feとを含んだ鉄系共晶合金
粉末で成形体を形成し、上記成形体をFe−Ｐ−Ｃ系共晶
合金の共晶温度とFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度との
間の温度で焼結して焼結材を形成し、次に上記焼結材を
鋳型に取付け、次に上記鋳型に鉄系金属の溶湯を供給し
て焼結材を鉄系金属に一体的に接合させるものである。
Ｐと、3.5〜7.0重量％のMoと、5.0〜10.0重量％のCr
と、1.5〜3.0重量％のＣと、Feとを含んだ鉄系共晶合金
粉末で成形体を形成し、上記成形体をFe−Ｐ−Ｃ系共晶
合金の共晶温度とFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度との
間の温度で焼結して焼結材を形成し、次に上記焼結材を
鋳型に取付け、次に上記鋳型に鉄系金属の溶湯を供給し
て焼結材を鉄系金属に一体的に接合させるものである。
上記Fe、Ｐ、Mo、及びCrを含んだ鉄系共晶合金粉末と
しては、重量％でP:0.8〜2.0％、Mo:3.5〜7.0％、C:1.5
〜3.0％、Cr:5.0〜10.0％及び残部実質的にFeからなる
鉄系共晶合金粉末を用いることが望ましい。
しては、重量％でP:0.8〜2.0％、Mo:3.5〜7.0％、C:1.5
〜3.0％、Cr:5.0〜10.0％及び残部実質的にFeからなる
鉄系共晶合金粉末を用いることが望ましい。
Ｃについて説明すると、ＣはFe及びＰと結合してFe−
Ｐ−Ｃ系共晶合金（融点950℃）を形成して合金化に役
立つとともに、Fe及びMoと結合してFe−Mo−Ｃ系共晶合
金（融点1070℃）を形成して合金化に役立つ一方、基地
組織を強化するとともにFe、Ｐ、Mo、Cr等の炭化物から
なる硬化相を形成する。Ｃが1.5％未満では低融点晶出
物の生成が少なくなって、鉄系金属溶湯と反応しにくく
なる。また、Ｃが3.0％を越えると析出する硬化相が多
くなりすぎ、靭性が低下してクラックが発生しやすくな
る。
Ｐ−Ｃ系共晶合金（融点950℃）を形成して合金化に役
立つとともに、Fe及びMoと結合してFe−Mo−Ｃ系共晶合
金（融点1070℃）を形成して合金化に役立つ一方、基地
組織を強化するとともにFe、Ｐ、Mo、Cr等の炭化物から
なる硬化相を形成する。Ｃが1.5％未満では低融点晶出
物の生成が少なくなって、鉄系金属溶湯と反応しにくく
なる。また、Ｃが3.0％を越えると析出する硬化相が多
くなりすぎ、靭性が低下してクラックが発生しやすくな
る。
Ｐについて説明すると、ＰはFe及びＣと結合してFe−
Ｐ−Ｃ系共晶合金を形成して耐摩耗性を向上させるとと
もに合金の融点を低下させ液相を晶出する。Ｐが0.8％
未満では液相量が少なくなり、合金の密度が大きくなら
ないと同時に鉄系金属溶湯と反応しにくくなって接合不
良が起きる。また、Ｐが2.0％を越えると液相量が過多
となって鋳ぐるみ時に溶融してしまう。
Ｐ−Ｃ系共晶合金を形成して耐摩耗性を向上させるとと
もに合金の融点を低下させ液相を晶出する。Ｐが0.8％
未満では液相量が少なくなり、合金の密度が大きくなら
ないと同時に鉄系金属溶湯と反応しにくくなって接合不
良が起きる。また、Ｐが2.0％を越えると液相量が過多
となって鋳ぐるみ時に溶融してしまう。
Moについて説明すると、Moは基地の強化特に耐熱衝撃
性の強化及びその炭化物の析出により硬化相の形成に寄
与し、Fe及びＣと結合してFe−Mo−Ｃ系共晶合金を形成
して液相を晶出し、融点を下げる役割りをする。Moが3.
