【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、内燃機関用のバルブシートに関し、とくにシリンダヘッドに接合できる焼結合金製バルブシートに関する。
【０００２】
【従来の技術】
バルブシートは、燃焼ガスのシールとバルブを冷却する役割を担ってエンジンのシリンダヘッドに圧入されて使用されてきた。
焼結合金は、合金粉末を配合混練して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、通常の溶製法では得難い合金が容易に製造できる。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も可能であり、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バルブシートにこの焼結合金が適用されている。
【０００３】
例えば、特開昭59-25959号公報には、Ｃ、Ni、Cr、Mo、Ｗ、Coを多量に含み、基地組織中にＣ−Cr−Ｗ−Co−Fe粒子とFe−Mo粒子の硬質粒子が分散し、連続空孔が銅合金にて溶浸されたバルブシート用焼結合金材が開示されている。このバルブシート用焼結合金材は、強度および剛性に優れ、かつ耐摩耗性に優れたバルブシートとして、成形・焼結後油焼入れ焼戻し処理により製品化され、圧入によりシリンダヘッドに組み入れられ使用されている。
【０００４】
しかし、最近では、自動車の高速化・軽量化等の要望から、内燃エンジンでは、多バルブ化が進んでおり、各気筒には複数の吸・排気ポートが近接して配置されている。このような最近の傾向から、バルブ間の距離を狭くしたり、吸・排気ポート径を大きくする等の設計の自由度を確保したり、あるいは、バルブ・バルブシートの熱引け性を良くし熱負荷の軽減を図る等の目的で、シリンダヘッドにバルブシートを接合する接合型バルブシートが考えられている。
【０００５】
しかしながら、上記したような従来のバルブシート用焼結合金材を接合型バルブシートに適用すると、バルブシートを接合するとき、あるいは、エンジンの運転時に、バルブシートにクラック（亀裂）が発生し、バルブシートのシール性が低下するという問題があり、量産化されなかった。このクラックの発生は、圧入型のバルブシートに比較し、接合型バルブシートでは寸法形状が小さく、抵抗溶接時あるいはエンジン運転時の応力に耐えられないためであった。
【０００６】
このような問題に対し、例えば、特開平7-189628号公報には、Cu基合金またはオーステナイト基地鉄系合金を抵抗溶接によりシリンダヘッドに接合されてなる接合型バルブシートが提案されている。
しかし、このバルブシートは、接合時、あるいは運転時にクラックが発生しないが、高価な合金元素を含んでおり経済的に不利であること、あるいはさらに、強度、剛性が低いこと、また、耐摩耗性が劣るという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した問題点を有利に解決し、接合型バルブシートとしてもクラックが発生しない、伸び特性に優れかつ耐久性に優れた接合型バルブシートおよび焼結合金材の製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、銅溶浸によって封孔処理を施した鉄系焼結合金材は、バルブシート用として強度、熱伝導率の点で最適であるという考えで、上記課題を解決するために、鉄系焼結合金材について鋭意検討した結果、従来の鉄系焼結合金材は、銅を溶浸した延性・靱性の低い材料であり、接合時に発生する多大な熱応力（引張応力）に耐えられず、クラックを生じるが、しかし、材料の伸びを1.0 ％以上とすることができれば、鉄系焼結合金材でも接合時にクラックが発生しないことを見い出し、本発明を構成した。
【０００９】
本発明は、重量％で、Ｃ：0.5 〜2.0 ％、Cr:3.0〜20.0％、Cu：4.0 〜20.0％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ微細炭化物が析出した粒状パーライト組織を有し、さらに焼結空孔がCuで封孔され、またはCuまたはCu合金にて溶浸されてなることを特徴とする焼結合金製接合型バルブシートである。
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.5 〜2.0 ％、Cr:3.0〜20.0％、Cu：4.0 〜20.0％およびNi：0.1 〜4.3 ％、Mo：0.1 〜4.3 ％、Co：0.1 〜4.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ微細炭化物が析出した粒状パーライト組織を有し、さらに焼結空孔がCuで封孔され、またはCuまたはCu合金にて溶浸されてなることを特徴とする焼結合金製接合型バルブシートである。
【００１０】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.5 〜1.7 ％、Mo：2.0 〜8.0 ％、Cu：4.0 〜20.0％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ微細炭化物が析出した粒状パーライト組織を有し、さらに焼結空孔がCuで封孔され、またはCuまたはCu合金にて溶浸されてなることを特徴とする焼結合金製接合型バルブシートである。
【００１１】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.5 〜1.7 ％、Mo：2.0 〜8.0 ％、Cu：4.0 〜20.0％およびNi：0.1 〜4.3 ％、Cr：0.1 〜3.0 ％未満、Co：0.1 〜4.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ微細炭化物が析出した粒状パーライト組織を有し、さらに焼結空孔がCuで封孔され、またはCuまたはCu合金にて溶浸されてなることを特徴とする焼結合金製接合型バルブシートである。
【００１２】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.5 〜1.7 ％、Mo：4.3 超〜8.0 ％、Cu：4.0 〜20.0％およびNi：0.1 〜4.3 ％、Cr：3.0 〜4.3 ％、Co：0.1 〜4.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ微細炭化物が析出した粒状パーライト組織を有し、さらに焼結空孔がCuで封孔され、またはCuまたはCu合金にて溶浸されてなることを特徴とする焼結合金製接合型バルブシートである。
【００１３】
また、本発明は、Ｃ：0.5 〜1.7 ％、Cr：1.0 〜5.0 ％、Mo：2.0 〜6.0 ％、Ｗ：2.0 〜7.0 ％、Ｖ：1.0 〜4.0 ％、Cu：4.0 〜20.0％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ微細炭化物が析出した粒状パーライト組織を有し、さらに焼結空孔がCuで封孔され、またはCuまたはCu合金にて溶浸されてなることを特徴とする焼結合金製接合型バルブシートである。
【００１４】
また、本発明は、上記した各組成となるようにCu粉を含み配合した原料粉末を、混合し圧縮成形した圧粉体を加熱焼結し焼結体として、加熱温度から冷却するに際し、あるいはさらに前記焼結体をＡc3あるいはＡcm変態点以上1200℃以下の温度に加熱したのち冷却するに際し、4.5 ℃/min以下の冷却速度で650 ℃以下まで冷却し、ついで空冷することを特徴とする接合型バルブシート用焼結合金材の製造方法である。
【００１５】
また、本発明は、Cu粉を含まず上記した各組成となるように配合した原料粉末を、混合し圧縮成形し、加熱焼結した焼結体を、溶浸用CuまたはCu合金とともにCuまたはCu合金の融点以上に加熱し、空孔にCuまたはCu合金を溶浸させるCu溶浸処理を施したのち加熱温度から冷却するに際し、あるいはさらにＡc3あるいはＡcm変態点以上1200℃以下の温度に加熱したのち冷却するに際し、4.5 ℃/min以下の冷却速度で650 ℃以下まで冷却し、ついで空冷することを特徴とする接合型バルブシート用焼結合金材の製造方法である。