5％未満では硬化相が少なくなりかつ液相量も少なくな
る。また、7.0％を越えると液相量が多くなりすぎるた
め溶湯にて溶融化しやすくなる。
性の強化及びその炭化物の析出により硬化相の形成に寄
与し、Fe及びＣと結合してFe−Mo−Ｃ系共晶合金を形成
して液相を晶出し、融点を下げる役割りをする。Moが3.
5％未満では硬化相が少なくなりかつ液相量も少なくな
る。また、7.0％を越えると液相量が多くなりすぎるた
め溶湯にて溶融化しやすくなる。
Crについて説明すると、Crはその炭化物の析出により
耐摩耗性を向上させる副次的な元素として有効であり、
基地の強化特に靭性の向上と耐熱衝撃性の向上に役立
つ。Crが5.0％未満では十分な耐摩耗性が得られず、ま
た10.0％を越えると融点が上昇するため鉄系金属溶湯と
反応しにくくなる。
耐摩耗性を向上させる副次的な元素として有効であり、
基地の強化特に靭性の向上と耐熱衝撃性の向上に役立
つ。Crが5.0％未満では十分な耐摩耗性が得られず、ま
た10.0％を越えると融点が上昇するため鉄系金属溶湯と
反応しにくくなる。
以上の元素の他に、溶湯による液相晶出を促進する元
素としてＢが有効であり、ＢはFe、Ｃと結合してFe−Ｂ
−Ｃ系共晶合金を形成して融点を下げ液相を晶出する効
果及び硬化相を形成する効果がある。また、耐摩耗性向
上元素として、Ｖ、Ｗ、Nb、Ta、Ti等の含有も有効であ
り、これらの元素は基地の強化、特に靭性の向上に役立
ち、さらにＣと結合して硬質相を形成するのに好ましい
元素である。また、耐熱衝撃性を向上させるために、N
i、Co、Cu及びＷを添加してもよい。
素としてＢが有効であり、ＢはFe、Ｃと結合してFe−Ｂ
−Ｃ系共晶合金を形成して融点を下げ液相を晶出する効
果及び硬化相を形成する効果がある。また、耐摩耗性向
上元素として、Ｖ、Ｗ、Nb、Ta、Ti等の含有も有効であ
り、これらの元素は基地の強化、特に靭性の向上に役立
ち、さらにＣと結合して硬質相を形成するのに好ましい
元素である。また、耐熱衝撃性を向上させるために、N
i、Co、Cu及びＷを添加してもよい。
次に、上記鉄系共晶合金粉末で形成した成形体を焼結
するときの温度について説明する。この焼結温度は、溶
湯の熱衝撃による焼結材のクラック発生を防ぐ上で非常
に重要である。即ち、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の共晶温度
（950℃）未満で焼結すると、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の
液相が晶出されないため、焼結材の密度が大きくなら
ず、気孔が多く存在して強度が低くなり、クラック発生
を防止できない。一方、Fe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温
度（1070℃）以上で焼結すると、炭化物が成長し金属組
織の結晶粒が大きくなり靭性及び耐熱衝撃性が低下す
る。その結果、溶湯を鋳込んだときに溶湯からの熱によ
る熱衝撃でクラックが発生する。
するときの温度について説明する。この焼結温度は、溶
湯の熱衝撃による焼結材のクラック発生を防ぐ上で非常
に重要である。即ち、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の共晶温度
（950℃）未満で焼結すると、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の
液相が晶出されないため、焼結材の密度が大きくなら
ず、気孔が多く存在して強度が低くなり、クラック発生
を防止できない。一方、Fe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温
度（1070℃）以上で焼結すると、炭化物が成長し金属組
織の結晶粒が大きくなり靭性及び耐熱衝撃性が低下す
る。その結果、溶湯を鋳込んだときに溶湯からの熱によ
る熱衝撃でクラックが発生する。
次に、上記焼結材を鋳型に取付け、鉄系金属の溶湯を