【００１６】
また、本発明は、前記焼結体を、溶浸用銅合金とともにＡC3あるいはＡcm変態点以上でかつ銅合金の融点以上1200℃以下の温度に加熱し、銅合金の溶浸処理と熱処理用加熱とを同時に行ってもよい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明では、焼結合金材の伸びを1.0 ％以上と、伸び特性を向上させるために、焼結合金材の組織を粒状パーライト組織とし、さらに、微細炭化物を基地組織中に析出させる。そのために、成分組成と、熱処理条件を限定している。また、焼結空孔はCuまたは銅合金で溶浸、またはCuで封孔される。
【００１８】
つぎに、本発明のバルブシート用焼結合金材の成分組成について説明する。
析出させる微細炭化物により、成分組成の限定範囲は異なる。まず、第１に、Cr炭化物を主に析出させる場合について説明する。
Ｃ：0.5 〜2.0 ％
Ｃは、基地を所定の組織、硬さに調整するため、あるいは、さらに炭化物を形成するために必要な元素であり、0.5 ％未満では焼結が進行せず、炭化物析出量が少なく耐摩耗性が劣化する。また、2.0 ％を超えると液相焼結となり炭化物析出量が過多となり、また伸び特性が劣化し、寸法精度も低下する。このため、Ｃは、0.5 〜2.0 ％の範囲とした。なお、好ましくは0.5 〜1.7 ％である。より好ましくは1.0 〜1.5 ％である。
【００１９】
Cr：3.0 〜20.0％
Crは、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、3.0 ％未満では、その効果が認められない。20.0％を超えると、炭化物量が過多となり、伸び特性が劣化する。このため、Crは、より好ましくは8.0 〜17.0％である。
Cu：4.0 〜20.0％
Cuは、遊離Cu相として基地中に析出し、あるいはさらに空孔に析出して封孔することにより伸び特性を向上させる。Cuが4.0 ％未満では、遊離Cu相が析出しないため、伸びが1.0 ％未満となり、バルブシート接合時にクラックが発生する。また、20％を超えると析出する遊離Cu相が粗大化するため、強度が低下する。このため、Cuは4.0 〜20％の範囲とした。CuはCu粉あるいは銅合金粉として、鉄粉等に混合して添加してもよい。
【００２０】
また、粉末の混合時にはCu粉を混合せず、焼結時に圧粉体上、あるいは熱処理時に焼結体上にCuまたは銅合金を載荷して、Cuまたは銅合金を焼結空孔に溶浸して添加してもよい。
Ni：0.1 〜4.3 ％、Mo：0.1 〜4.3 ％、Co：0.1 〜4.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Mo、Coは主として基地を強化するために添加できる。
【００２１】
Niは、基地に固溶して基地を強化し、耐熱性を向上させる元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。
Moは基地中に固溶し基地を強化する元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。Moは、より好ましくは0.5 〜2.0 ％である。
【００２２】
Coは、基地に固溶して基地を強化し、耐熱性を向上させる元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。Coは、より好ましくは0.5 〜2.0 ％である。
本発明は、上記合金元素のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する。
【００２３】
本発明のバルブシート用焼結合金材は残部は実質的にFeである。
つぎに、Mo炭化物を主に析出させる場合について説明する。
Ｃ：0.5 〜1.7 ％
Ｃは、基地を所定の組織、硬さに調整するため、あるいは、さらに炭化物を形成するために必要な元素であり、0.5 ％未満では焼結が進行せず、炭化物析出量が少なく耐摩耗性が劣化する。また、1.7 ％を超えると液相焼結となり炭化物析出量が過多となり、また伸び特性が劣化し、寸法精度も低下する。このため、Ｃは、0.5 〜1.7 ％の範囲とした。なお、好ましくは1.0 〜1.5 ％である。
【００２４】
Mo：2.0 〜8.0 ％
Moは基地中に固溶し基地を強化するとともに、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、2.0 ％未満では炭化物の析出量が少なく、耐摩耗性が劣化する。また8.0 ％を超えると炭化物の析出量が多くなるすぎ、強度が高くなりすぎ伸びが不足する。Moは、より好ましくは3.0 〜6.0 ％である。
【００２５】
Cu：4.0 〜20.0％
Cuは、遊離Cu相として基地中に析出し、あるいはさらに空孔に析出して封孔することにより伸び特性を向上させる。Cuが4.0 ％未満では、遊離Cu相が析出しないため、伸びが1.0 ％未満となり、バルブシート接合時にクラックが発生する。また、20％を超えると析出する遊離Cu相が粗大化するため、強度が低下する。このため、Cuは4.0 〜20％の範囲とした。CuはCu粉あるいは銅合金粉として、鉄粉等に混合して添加してもよい。
【００２６】
また、粉末混合時にはCu粉を混合せず、焼結時に圧粉体上、あるいは熱処理時に焼結体上にCuまたは銅合金を載荷して、Cuまたは銅合金を焼結空孔に溶浸して添加してもよい。
Ni：0.1 〜4.3 ％、Cr：0.1 〜3.0 ％未満、Co：0.1 〜4.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Cr、Coは主として基地を強化するために添加できる。
【００２７】
Niは、基地に固溶して基地を強化し、耐熱性を向上させる元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。
Crは基地中に固溶し基地を強化する元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また3.0 ％以上では基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。Crは、より好ましくは0.5 〜2.0 ％である。
【００２８】
Coは、基地に固溶して基地を強化し、耐熱性を向上させる元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。Coは、より好ましくは0.5 〜2.0 ％である。
本発明は、上記合金元素のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する。
【００２９】
本発明のバルブシート用焼結合金材は残部は実質的にFeである。
つぎに、Mo炭化物を主として析出させ、あるいはさらにCr炭化物を複合して析出させる場合について説明する。
Ｃ：0.5 〜1.7 ％
Ｃは、基地を所定の組織、硬さに調整するため、あるいは、さらに炭化物を形成するために必要な元素であり、0.5 ％未満では焼結が進行せず、炭化物析出量が少なく耐摩耗性が劣化する。また、1.7 ％を超えると液相焼結となり炭化物析出量が過多となり、また伸び特性が劣化し、寸法精度も低下する。このため、Ｃは、0.5 〜1.7 ％の範囲とした。なお、好ましくは1.0 〜1.5 ％である。
【００３０】
Mo：4.3 超〜8.0 ％
Moは基地中に固溶し基地を強化するとともに、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、4.3 ％以下では炭化物の析出量が少なく、耐摩耗性が劣化する。また8.0 ％を超えると炭化物の析出量が多くなるすぎ、強度が高くなりすぎ伸びが不足する。Moは、より好ましくは5.0 〜7.0 ％である。
【００３１】
Cu：4.0 〜20.0％
Cuは、遊離Cu相として基地中に析出し、あるいはさらに空孔に析出して封孔することにより伸び特性を向上させる。Cuが4.0 ％未満では、遊離Cu相が析出しないため、伸びが1.0 ％未満となり、バルブシート接合時にクラックが発生する。また、20％を超えると析出する遊離Cu相が粗大化するため、強度が低下する。このため、Cuは4.0 〜20％の範囲とした。CuはCu粉あるいは銅合金粉として、鉄粉等に混合して添加してもよい。
【００３２】
また、粉末混合時にはCu粉を混合せず、焼結時に圧粉体上、あるいは熱処理時に焼結体上にCuまたは銅合金を載荷して、Cuまたは銅合金を焼結空孔に溶浸して添加してもよい。
Ni：0.1 〜4.3 ％、Cr：3.0 〜4.3 ％、Co：0.1 〜4.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Coは主として基地を強化するために添加できる。
【００３３】
Niは、基地に固溶して基地を強化し、耐熱性を向上させる元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。
Coは、基地に固溶して基地を強化し、耐熱性を向上させる元素であり、0.1 ％未満ではその効果が少なく、また4.3 ％を超えると基地強化の効果は飽和し、それ以上の効果は期待できないため、経済的に不利となる。Coは、より好ましくは0.5 〜2.0 ％である。
【００３４】
Cr：3.0 〜4.3 ％
Crは、Moと同様に炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、3.0 ％未満では、その効果が認められない。4.3 ％を超えると、全体として炭化物量が過多となり、伸び特性が劣化する。Crは、より好ましくは3.5 〜4.0 ％である。本発明は、上記合金元素のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する。
【００３５】
本発明のバルブシート用焼結合金材は残部は実質的にFeである。
つぎに、Mo炭化物、Cr炭化物、Ｗ炭化物、Ｖ炭化物あるいはそれらの複合炭化物を複合して析出させる場合について説明する。
Ｃ：0.5 〜1.7 ％
Ｃは、基地を所定の組織、硬さに調整するため、あるいは、さらに炭化物を形成するために必要な元素であり、0.5 ％未満では焼結が進行せず、炭化物析出量が少なく耐摩耗性が劣化する。また、1.7 ％を超えると液相焼結となり炭化物析出量が過多となり、また伸び特性が劣化し、寸法精度も低下する。このため、Ｃは、0.5 〜1.7 ％の範囲とした。なお、好ましくは1.0 〜1.5 ％である。
【００３６】
Mo：2.0 〜6.0 ％
Moは基地中に固溶し基地を強化するとともに、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、2.0 ％未満では炭化物の析出量が少なく、耐摩耗性が劣化する。また6.0 ％を超えると炭化物の析出量が多くなるすぎ、強度が高くなりすぎ伸びが不足する。Moは、より好ましくは3.0 〜5.0 ％である。
【００３７】
Cr：1.0 〜5.0 ％
Crは、基地中に固溶し基地を強化するとともに、Moと同様に炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、1.0 ％未満では、その効果が認められない。5.0 ％を超えると、全体として炭化物量が過多となり、伸び特性が劣化する。Crは、より好ましくは2.0 〜4.0 ％である。
【００３８】
Cu：4.0 〜20.0％
Cuは、遊離Cu相として基地中に析出し、あるいはさらに空孔に析出して封孔することにより伸び特性を向上させる。Cuが4.0 ％未満では、遊離Cu相が析出しないため、伸びが1.0 ％未満となり、バルブシート接合時にクラックが発生する。また、20％を超えると析出する遊離Cu相が粗大化するため、強度が低下する。このため、Cuは4.0 〜20％の範囲とした。CuはCu粉あるいは銅合金粉として、鉄粉等に混合して添加してもよい。
【００３９】
また、粉末混合時にはCu粉を混合せず、焼結時に圧粉体上、あるいは熱処理時に焼結体上にCuまたは銅合金を載荷して、Cuまたは銅合金を焼結空孔に溶浸して添加してもよい。
Ｗ：2.0 〜7.0 ％
Ｗは、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、2.0 ％未満では炭化物の析出量が少なく、耐摩耗性が劣化する。また7.0 ％を超えると炭化物の析出量が多くなりすぎ、強度が高くなりすぎ伸びが不足する。Ｗは、より好ましくは3.0 〜6.0 ％である。
【００４０】
Ｖ：1.0 〜4.0 ％
Ｖは、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる元素であり、1.0 ％未満では炭化物の析出量が少なく、耐摩耗性が劣化する。また4.0 ％を超えると炭化物の析出量が多くなりすぎ、強度が高くなりすぎ伸びが不足する。Ｗは、より好ましくは1.5 〜3.0 ％である。
【００４１】
本発明のバルブシート用焼結合金材は残部は実質的にFeである。
本発明においては、すべて、ベースとなる鉄粉は、アトマイズ鉄粉あるいは還元鉄粉等いずれの鉄粉も好適に適用できる。鉄粉には予め合金元素を予合金させてもよい。
本発明のバルブシート用焼結合金材を得るには、純鉄粉に、あるいは純鉄粉にNi、Co、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ等の単粉を混合するか、純鉄粉にＣ、Ni、Co、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ等を予合金した合金鉄粉に、あるいはCu粉または銅合金粉を、Ｃ粉とともに上記した組成になるように配合し混練する。なお、潤滑材としてステアリン酸亜鉛等を配合してもよい。
【００４２】
次に、これら粉末を金型に充填し、成形プレスにより圧縮・成形し圧粉体とする。ついで、圧粉体を焼結させて焼結体を得る。
焼結条件は、圧粉体を保護雰囲気中で1100〜1200℃の温度範囲に加熱し焼結されるのが望ましい。1100℃未満では、焼結拡散が不十分であり、1200℃を超えると、基地の過拡散が生じ耐摩耗性が劣化する。
【００４３】
Cu粉または銅合金粉を混合しない焼結体の場合には、さらに、溶浸用銅合金とともに銅合金の融点以上に加熱し、空孔に銅合金を溶浸させる溶浸処理を施す。この溶浸処理は後述する焼結体の熱処理と同時に行っても構わない。
本発明では、上記組成の焼結体を溶浸処理を施したのちあるいは溶浸処理を施さず、焼結体のままバルブシートに加工できる。
【００４４】
また、焼結体をさらに、加熱し冷却する熱処理を施してもよい。
熱処理の加熱温度は、焼結体のＡc3あるいはＡcm変態点以上、1200℃以下とする。
加熱温度がＡc3あるいはＡcm変態点未満では、伸び特性の優れた粒状パーライト組織が得られず、焼戻しマルテンサイト＋パーライト組織となり伸び値の向上が望めない。また、1200℃を超えると、結晶粒が粗大化し、さらに硬質粒子、基地の過拡散が生じ延性・靱性、耐摩耗性が劣化する。このようなことから、熱処理の加熱温度はＡc3あるいはＡcm変態点以上好ましくは1200℃以下とする。好ましくは、750 ℃以上1200℃以下である。なお、溶浸処理を施す場合には、焼結体を、加熱時に溶浸用銅合金とともに銅合金の融点以上に加熱し溶浸処理を同時に行っても良い。
【００４５】
本発明では、焼結合金材の伸びを1.0 ％以上と、伸び特性を向上させるために、焼結合金材の組織を粒状パーライト組織とする。そのために、焼結、溶浸処理、熱処理時の冷却条件を制御する。上記したすべての加熱処理条件を制御する必要はなく、少なくとも最終熱処理後の冷却を制御すれば十分である。
最終加熱処理が焼結の場合には、焼結時の加熱温度に加熱したのち、4.5 ℃/min以下の冷却速度で650 ℃以下まで冷却しついで空冷する。
【００４６】
また、最終加熱処理がCu溶浸処理の場合には、Cu溶浸処理の加熱温度に加熱したのち、4.5 ℃/min以下の冷却速度で650 ℃以下まで冷却し、ついで空冷する冷却とする。