鋳型に供給すると、上記焼結材に熱衝撃でクラックが発
生することなく、また鉄系金属溶湯に接触したときに焼
結材は少なくともFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度（10
70℃）以上に加熱されるので、その共晶温合金の液相が
晶出し、焼結材と鋳込まれた鉄系金属とが拡散接合して
一体化する。
鋳型に供給すると、上記焼結材に熱衝撃でクラックが発
生することなく、また鉄系金属溶湯に接触したときに焼
結材は少なくともFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度（10
70℃）以上に加熱されるので、その共晶温合金の液相が
晶出し、焼結材と鋳込まれた鉄系金属とが拡散接合して
一体化する。
本発明に係る焼結層の形成方法においては、上記鉄系
共晶合金粉末で作った成形体を、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金
の共晶温度とFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度との間の
温度で焼結するので、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の液相の晶
出によりかなりの程度まで焼結がなされ、焼結材の気孔
が減少して密度が増すとともに強度が向上する。しか
も、比較的低温での焼結なので炭化物があまり成長せず
且つ結晶粒が粗大化することもない。従って、焼結材の
強度・靭性・耐熱衝撃性が高いものとなる。
共晶合金粉末で作った成形体を、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金
の共晶温度とFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度との間の
温度で焼結するので、Fe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の液相の晶
出によりかなりの程度まで焼結がなされ、焼結材の気孔
が減少して密度が増すとともに強度が向上する。しか
も、比較的低温での焼結なので炭化物があまり成長せず
且つ結晶粒が粗大化することもない。従って、焼結材の
強度・靭性・耐熱衝撃性が高いものとなる。
次に、その焼結材を鋳型に取付けて鉄系金属の溶湯を
溶湯すると、溶湯に接触する焼結体は、溶湯からの熱を
吸収して少なくともFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度以
上に加熱される。これにより、Fe−Mo−Ｃ系共晶合金の
液晶が晶出して焼結材と鋳込まれた鉄系金属とが強力に
拡散接合して一体化する。このときの焼結によって炭化
物の成長が進み耐摩耗性硬化相が形成される。そして、
注湯前焼結材は前述の如く強度・靭性・耐熱衝撃性が高
いので、注湯に際して熱衝撃によって焼結材にクラック
が発生することがなく、耐摩耗性に優れた所期の焼結層
が形成されることになる。
溶湯すると、溶湯に接触する焼結体は、溶湯からの熱を
吸収して少なくともFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度以
上に加熱される。これにより、Fe−Mo−Ｃ系共晶合金の
液晶が晶出して焼結材と鋳込まれた鉄系金属とが強力に
拡散接合して一体化する。このときの焼結によって炭化
物の成長が進み耐摩耗性硬化相が形成される。そして、
注湯前焼結材は前述の如く強度・靭性・耐熱衝撃性が高
いので、注湯に際して熱衝撃によって焼結材にクラック
が発生することがなく、耐摩耗性に優れた所期の焼結層
が形成されることになる。
本発明に係る焼結層の形成方法によれば、以上説明し
たように、成形体の焼結時にはFe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の
液相の晶出作用を有効に活用して比較的低温で焼結を行
なうことにより、強度・靭性・耐熱衝撃性に優れた焼結
材を形成し得る、そして、この焼結材を鋳型に取付けた
状態で鉄系金属の溶湯を鋳込むので、注湯時の熱衝撃に
よって焼結材にクラックが発生するのを確実に防止する
ことが出来るだけでなく、注湯時にはFe−Mo−Ｃ系共晶
合金の液相の晶出作用を活用して焼結材と鋳込まれた鉄
系金属とを強力に拡散接合させることが出来る。
たように、成形体の焼結時にはFe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の
液相の晶出作用を有効に活用して比較的低温で焼結を行
なうことにより、強度・靭性・耐熱衝撃性に優れた焼結
材を形成し得る、そして、この焼結材を鋳型に取付けた
状態で鉄系金属の溶湯を鋳込むので、注湯時の熱衝撃に
よって焼結材にクラックが発生するのを確実に防止する
ことが出来るだけでなく、注湯時にはFe−Mo−Ｃ系共晶
合金の液相の晶出作用を活用して焼結材と鋳込まれた鉄
系金属とを強力に拡散接合させることが出来る。
こうして、クラックを含まず且つ鉄系金属に強力に接
合した耐摩耗性に優れた焼結層を形成することが出来
る。
合した耐摩耗性に優れた焼結層を形成することが出来
る。
鉄系共晶合金粉末が0.8〜2.0重量％のＰを含むので、
耐摩耗性に優れ密度が大きな焼結層となり、焼結層と鉄
系溶湯との接合も良好となる。鉄系共晶合金粉末が3.5
〜7.0重量％のMoを含むので、焼結層の耐熱衝撃性と硬
度を確保できる。鉄系共晶合金粉末が5.0〜10.0重量％
のCrを含むので、Crの炭化物の析出により耐摩耗性を確
保することができる。鉄系共晶合金粉末が1.5〜3.0重量
％のＣを含むので、焼結層において硬度の高い炭化物の
析出量が過剰にならず、焼結層の靭性を確保できる。
耐摩耗性に優れ密度が大きな焼結層となり、焼結層と鉄
系溶湯との接合も良好となる。鉄系共晶合金粉末が3.5
〜7.0重量％のMoを含むので、焼結層の耐熱衝撃性と硬
度を確保できる。鉄系共晶合金粉末が5.0〜10.0重量％
のCrを含むので、Crの炭化物の析出により耐摩耗性を確
保することができる。鉄系共晶合金粉末が1.5〜3.0重量
％のＣを含むので、焼結層において硬度の高い炭化物の
析出量が過剰にならず、焼結層の靭性を確保できる。
しかも、成形体は鋳型に取付ける前に焼結しておくこ
とが必要であることに鑑みると、本発明では工程数が増
す訳でもないので、特殊な機械装置を用いずとも容易か
つ経済的に実施することが出来る。
とが必要であることに鑑みると、本発明では工程数が増
す訳でもないので、特殊な機械装置を用いずとも容易か
つ経済的に実施することが出来る。
以下、本発明の実施例について説明する。
本実施例は、自動車用エンジンのタペットのカムとの
摺接部に耐摩耗性鉄系共晶合金からなる焼結層を形成す
る場合の実施例である。
摺接部に耐摩耗性鉄系共晶合金からなる焼結層を形成す
る場合の実施例である。
実施例１ 重量％にてC:2.0％、P:0.9％、Cr:9.1％、Mo:4.1％及
び残部実質的にFeからなり、粉末粒径200メッシュ以下
の耐摩耗性鉄系共晶合金粉末97重量％とアセトンで希釈
したアクリル系粘着性結合剤３重量％とを混練機で混練
後、厚さ1.5mmのシート状に成形し、このシート１を40m
mφに打抜いた粉末成形体1aを製作した（第１図
（ａ）、（ｂ）参照）。
び残部実質的にFeからなり、粉末粒径200メッシュ以下
の耐摩耗性鉄系共晶合金粉末97重量％とアセトンで希釈
したアクリル系粘着性結合剤３重量％とを混練機で混練
後、厚さ1.5mmのシート状に成形し、このシート１を40m
mφに打抜いた粉末成形体1aを製作した（第１図
（ａ）、（ｂ）参照）。
次に、脱ロウ処理（予備焼結処理）として、上記粉末
成形体1aをH2ガス雰囲気中で300℃まで加熱して60分間
保持後冷却した（第１図（ｃ）参照）。
成形体1aをH2ガス雰囲気中で300℃まで加熱して60分間
保持後冷却した（第１図（ｃ）参照）。
次に、焼結処理として、その粉末成形体を真空炉内に