また、最終加熱処理が熱処理の場合には、熱処理の加熱温度に加熱したのち、4.5 ℃/min以下の冷却速度で650 ℃以下まで冷却し、ついで空冷する。
【００４７】
650 ℃以下までの冷却速度が4.5 ℃/minを超える冷却速度では、伸び特性の優れた粒状パーライト組織が得られず、マルテンサイト＋ベイナイト組織となり、高い伸び値が得られない。冷却速度の制御が650 ℃を超える温度までの場合は、所定の伸び特性の優れた組織が得られない。
上記した熱処理を施したのち、必要に応じ焼戻しを施してもよい。
【００４８】
上記した組成と上記した熱処理を組み合わせることにより、焼結合金材の伸び特性が向上し、本発明の焼結合金材を接合型バルブシートに適用しても、クラックの発生は見られない。また、本発明の焼結合金製接合型バルブシートの少なくとも接合面に銅めっきを施すことは、接合性を向上させるうえから好ましいことである。
【００４９】
接合型バルブシートは、焼結合金材を所定の形状に加工し、抵抗溶接、摩擦圧接、電子ビーム溶接等によりシリンダヘッドに接合される。
【００５０】
【実施例】
まず、各接合型バルブシートの製造方法を説明する。
（試験No.1およびNo.2）
原料粉末として、Ｃ粉末、ステンレス鋼粉末、およびCu粉末を配合し、さらにステアリン酸亜鉛を配合し、混練した。これら混合原料粉末を圧粉成形し、還元性雰囲気で1160℃、60min 焼結した。さらに、ついで、表１に示す加熱冷却条件で、これら焼結体に熱処理を施した。
【００５１】
（試験No.3およびNo.4）
原料粉末として、Ｃ粉末、ステンレス鋼粉末、Ni粉、Co粉あるいはMo粉を配合し、さらにステアリン酸亜鉛を配合し、混練した。これら混合原料粉末を圧粉成形し、還元性雰囲気で1160℃、60min 焼結し、この焼結体に溶浸用銅合金を載置し1130℃、60min 溶浸処理を施した。さらに、ついで、表１に示す加熱冷却条件で、これら焼結体に熱処理を施した。
【００５２】
（試験No.5〜No.8）
原料粉末として、Ｃ粉末、Mo-Fe 合金アトマイズ粉末、Cu粉あるいはNi粉、低Cr合金アトマイズ粉末、Co粉末を配合し、さらにステアリン酸亜鉛を配合し、混練した。これら混合原料粉末を圧粉成形し、還元性雰囲気で1160℃、60min 焼結した。焼結温度からの冷却条件を表１に示す。
【００５３】
（試験No.9およびNo.10 ）
原料粉末として、Ｃ粉末、Mo-Fe 合金アトマイズ粉末、Ni粉、Co粉あるいはCr合金粉を配合し、さらにステアリン酸亜鉛を配合し、混練した。これら混合原料粉末を圧粉成形し、還元性雰囲気で1160℃、60min 焼結し、この焼結体に溶浸用銅合金を載置し1130℃、60min 溶浸処理を施した。さらに、ついで、表１に示す加熱冷却条件で、これら焼結体に熱処理を施した。
【００５４】
（試験No.11 およびNo.12 ）
原料粉末として、Ｃ粉末、ＳＫＨ５１鋼粉末、およびCu粉を配合し、さらにステアリン酸亜鉛を配合し、混練した。これら混合原料粉末を圧粉成形し、還元性雰囲気で1160℃、60min 焼結した。さらに、ついで、表１に示す加熱冷却条件で、これら焼結体に熱処理を施した。
【００５５】
上記した焼結体の組織を観察した。本発明例の金属組織の例を図４に、そのスケッチ図を図５に示す。図４（ａ）は、試験No.1の組織であり、図４（ｂ）は、試験No.2の組織であり、図４（ｃ）は、試験No.11 の組織である。図５に示すスケッチ図で、Ａは粒状パーライト、Ｂは微細炭化物、ＣはCu相である。
本発明例は、いずれも基地組織が粒状パーライトＡであり、基地組織中に微細炭化物Ｂが析出して、空孔はCu相Ｃにより封孔（または溶浸）されている。
【００５６】
上記した焼結体を引張試験を行い、伸びを測定し、その結果を表１に示す。
【００５７】
【表１】
【００５８】
本発明例の試験No.1〜No.3、No.5、No.6、No.9、No.11 は、伸び値が１％以上と優れた伸び特性を示しているが、本発明の範囲を外れる比較例の試験No.4、No.7、No.8、No.10 、No.12 は、伸び値が１％未満と低い。
つぎに、上記処理を施された焼結体を、バルブシートに加工し、シリンダヘッド（材質：ＡＤＣ４）に抵抗溶接により接合した。図１に抵抗溶接による接合方法を示す。
【００５９】
図１（ａ）に示すように、バルブシート１は、その突起部１ａがシリンダヘッド２のテーパ面２ａに当接するようにセットされ、電極３によりテーパ面２ａとの間で矢印の方向に加圧され、続いて通電される。シリンダヘッド２とバルブシート１との接合面およびその近傍が溶融温度あるいはそれに近い温度まで加熱されると通電を遮断する。バルブシートより硬度の低いシリンダヘッドが塑性変形して、図１（ｂ）に示すようにバルブシート１がシリンダヘッド２に埋め込まれた状態で接合される。
【００６０】
接合後、バルブシートに発生したクラックの有無を調査し、その結果を表１に示す。
本発明例の試験No.1〜No.3、No.5、No.6、No.9、No.11 には、クラックの発生はみられなかった。本発明の範囲であれば、接合型バルブシートに適用しても、接合時の熱応力により、クラックを発生することはない。一方、本発明の範囲をはずれた比較例の試験No.4、No.7、No.10 、No.12 には、クラックの発生がみられた。
【００６１】
ついで、上記熱処理した焼結体をバルブシートに加工したのち、シリンダヘッドに接合された状態と同じ状態にした接合型バルブシートについて、図２に示すリグ試験機で、実機耐久試験と同等の温度、バルブ叩かれ状況でリグ試験を実施し、バルブシートに発生するクラックの有無を調査し、表１に示す。試験条件は、つぎのとおりである。
【００６２】
試験温度： 400℃（測温位置: 図３）
運転時間： 30 時間
カム回転数： 3000rpm
バルブ回転数：10rpm
着座荷重：89 kg
バルブ材質：ＳＵＨ３５（ステライトNo. ６盛金）
リフト量： 7 mm
本発明例の試験No.1〜No.3、No.5、No.6、No.9、No.11 には、バルブシートにクラックの発生はみられない。一方、本発明の範囲をはずれた比較例の試験No.8は、抵抗溶接時にはクラックの発生がみられなかったが、リグ試験ではクラックの発生がみられた。
【００６３】
本発明の範囲であれば、抵抗溶接による接合時のみならず、エンジン運転中でもクラックの発生はみられない。
【００６４】
【発明の効果】
本発明によれば、伸び特性に優れかつ耐久性に優れた接合型バルブシートが得られ、接合時あるいはエンジン運転中にもクラックを生じることがなく高いシール性を維持することができるという効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】バルブシートのシリンダヘッドへの抵抗溶接による接合方法を示す説明図である。
【図２】リグ試験機の概略説明図である。
【図３】リグ試験における試験体の測温位置を示す説明図である。
【図４】本発明例の接合型バルブシートの金属組織を示す光学顕微鏡組織写真である。
【図５】図４のスケッチ図である。
【符号の説明】
１ バルブシート
１ａ バルブシートの突起部
２ シリンダヘッド
２ａ テーパ面
３ 電極
Ａ 基地粒状パーライト
Ｂ 微細炭化物
Ｃ Ｃｕ相[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a valve seat for an internal combustion engine, and more particularly to a sintered alloy valve seat that can be joined to a cylinder head.
[0002]
[Prior art]
The valve seat has been used by being pressed into the cylinder head of the engine, with the role of sealing the combustion gas and cooling the valve.
Sintered alloys are those in which alloy powders are blended and kneaded, filled in a mold, compression molded, and sintered in a predetermined temperature and atmosphere, and alloys that are difficult to obtain by ordinary melting methods can be easily produced. In addition, since it is easy to combine functions, it is possible to manufacture parts with unique functions, and it is suitable for manufacturing porous materials, difficult-to-process materials, etc., and manufacturing complicated mechanical parts. In recent years, this sintered alloy has been applied to valve seats that require wear resistance.
[0003]
For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-25959 includes a large amount of C, Ni, Cr, Mo, W and Co, and the hard structure of C—Cr—W—Co—Fe particles and Fe—Mo particles in the base structure. There is disclosed a sintered alloy material for a valve seat in which particles are dispersed and continuous pores are infiltrated with a copper alloy. This sintered alloy material for valve seats is manufactured as a valve seat with excellent strength and rigidity, and excellent wear resistance, and is commercialized by oil quenching and tempering after molding and sintering. ing.
[0004]
However, recently, due to demands for speeding up and weight reduction of automobiles, the number of valves has been increasing in internal combustion engines, and a plurality of intake and exhaust ports are arranged close to each cylinder. Due to these recent trends, design freedom such as reducing the distance between valves, increasing the intake / exhaust port diameter, etc., or improving the heat dissipation of the valve / valve seat, For the purpose of reducing the load, a joint type valve seat for joining a valve seat to a cylinder head has been considered.
[0005]
However, when the conventional sintered alloy material for valve seats as described above is applied to a joining type valve seat, a crack (crack) is generated in the valve seat when the valve seat is joined or during engine operation. There was a problem that the sealing performance of the sheet was lowered, and it was not mass-produced. The occurrence of cracks is because the size and shape of the joint type valve seat is smaller than that of the press-fit type valve seat and cannot withstand the stress during resistance welding or engine operation.
[0006]
In order to deal with such a problem, for example, JP-A-7-89628 proposes a joining type valve seat in which a Cu-based alloy or an austenite-based iron-based alloy is joined to a cylinder head by resistance welding.
However, this valve seat does not generate cracks during joining or operation, but it contains an expensive alloy element and is economically disadvantageous, or has low strength and rigidity, and wear resistance. There was a problem that was inferior.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems and proposes a method for manufacturing a bonded valve seat and a sintered alloy material excellent in elongation characteristics and durability, in which cracks do not occur as a bonded valve seat. For the purpose.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors consider that an iron-based sintered alloy material subjected to a sealing treatment by copper infiltration is optimal in terms of strength and thermal conductivity for a valve seat. As a result of intensive studies on iron-based sintered alloy materials, conventional iron-based sintered alloy materials are materials with low ductility and toughness that have infiltrated copper, and are subject to a great amount of thermal stress (tensile stress) generated during joining. Although it could not endure and cracks were produced, however, if the elongation of the material could be made 1.0% or more, it was found that cracks would not occur during joining even with iron-based sintered alloy materials, and the present invention was constructed.
[0009]
The present invention relates to a granular pearlite structure containing, by weight%, C: 0.5 to 2.0%, Cr: 3.0 to 20.0%, Cu: 4.0 to 20.0%, the balance being Fe and inevitable impurities, and fine carbides precipitated. And a sintered alloy-made valve seat characterized in that the sintered pores are sealed with Cu or infiltrated with Cu or a Cu alloy.
Further, the present invention is, by weight percentage, C: 0.5 to 2.0%, Cr: 3.0 to 20.0%, Cu: 4.0 to 20.0% and Ni: 0.1 to 4.3%, Mo: 0.1 to 4.3%, Co: 0.1 to 4.3 %, One or two or more selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities, and a granular pearlite structure in which fine carbides are deposited, and the sintered pores are sealed with Cu. Or a sintered alloy joined valve seat characterized by being infiltrated with Cu or Cu alloy.
[0010]
In addition, the present invention includes, by weight%, C: 0.5 to 1.7%, Mo: 2.0 to 8.0%, Cu: 4.0 to 20.0%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and fine carbide precipitated A sintered alloy joint type valve seat characterized by having a pearlite structure and further sintered pores sealed with Cu or infiltrated with Cu or a Cu alloy.
[0011]
Further, the present invention is, by weight percent, C: 0.5 to 1.7%, Mo: 2.0 to 8.0%, Cu: 4.0 to 20.0% and Ni: 0.1 to 4.3%, Cr: 0.1 to less than 3.0%, Co: 0.1 to It contains one or two or more selected from 4.3%, the balance is Fe and inevitable impurities, and has a granular pearlite structure with fine carbides precipitated, and the sintered pores are sealed with Cu Or a sintered alloy bonded valve seat characterized by being infiltrated with Cu or Cu alloy.
[0012]
Further, the present invention is, by weight, C: 0.5 to 1.7%, Mo: more than 4.3 to 8.0%, Cu: 4.0 to 20.0% and Ni: 0.1 to 4.3%, Cr: 3.0 to 4.3%, Co: 0.1 to It contains one or two or more selected from 4.3%, the balance is Fe and inevitable impurities, and has a granular pearlite structure with fine carbides precipitated, and the sintered pores are sealed with Cu Or a sintered alloy bonded valve seat characterized by being infiltrated with Cu or Cu alloy.
[0013]
Further, the present invention includes C: 0.5-1.7%, Cr: 1.0-5.0%, Mo: 2.0-6.0%, W: 2.0-7.0%, V: 1.0-4.0%, Cu: 4.0-20.0%, The remainder consists of Fe and inevitable impurities, and has a granular pearlite structure on which fine carbides are deposited, and further, sintered pores are sealed with Cu or infiltrated with Cu or Cu alloy. It is a joining type valve seat made from a sintered alloy.
[0014]
In addition, the present invention is a raw material powder containing Cu powder so as to have each composition described above, mixed and compression-molded green compact as a sintered body by heating and sintering, when cooled from the heating temperature, or Further, the sintered body is changed to A. c3 Or A cm A sintered alloy material for joint type valve seats, which is cooled to 650 ° C or lower at a cooling rate of 4.5 ° C / min or lower and then cooled to air after cooling to a temperature of 1200 ° C or higher after the transformation point. It is a manufacturing method.
[0015]
In addition, the present invention does not include Cu powder, the raw material powder blended so as to have each composition described above, mixed and compression-molded, heat-sintered sintered body together with Cu or Cu alloy for infiltration Cu or Heating above the melting point of the Cu alloy, and after cooling the heating temperature after applying Cu infiltration treatment to infiltrate Cu or Cu alloy into the pores, or further A c3 Or A cm A sintered alloy material for joint type valve seats, which is cooled to 650 ° C or lower at a cooling rate of 4.5 ° C / min or lower and then cooled to air after cooling to a temperature of 1200 ° C or higher after the transformation point. It is a manufacturing method.
[0016]
In the present invention, the sintered body is combined with a copper alloy for infiltration A C3 Or A cm Heating to a temperature not lower than the transformation point and not lower than the melting point of the copper alloy and not higher than 1200 ° C., the infiltration treatment of the copper alloy and heating for heat treatment may be performed simultaneously.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the present invention, in order to improve the elongation characteristics of the sintered alloy material to 1.0% or more, the sintered alloy material has a granular pearlite structure and fine carbides are precipitated in the matrix structure. Therefore, the component composition and heat treatment conditions are limited. The sintered voids are infiltrated with Cu or a copper alloy, or sealed with Cu.
[0018]
Next, the component composition of the sintered alloy material for valve seats of the present invention will be described.