収容して10℃／分昇温速度で1040℃まで加熱昇温し20分
間保持したのち、900℃まで降温しこの温度に30分間保
持した後、N2ガスにて急冷して焼結部材1Aを製作した
（第１図（ｄ）参照）。
収容して10℃／分昇温速度で1040℃まで加熱昇温し20分
間保持したのち、900℃まで降温しこの温度に30分間保
持した後、N2ガスにて急冷して焼結部材1Aを製作した
（第１図（ｄ）参照）。
次に、第１図（ｅ）に示すように、自動車用エンジン
のタペットを鋳造する為の分割式のシェル鋳型２の鋳造
キャビティ2aのうちタペットのカムとの摺接部に対応す
る部分に焼結部材1Aを配設し、次にその鋳型２の鋳造キ
ャビティ2a内へ1410℃の球状黒鉛鋳鉄FCD45の溶湯を注
湯し、上記焼結部材1Aを鋳ぐるんだ。この鋳込み時焼結
部材1AはFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度（1070℃）よ
り高い約1250℃の温度に加熱され、本焼結されることに
なる。この結果、焼結部材1Aは溶融せず、またクラック
の発生も起らなかった。
のタペットを鋳造する為の分割式のシェル鋳型２の鋳造
キャビティ2aのうちタペットのカムとの摺接部に対応す
る部分に焼結部材1Aを配設し、次にその鋳型２の鋳造キ
ャビティ2a内へ1410℃の球状黒鉛鋳鉄FCD45の溶湯を注
湯し、上記焼結部材1Aを鋳ぐるんだ。この鋳込み時焼結
部材1AはFe−Mo−Ｃ系共晶合金の共晶温度（1070℃）よ
り高い約1250℃の温度に加熱され、本焼結されることに
なる。この結果、焼結部材1Aは溶融せず、またクラック
の発生も起らなかった。
上記脱ロウ処理及び1410℃の焼結処理（仮焼結）を施
した焼結部材1Aの金属組織を光学顕微鏡により400倍に
拡大したものが第２図（ａ）に示してある、一方、上記
仮焼結まで施した焼結部材1Aを複数準備し、そのうちの
２サンプルについては、上記鋳ぐるみすることなく、真
空炉内に収容して10℃／分の昇温速度で1080℃まで加熱
し、その温度に20分間保持後900℃まで降温し、900℃に
30分間保持してからN2ガスで急冷した。この本焼結処理
した焼結部材の金属組織を光学顕微鏡により400倍に拡
大したものが第２図（ｂ）に示してある。
した焼結部材1Aの金属組織を光学顕微鏡により400倍に
拡大したものが第２図（ａ）に示してある、一方、上記
仮焼結まで施した焼結部材1Aを複数準備し、そのうちの
２サンプルについては、上記鋳ぐるみすることなく、真
空炉内に収容して10℃／分の昇温速度で1080℃まで加熱
し、その温度に20分間保持後900℃まで降温し、900℃に
30分間保持してからN2ガスで急冷した。この本焼結処理
した焼結部材の金属組織を光学顕微鏡により400倍に拡
大したものが第２図（ｂ）に示してある。
上記第２図（ａ）及び（ｂ）とを比較すれば明らかな
ように、仮焼結した焼結部材1Aでは、白色の析出炭化物
が粗大化していないのに対し、本焼結した焼結部材では
耐摩耗性に寄与する白色の炭化物が成長し粗大化してい
る。尚、黒色部は基地（マクリックス）である。
ように、仮焼結した焼結部材1Aでは、白色の析出炭化物
が粗大化していないのに対し、本焼結した焼結部材では
耐摩耗性に寄与する白色の炭化物が成長し粗大化してい
る。尚、黒色部は基地（マクリックス）である。
上記鋳ぐるんだ方の焼結部材1Aと球状黒鉛鋳鉄FCD45
との接合部付近の金属組織を上記同様に400倍に拡大し
たものが第２図（ｃ）に示してあり、符合Ａは焼結部材
1Aの金属組織、ＢはFCD45の金属組織である。第２図
（ｃ）から焼結部材1AとFCD45とは良好に接合している
ことが判る。
との接合部付近の金属組織を上記同様に400倍に拡大し
たものが第２図（ｃ）に示してあり、符合Ａは焼結部材
1Aの金属組織、ＢはFCD45の金属組織である。第２図
（ｃ）から焼結部材1AとFCD45とは良好に接合している
ことが判る。
実施例２ 耐摩耗性の鉄系共晶合金粉末として、重量％にてC:2.
2％、P:1.1％、Cr:8.3％、Mo:4.8％及び残部実質的にFe
からなり、粉末粒径200メッシュ以下の耐摩耗性鉄系共
晶合金粉末97重量％と、トルエンで希釈したアクリル系
粘着性結合剤３重量％とを混練機で混練後、厚さ2.0mm
のシート状に形成し、このシートを40mmφに打抜いた粉
末成形体を製作し、この粉末成形体を実施例１と同条件
にて脱ロウ後、真空炉で10℃／分昇温速度で990℃まで
加熱昇温し20分間保持したのち、900℃まで降温しこの
温度に30分間保持した後、N2ガスにて急冷して仮焼結さ
れた焼結部材を製作し、この焼結部材を実施例１と同様
の鋳型内に同様にセットし、次に鋳型内に鋳鉄FC25の13
60℃の溶湯を鋳込んで焼結部材を鋳鉄に鋳ぐるんだ。こ
の結果、上記焼結部材と鋳鉄とは良好に接合し、焼結部
材にクラックが発生することもなく、鋳鉄の表層に鉄系
共晶合金からなる耐摩耗性結晶層が形成された。
2％、P:1.1％、Cr:8.3％、Mo:4.8％及び残部実質的にFe
からなり、粉末粒径200メッシュ以下の耐摩耗性鉄系共
晶合金粉末97重量％と、トルエンで希釈したアクリル系
粘着性結合剤３重量％とを混練機で混練後、厚さ2.0mm
のシート状に形成し、このシートを40mmφに打抜いた粉
末成形体を製作し、この粉末成形体を実施例１と同条件
にて脱ロウ後、真空炉で10℃／分昇温速度で990℃まで
加熱昇温し20分間保持したのち、900℃まで降温しこの
温度に30分間保持した後、N2ガスにて急冷して仮焼結さ
れた焼結部材を製作し、この焼結部材を実施例１と同様
の鋳型内に同様にセットし、次に鋳型内に鋳鉄FC25の13
60℃の溶湯を鋳込んで焼結部材を鋳鉄に鋳ぐるんだ。こ
の結果、上記焼結部材と鋳鉄とは良好に接合し、焼結部
材にクラックが発生することもなく、鋳鉄の表層に鉄系
共晶合金からなる耐摩耗性結晶層が形成された。
比較例１ 実施例１と同様の材料で製作し且つ同様に脱ロウ処理
まで施した粉末成形体に対して、仮焼結に代えて1080℃
の本焼結を施して焼結部材を製作し、この焼結部材を実
施例１と同様に鋳型にセットし、球状黒鉛鋳鉄FCD45の1
410℃の溶湯を鋳込んで焼結部材を鋳ぐるんだ。この結
果、焼結部材には熱衝撃によるクラック（端部から中央
に向って長さ5mmのもの２本）が発生していた。これ
は、本焼結の温度が高かったので炭化物の粗大化が進
み、靭性・耐熱衝撃性などが低下したためである。
まで施した粉末成形体に対して、仮焼結に代えて1080℃
の本焼結を施して焼結部材を製作し、この焼結部材を実
施例１と同様に鋳型にセットし、球状黒鉛鋳鉄FCD45の1
410℃の溶湯を鋳込んで焼結部材を鋳ぐるんだ。この結
果、焼結部材には熱衝撃によるクラック（端部から中央
に向って長さ5mmのもの２本）が発生していた。これ
は、本焼結の温度が高かったので炭化物の粗大化が進
み、靭性・耐熱衝撃性などが低下したためである。
比較例２ 耐摩耗性鉄系共晶合金粉末として、重量％にてC:1.8
％、P:0.9％、Cr:8.9％、Mo:4.8％及び残部実質的にFe
からなり、粉末粒径200メッシュ以下の耐摩耗性鉄系共
晶合金粉末97重量％と、トルエンで希釈したアクリル系
粘着性結合剤３重量％とを混練機で混練後、厚さ1.5mm
のシート状に形成し、このシートを39.5mmφに打抜いた
粉末成形体を製作し、この粉末成形体を実施例１と同条
件にて脱ロウ後、真空炉で10℃／分昇温速度で940℃ま
で加熱昇温し20分間保持したのち、900℃まで降温しこ
の温度に30分間保持した後、N2ガスにて急冷した。
％、P:0.9％、Cr:8.9％、Mo:4.8％及び残部実質的にFe
からなり、粉末粒径200メッシュ以下の耐摩耗性鉄系共
晶合金粉末97重量％と、トルエンで希釈したアクリル系
粘着性結合剤３重量％とを混練機で混練後、厚さ1.5mm
のシート状に形成し、このシートを39.5mmφに打抜いた
粉末成形体を製作し、この粉末成形体を実施例１と同条
件にて脱ロウ後、真空炉で10℃／分昇温速度で940℃ま