The limited range of the component composition varies depending on the fine carbide to be precipitated. First, the case where Cr carbide is mainly precipitated will be described.
C: 0.5-2.0%
C is an element necessary for adjusting the matrix to a predetermined structure and hardness, or for further forming carbides. If it is less than 0.5%, sintering does not proceed, and the amount of carbide precipitation is small and wear resistance is low. Deteriorates. On the other hand, if it exceeds 2.0%, liquid phase sintering will result in excessive carbide precipitation, elongation characteristics will deteriorate, and dimensional accuracy will also deteriorate. For this reason, C was made into the range of 0.5 to 2.0%. In addition, Preferably it is 0.5 to 1.7%. More preferably, it is 1.0 to 1.5%.
[0019]
Cr: 3.0-20.0%
Cr is an element that forms carbide and improves wear resistance. If it is less than 3.0%, its effect is not recognized. If it exceeds 20.0%, the amount of carbide becomes excessive and the elongation characteristics deteriorate. For this reason, Cr is more preferably 8.0 to 17.0%.
Cu: 4.0 to 20.0%
Cu precipitates in the matrix as a free Cu phase, or further precipitates in pores to improve the elongation characteristics. If Cu is less than 4.0%, the free Cu phase does not precipitate, so the elongation becomes less than 1.0%, and cracks occur during valve seat joining. On the other hand, if it exceeds 20%, the precipitated free Cu phase is coarsened, so the strength is lowered. For this reason, Cu was made into the range of 4.0 to 20%. Cu may be mixed with iron powder or the like as Cu powder or copper alloy powder.
[0020]
Also, Cu powder is not mixed when powder is mixed, Cu or copper alloy is loaded on the green compact during sintering or on the sintered body during heat treatment, and Cu or copper alloy is infiltrated into the sintered pores. May be added.
One or more selected from Ni: 0.1 to 4.3%, Mo: 0.1 to 4.3%, Co: 0.1 to 4.3%
Ni, Mo and Co can be added mainly to strengthen the base.
[0021]
Ni is an element that dissolves in the base and strengthens the base to improve heat resistance. Less than 0.1% is less effective, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated. Is economically disadvantageous because it cannot be expected.
Mo is an element that dissolves in the base and strengthens the base. If it is less than 0.1%, its effect is small, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated and no further effect can be expected. Disadvantageous. Mo is more preferably 0.5 to 2.0%.
[0022]
Co is an element that improves the heat resistance by solid solution in the base and improves the heat resistance. If it is less than 0.1%, the effect is small, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated and the effect is higher. Is economically disadvantageous because it cannot be expected. Co is more preferably 0.5 to 2.0%.
The present invention contains one or more selected from the above alloy elements.
[0023]
The balance of the sintered alloy material for a valve seat of the present invention is substantially Fe.
Next, a case where Mo carbide is mainly precipitated will be described.
C: 0.5-1.7%
C is an element necessary for adjusting the matrix to a predetermined structure and hardness, or for further forming carbides. If it is less than 0.5%, sintering does not proceed, and the amount of carbide precipitation is small and wear resistance is low. Deteriorates. On the other hand, if it exceeds 1.7%, liquid phase sintering will result in excessive carbide precipitation, elongation characteristics will deteriorate, and dimensional accuracy will also deteriorate. For this reason, C was made into the range of 0.5 to 1.7%. In addition, Preferably it is 1.0 to 1.5%.
[0024]
Mo: 2.0-8.0%
Mo dissolves in the matrix and strengthens the matrix, and forms carbides and improves wear resistance. If it is less than 2.0%, the amount of precipitated carbide is small and wear resistance deteriorates. On the other hand, if it exceeds 8.0%, the amount of precipitated carbide becomes too large, the strength becomes too high and the elongation becomes insufficient. Mo is more preferably 3.0 to 6.0%.
[0025]
Cu: 4.0 to 20.0%
Cu precipitates in the matrix as a free Cu phase, or further precipitates in pores to improve the elongation characteristics. If Cu is less than 4.0%, the free Cu phase does not precipitate, so the elongation is less than 1.0%, and cracks occur during valve seat joining. On the other hand, if it exceeds 20%, the precipitated free Cu phase is coarsened, so the strength is lowered. For this reason, Cu was made into the range of 4.0 to 20%. Cu may be mixed with iron powder or the like as Cu powder or copper alloy powder.
[0026]
In addition, Cu powder is not mixed during powder mixing, Cu or copper alloy is loaded on the green compact during sintering or on the sintered body during heat treatment, and Cu or copper alloy is infiltrated into the sintered pores. It may be added.
One or more selected from Ni: 0.1 to 4.3%, Cr: 0.1 to less than 3.0%, Co: 0.1 to 4.3%
Ni, Cr and Co can be added mainly to strengthen the base.
[0027]
Ni is an element that dissolves in the base and strengthens the base to improve heat resistance. Less than 0.1% is less effective, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated. Is economically disadvantageous because it cannot be expected.
Cr is an element that dissolves in the base and strengthens the base. If it is less than 0.1%, its effect is small, and if it is 3.0% or more, the base strengthening effect is saturated and no further effect can be expected. Disadvantageous. Cr is more preferably 0.5 to 2.0%.
[0028]
Co is an element that improves the heat resistance by solid solution in the base and improves the heat resistance. If it is less than 0.1%, the effect is small, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated and the effect is higher. Is economically disadvantageous because it cannot be expected. Co is more preferably 0.5 to 2.0%.
The present invention contains one or more selected from the above alloy elements.
[0029]
The balance of the sintered alloy material for a valve seat of the present invention is substantially Fe.
Next, the case where Mo carbides are mainly precipitated or Cr carbides are combined and precipitated will be described.
C: 0.5-1.7%
C is an element necessary for adjusting the matrix to a predetermined structure and hardness, or for further forming carbides. If it is less than 0.5%, sintering does not proceed, and the amount of carbide precipitation is small and wear resistance is low. Deteriorates. On the other hand, if it exceeds 1.7%, liquid phase sintering results in an excessive amount of carbide precipitation, elongation characteristics deteriorate, and dimensional accuracy also decreases. For this reason, C was made into the range of 0.5 to 1.7%. In addition, Preferably it is 1.0 to 1.5%.
[0030]
Mo: 4.3 to 8.0%
Mo is an element that dissolves in the matrix and strengthens the matrix, and forms carbides and improves wear resistance. If the amount is 4.3% or less, the amount of precipitated carbide is small and wear resistance deteriorates. On the other hand, if it exceeds 8.0%, the amount of precipitated carbide becomes too large, the strength becomes too high and the elongation becomes insufficient. Mo is more preferably 5.0 to 7.0%.
[0031]
Cu: 4.0 to 20.0%
Cu precipitates in the matrix as a free Cu phase, or further precipitates in pores to improve the elongation characteristics. If Cu is less than 4.0%, the free Cu phase does not precipitate, so the elongation becomes less than 1.0%, and cracks occur during valve seat joining. On the other hand, if it exceeds 20%, the precipitated free Cu phase is coarsened, so the strength is lowered. For this reason, Cu was made into the range of 4.0 to 20%. Cu may be mixed with iron powder or the like as Cu powder or copper alloy powder.
[0032]
In addition, Cu powder is not mixed during powder mixing, Cu or copper alloy is loaded on the green compact during sintering or on the sintered body during heat treatment, and Cu or copper alloy is infiltrated into the sintered pores. It may be added.