で加熱昇温し20分間保持したのち、900℃まで降温しこ
の温度に30分間保持した後、N2ガスにて急冷した。
上記のように仮焼結した焼結部材を実施例１と同様の
鋳型にセットし同様に鋳鉄FC25の1360℃の溶湯を鋳込ん
で焼結部材を鋳ぐるんだ。この結果、焼結部材には溶湯
から伝えられる熱の熱衝撃でクラック（端部から中央部
に向けて長さ8mmのもの１本と長さ5mmのもの２本）が発
生していた。これは、仮焼結時の温度がFe−Ｐ−Ｃ系共
晶合金の共晶温度（950℃）より低かったので、その共
晶合金の液相が晶出されず、気孔が多くなって強度が低
下したためである。
鋳型にセットし同様に鋳鉄FC25の1360℃の溶湯を鋳込ん
で焼結部材を鋳ぐるんだ。この結果、焼結部材には溶湯
から伝えられる熱の熱衝撃でクラック（端部から中央部
に向けて長さ8mmのもの１本と長さ5mmのもの２本）が発
生していた。これは、仮焼結時の温度がFe−Ｐ−Ｃ系共
晶合金の共晶温度（950℃）より低かったので、その共
晶合金の液相が晶出されず、気孔が多くなって強度が低
下したためである。
以上説明したように、本発明によれば、Fe、Ｐ、Mo及
びCrを含んだ鉄系共晶合金粉末を用いて、鋳鉄や球状黒
鉛鋳鉄の鋳造品の表層に耐摩耗性の焼結層を確実に形成
することが出来る。上記実施例は自動車用エンジンのタ
ペットを製造する場合のものであるが、同エンジンのカ
ムシャフトのカム部のカム形成部にも同様にして耐摩耗
性焼結層を形成することが出来る。但し、この場合カム
形成部の曲面形状に沿うような形状の焼結部材を製作
し、それを鋳ぐるめばよい。尚、本発明はタペットやカ
ムシャフト以外に耐摩耗性摺動部を必要とする各種の機
械部品の製造にも適用し得ることは言うまでもない。
びCrを含んだ鉄系共晶合金粉末を用いて、鋳鉄や球状黒
鉛鋳鉄の鋳造品の表層に耐摩耗性の焼結層を確実に形成
することが出来る。上記実施例は自動車用エンジンのタ
ペットを製造する場合のものであるが、同エンジンのカ
ムシャフトのカム部のカム形成部にも同様にして耐摩耗
性焼結層を形成することが出来る。但し、この場合カム
形成部の曲面形状に沿うような形状の焼結部材を製作
し、それを鋳ぐるめばよい。尚、本発明はタペットやカ
ムシャフト以外に耐摩耗性摺動部を必要とする各種の機
械部品の製造にも適用し得ることは言うまでもない。
尚、本発明に類似する方法として、Pe、Ｐ、Ｂ及びＣ
を含んだ鉄系共晶合金粉末で成形体を形成し、上記成形
体をFe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の共晶温度とFe−Ｂ−Ｃ系共
晶合金の共晶温度との間の温度で焼結して焼結材を形成
し、その後本発明と同様に鉄系金属の溶湯に鋳ぐるんで
一体的に接合させることも考えられるし、またFe、Mo、
Ｂ及びＣを含んだ鉄系共晶合金粉末を用いて同様の考え
方で処理することも考えられる。
を含んだ鉄系共晶合金粉末で成形体を形成し、上記成形
体をFe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の共晶温度とFe−Ｂ−Ｃ系共
晶合金の共晶温度との間の温度で焼結して焼結材を形成
し、その後本発明と同様に鉄系金属の溶湯に鋳ぐるんで
一体的に接合させることも考えられるし、またFe、Mo、
Ｂ及びＣを含んだ鉄系共晶合金粉末を用いて同様の考え
方で処理することも考えられる。
図面は本発明の実施例及に係るもので、第１図（ａ）〜
（ｆ）は実施例１の工程説明図、第２図（ａ）〜（ｃ）
は夫々実施例１における仮焼結した焼結部材の金属組織
の400倍拡写真、本焼結した焼結部材の金属組織の400倍
拡大写真及び焼結部材と球状黒鉛鋳鉄との接合部付近の
金属組織の400倍拡大写真である。 1a……粉末成形体、1A……焼結部材、２……鋳型。
（ｆ）は実施例１の工程説明図、第２図（ａ）〜（ｃ）
は夫々実施例１における仮焼結した焼結部材の金属組織
の400倍拡写真、本焼結した焼結部材の金属組織の400倍
拡大写真及び焼結部材と球状黒鉛鋳鉄との接合部付近の
金属組織の400倍拡大写真である。 1a……粉末成形体、1A……焼結部材、２……鋳型。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｆ０１Ｌ 1/04 Ｆ０１Ｌ 1/14 Ｄ 1/14 Ｂ２２Ｆ 3/10 Ｅ (72)発明者 浅井 裕史 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツ ダ株式会社内 (56)参考文献 特開 昭63−65051（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−145149（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−158509（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−235413（ＪＰ，Ａ) 特公 昭55−51419（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 19/00 B22F 3/10 B22F 7/08 F01L 1/04 F01L 1/14
Claims (1)
- 【請求項１】0.8〜2.0重量％のＰと、3.5〜7.0重量％の
Moと、5.0〜10.0重量％のCrと、1.5〜3.0重量％のＣ
と、Feとを含んだ鉄系共晶合金粉末で成形体を形成し、
上記成形体をFe−Ｐ−Ｃ系共晶合金の共晶温度とFe−Mo
−Ｃ系共晶合金の共晶温度との間の温度で焼結して焼結
材を形成し、次に上記焼結材を鋳型に取付け、次に上記
鋳型に鉄系金属の溶湯を供給して焼結材を鉄系金属に一
体的に接合させることを特徴とする焼結層の形成方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10332988A JP2965156B2 (ja) | 1988-04-26 | 1988-04-26 | 焼結層の形成方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10332988A JP2965156B2 (ja) | 1988-04-26 | 1988-04-26 | 焼結層の形成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01273661A JPH01273661A (ja) | 1989-11-01 |
| JP2965156B2 true JP2965156B2 (ja) | 1999-10-18 |
Family
ID=14351132
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10332988A Expired - Lifetime JP2965156B2 (ja) | 1988-04-26 | 1988-04-26 | 焼結層の形成方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2965156B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19827861A1 (de) * | 1997-06-27 | 1999-01-07 | Mitsubishi Materials Corp | Verbundwalze mit hervorragender Beständigkeit gegen Thermoschock |
-
1988
- 1988-04-26 JP JP10332988A patent/JP2965156B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01273661A (ja) | 1989-11-01 |
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