One or more selected from Ni: 0.1 to 4.3%, Cr: 3.0 to 4.3%, Co: 0.1 to 4.3%
Ni and Co can be added mainly to strengthen the base.
[0033]
Ni is an element that dissolves in the base and strengthens the base to improve heat resistance. Less than 0.1% is less effective, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated. Is economically disadvantageous because it cannot be expected.
Co is an element that improves the heat resistance by solid solution in the base and improves the heat resistance. If it is less than 0.1%, the effect is small, and if it exceeds 4.3%, the effect of strengthening the base is saturated and the effect is higher. Is economically disadvantageous because it cannot be expected. Co is more preferably 0.5 to 2.0%.
[0034]
Cr: 3.0-4.3%
Cr, like Mo, forms an carbide and improves wear resistance. If it is less than 3.0%, its effect is not recognized. If it exceeds 4.3%, the amount of carbide as a whole becomes excessive, and the elongation characteristics deteriorate. Cr is more preferably 3.5 to 4.0%. The present invention contains one or more selected from the above alloy elements.
[0035]
The balance of the sintered alloy material for a valve seat of the present invention is substantially Fe.
Next, the case where Mo carbide, Cr carbide, W carbide, V carbide or a composite carbide thereof is combined and precipitated will be described.
C: 0.5-1.7%
C is an element necessary for adjusting the matrix to a predetermined structure and hardness, or for further forming carbides. If it is less than 0.5%, sintering does not proceed, and the amount of carbide precipitation is small and wear resistance is low. Deteriorates. On the other hand, if it exceeds 1.7%, liquid phase sintering results in an excessive amount of carbide precipitation, elongation characteristics deteriorate, and dimensional accuracy also decreases. For this reason, C was made into the range of 0.5 to 1.7%. In addition, Preferably it is 1.0 to 1.5%.
[0036]
Mo: 2.0-6.0%
Mo dissolves in the matrix and strengthens the matrix, and forms carbides and improves wear resistance. If it is less than 2.0%, the amount of precipitated carbide is small and wear resistance deteriorates. On the other hand, if it exceeds 6.0%, the amount of precipitation of carbide becomes too large, the strength becomes too high and the elongation becomes insufficient. Mo is more preferably 3.0 to 5.0%.
[0037]
Cr: 1.0-5.0%
Cr is an element that dissolves in the matrix and strengthens the matrix, and forms carbides like Mo and improves wear resistance. If it is less than 1.0%, its effect is not recognized. If it exceeds 5.0%, the amount of carbide as a whole becomes excessive, and the elongation characteristics deteriorate. Cr is more preferably 2.0 to 4.0%.
[0038]
Cu: 4.0 to 20.0%
Cu precipitates in the matrix as a free Cu phase, or further precipitates in pores to improve the elongation characteristics. If Cu is less than 4.0%, the free Cu phase does not precipitate, so the elongation is less than 1.0%, and cracks occur during valve seat joining. On the other hand, if it exceeds 20%, the precipitated free Cu phase is coarsened, so the strength is lowered. For this reason, Cu was made into the range of 4.0 to 20%. Cu may be mixed with iron powder or the like as Cu powder or copper alloy powder.
[0039]
In addition, Cu powder is not mixed during powder mixing, Cu or copper alloy is loaded on the green compact during sintering or on the sintered body during heat treatment, and Cu or copper alloy is infiltrated into the sintered pores. It may be added.
W: 2.0-7.0%
W is an element that forms carbide and improves wear resistance. If it is less than 2.0%, the precipitation amount of carbide is small and wear resistance deteriorates. On the other hand, if it exceeds 7.0%, the amount of precipitated carbide becomes too large, the strength becomes too high and the elongation becomes insufficient. W is more preferably 3.0 to 6.0%.
[0040]
V: 1.0-4.0%
V is an element that forms carbide and improves wear resistance. If it is less than 1.0%, the amount of precipitated carbide is small and wear resistance deteriorates. On the other hand, if it exceeds 4.0%, the amount of carbide precipitated becomes too large, the strength becomes too high and the elongation becomes insufficient. W is more preferably 1.5 to 3.0%.
[0041]
The balance of the sintered alloy material for a valve seat of the present invention is substantially Fe.
In the present invention, as the base iron powder, any iron powder such as atomized iron powder or reduced iron powder can be suitably applied. The iron powder may be prealloyed with an alloying element in advance.
In order to obtain the sintered alloy material for a valve seat of the present invention, pure iron powder, or pure iron powder is mixed with a single powder such as Ni, Co, Cr, Mo, W, V, or pure iron powder is mixed with C. , Ni, Co, Cr, Mo, W, V, etc. are premixed with alloy iron powder, or Cu powder or copper alloy powder is mixed and kneaded together with C powder to the above composition. In addition, you may mix | blend zinc stearate etc. as a lubricant.
[0042]
Next, these powders are filled in a mold, and compressed and molded by a molding press to form a green compact. Next, the green compact is sintered to obtain a sintered body.
As for the sintering conditions, it is desirable that the green compact is heated and sintered in a temperature range of 1100 to 1200 ° C in a protective atmosphere. If it is less than 1100 ° C., the sintering diffusion is insufficient, and if it exceeds 1200 ° C., overdiffusion of the base occurs and the wear resistance deteriorates.
[0043]
In the case of a sintered body in which Cu powder or copper alloy powder is not mixed, it is further heated together with the copper alloy for infiltration to a temperature equal to or higher than the melting point of the copper alloy so as to infiltrate the copper alloy into the pores. This infiltration treatment may be performed simultaneously with the heat treatment of the sintered body described later.
In the present invention, the sintered body having the above composition can be processed into a valve seat as it is after being infiltrated or without being infiltrated.
[0044]
Further, the sintered body may be further subjected to heat treatment for heating and cooling.
The heating temperature of the heat treatment is A of the sintered body. c3 Or A cm It should be above the transformation point and below 1200 ° C.
Heating temperature is A c3 Or A cm Below the transformation point, a granular pearlite structure with excellent elongation characteristics cannot be obtained, and a tempered martensite + pearlite structure is obtained, and an improvement in elongation value cannot be expected. Moreover, when it exceeds 1200 degreeC, a crystal grain will coarsen, and also hard particle | grains and a base will be overdiffusion and ductility, toughness, and abrasion resistance will deteriorate. For this reason, the heating temperature for the heat treatment is A. c3 Or A cm The transformation point or higher, preferably 1200 ° C. or lower. Preferably, they are 750 degreeC or more and 1200 degrees C or less. In addition, when performing an infiltration process, you may heat a sintered compact to more than melting | fusing point of a copper alloy with the copper alloy for infiltration at the time of heating, and may perform an infiltration process simultaneously.
[0045]
In the present invention, the sintered alloy material has a granular pearlite structure in order to improve the elongation characteristics of the sintered alloy material to 1.0% or more. Therefore, cooling conditions during sintering, infiltration treatment, and heat treatment are controlled. It is not necessary to control all the heat treatment conditions described above, and it is sufficient to control at least the cooling after the final heat treatment.
When the final heat treatment is sintering, after heating to the heating temperature at the time of sintering, it is cooled to 650 ° C. or less at a cooling rate of 4.5 ° C./min or less and then air-cooled.
[0046]
When the final heat treatment is a Cu infiltration treatment, after heating to the heating temperature of the Cu infiltration treatment, it is cooled to 650 ° C. or less at a cooling rate of 4.5 ° C./min or less, and then cooled by air.
When the final heat treatment is a heat treatment, after heating to the heating temperature of the heat treatment, it is cooled to 650 ° C. or less at a cooling rate of 4.5 ° C./min or less, and then air-cooled.
[0047]
When the cooling rate to 650 ° C. or less exceeds 4.5 ° C./min, a granular pearlite structure having excellent elongation characteristics cannot be obtained, and a martensite + bainite structure is obtained, and a high elongation value cannot be obtained. When the cooling rate is controlled to a temperature exceeding 650 ° C., a structure excellent in predetermined elongation characteristics cannot be obtained.
After performing the above-described heat treatment, tempering may be performed as necessary.
[0048]
By combining the above-described composition and the above-described heat treatment, the elongation characteristics of the sintered alloy material are improved, and even when the sintered alloy material of the present invention is applied to a joining type valve seat, no cracks are observed. In addition, it is preferable to apply copper plating to at least the joint surface of the sintered alloy joint type valve seat of the present invention in order to improve the jointability.
[0049]
The joining type valve seat is formed by processing a sintered alloy material into a predetermined shape and joining the cylinder head by resistance welding, friction welding, electron beam welding, or the like.
[0050]
【Example】
First, a method for manufacturing each junction type valve seat will be described.
(Test No. 1 and No. 2)
C powder, stainless steel powder, and Cu powder were blended as raw material powder, and zinc stearate was blended and kneaded. These mixed raw material powders were compacted and sintered in a reducing atmosphere at 1160 ° C. for 60 minutes. Further, these sintered bodies were then heat-treated under the heating and cooling conditions shown in Table 1.
[0051]
(Test No. 3 and No. 4)
As raw material powder, C powder, stainless steel powder, Ni powder, Co powder or Mo powder were blended, and zinc stearate was blended and kneaded. These mixed raw material powders were compacted and sintered in a reducing atmosphere at 1160 ° C. for 60 minutes, and a copper alloy for infiltration was placed on the sintered body and infiltrated at 1130 ° C. for 60 minutes. Further, these sintered bodies were then heat-treated under the heating and cooling conditions shown in Table 1.
[0052]
(Test No.5 to No.8)
As the raw material powder, C powder, Mo—Fe alloy atomized powder, Cu powder or Ni powder, low Cr alloy atomized powder, and Co powder were blended, and zinc stearate was blended and kneaded. These mixed raw material powders were compacted and sintered in a reducing atmosphere at 1160 ° C. for 60 minutes. Table 1 shows the cooling conditions from the sintering temperature.
[0053]
(Test No. 9 and No. 10)
As raw material powder, C powder, Mo—Fe alloy atomized powder, Ni powder, Co powder or Cr alloy powder were blended, and zinc stearate was blended and kneaded. These mixed raw material powders were compacted and sintered in a reducing atmosphere at 1160 ° C. for 60 minutes, and a copper alloy for infiltration was placed on the sintered body and infiltrated at 1130 ° C. for 60 minutes. Further, these sintered bodies were then heat-treated under the heating and cooling conditions shown in Table 1.
[0054]
(Test No. 11 and No. 12)
As a raw material powder, C powder, SKH51 steel powder, and Cu powder were blended, and zinc stearate was blended and kneaded. These mixed raw material powders were compacted and sintered in a reducing atmosphere at 1160 ° C. for 60 minutes. Further, these sintered bodies were then heat-treated under the heating and cooling conditions shown in Table 1.
[0055]
The structure of the sintered body was observed. An example of the metal structure of the present invention is shown in FIG. 4, and its sketch is shown in FIG. 4 (a) shows the structure of test No. 1, FIG. 4 (b) shows the structure of test No. 2, and FIG. 4 (c) shows the structure of test No. 11. In the sketch shown in FIG. 5, A is granular pearlite, B is fine carbide, and C is Cu phase.
In all of the examples of the present invention, the matrix structure is granular pearlite A, fine carbides B are precipitated in the matrix structure, and the pores are sealed (or infiltrated) by the Cu phase C.
[0056]
The above sintered body was subjected to a tensile test and measured for elongation, and the results are shown in Table 1.
[0057]
[Table 1]
[0058]
Tests No. 1 to No. 3, No. 5, No. 6, No. 9, No. 11 of the present invention examples show excellent elongation characteristics with an elongation value of 1% or more. The comparative test No. 4, No. 7, No. 8, No. 10, No. 12 out of the range has a low elongation value of less than 1%.
Next, the sintered body subjected to the above treatment was processed into a valve seat and joined to a cylinder head (material: ADC4) by resistance welding. FIG. 1 shows a joining method by resistance welding.
[0059]
As shown in FIG. 1 (a), the valve seat 1 is set so that the projection 1 a abuts against the tapered surface 2 a of the cylinder head 2, and is applied in the direction of the arrow between the valve seat 1 and the tapered surface 2 a. And then energized. When the joint surface between the cylinder head 2 and the valve seat 1 and its vicinity are heated to the melting temperature or a temperature close thereto, the energization is cut off. The cylinder head whose hardness is lower than that of the valve seat is plastically deformed, and the valve seat 1 is joined in a state of being embedded in the cylinder head 2 as shown in FIG.
[0060]
After joining, the presence or absence of cracks generated in the valve seat was investigated, and the results are shown in Table 1.
In the tests No. 1 to No. 3, No. 5, No. 6, No. 9, and No. 11 of the inventive examples, no cracks were observed. Within the scope of the present invention, cracks do not occur due to thermal stress during joining even when applied to a joining type valve seat. On the other hand, cracks were observed in Tests No. 4, No. 7, No. 10, and No. 12 of comparative examples that were out of the scope of the present invention.
[0061]
Next, after processing the heat-treated sintered body into a valve seat, the joint type valve seat that is in the same state as that joined to the cylinder head is subjected to the same temperature as the actual machine durability test using the rig testing machine shown in FIG. A rig test was conducted under the condition of the valve being struck, and the presence or absence of cracks occurring in the valve seat was investigated. The test conditions are as follows.
[0062]
Test temperature: 400 ° C (temperature measurement position: Fig. 3)
Operating time: 30 hours
Cam rotation speed: 3000rpm
Valve speed: 10rpm
Seating load: 89 kg
Valve material: SUH35 (Stellite No. 6 primed)
Lift amount: 7 mm
In the test No. 1 to No. 3, No. 5, No. 6, No. 9, No. 11 of the inventive example, no cracks are observed in the valve seat. On the other hand, in test No. 8 of the comparative example which was out of the scope of the present invention, no crack was observed during resistance welding, but crack was observed in the rig test.
[0063]
Within the scope of the present invention, cracks are not observed not only during joining by resistance welding but also during engine operation.
[0064]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to obtain a bonded valve seat having excellent elongation characteristics and excellent durability, and it is possible to maintain high sealing performance without causing cracks even during bonding or during engine operation. can get.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram showing a joining method by resistance welding of a valve seat to a cylinder head.
FIG. 2 is a schematic explanatory diagram of a rig testing machine.
FIG. 3 is an explanatory diagram showing a temperature measurement position of a test body in a rig test.
FIG. 4 is a photomicrograph of an optical microscope showing a metallographic structure of a bonded valve seat according to an example of the present invention.
FIG. 5 is a sketch diagram of FIG. 4;
[Explanation of symbols]
1 Valve seat
1a Valve seat protrusion
2 Cylinder head
2a Tapered surface
3 electrodes
A Base granular perlite
B Fine carbide
C Cu phase
