JP3878355B2 - 高温耐摩耗性焼結合金 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、内燃機関に使用されるバルブシート等に好適な高温での耐摩耗性に優れた鉄系焼結合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の耐摩耗性材料としては、特公平５−５５５９３号公報や、特開平７−２３３４５４号公報等で開示された高Ｃｏ系の材料や、特開平５−９６６７号公報や特公平１−５１５３９号公報等で開示されたＷ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ等の微細炭化物を基材中に分散させて耐摩耗性を向上させた材料をはじめ、多くの材料が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、近年の内燃機関の高性能化、バルブシートにおける高温耐摩耗性、有鉛・無鉛ガソリン対応に伴う耐食性向上および被削性向上の要求がさらに高まる状況下において、上記従来材である高Ｃｏ系の材料では経済的に不利であり、また、微細炭化物が基地中に分散した材料では炭化物の種類および炭化物の量が最適であるとは言えず、自己耐摩耗性と相手攻撃性の両立が困難であり、要求特性を十分満足することができないと言う問題点があった。
【０００４】
【発明の目的】
そこで、本出願人は特開平１０−３１０８５１号において、全体組成が、重量比で、Ｗ：３〜１３．４％、Ｖ：０．４〜５．６％、Ｃｒ：０．２〜５．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃ：０．６〜２．２％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、かつ、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる第１基材相に対し、Ｗ：３〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる第２基材相が２０〜８０％を占めており、これら２つの相が斑状に分布する組織を呈することを主たる特徴とする高温耐摩耗性焼結合金を開示した。
【０００５】
本発明は上記特開平１０−３１０８５１号で開示の焼結合金をベースに、相手攻撃性を小さく抑制したまま自己耐摩耗性をさらに向上させるとともに、被削性をもより一層改良して、要求特性をさらに満足する高温耐摩耗性焼結合金を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明による高温耐摩耗性焼結合金は、前述の特開平１０−３１０８５１号で開示の焼結合金の金属組織を見直した結果、第１基材相と第２基材相とに分散する炭化物の大きさ、量を適正なものにすることで相手攻撃性を抑制したまま自己耐摩耗性を向上できることを見出すとともに、基地中もしくは粒界または気孔中のいずれか一方のみしか分散させていなかったＭｎＳ粒子を基地中および粒界または気孔中の両方に分散させることで強度、耐摩耗性を損なわずに被削性を向上させることが可能であることを見出したことによりなされたもので、具体的には次のようなものである。
【０００７】
すなわち、本発明に係わる第１発明合金の高温耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．３９〜５．５８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｃ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が占める割合が２０〜８０％であり、これら２つの相が斑状に分布するとともに、粒界または気孔中にさらにＭｎＳ粒子が０．３〜１．６％分散する組織を呈するものとしたことを特徴としている。
【０００８】
また、本発明に係わる第２発明合金の高温耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．７９〜５．８８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｗ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｖ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が占める割合が２０〜８０％であり、これら２つの相が斑状に分布するとともに、粒界または気孔中にさらにＭｎＳ粒子が０．３〜１．６％分散する組織を呈するものとしたことを特徴としている。
【０００９】
そしてまた、本発明に係わる第３および第４発明合金の高温耐摩耗性焼結合金は、上記２種の高温耐摩耗性焼結合金のいずれかの気孔中に、さらに、アクリル系樹脂や銅もしくは銅合金が充填されているものとしたことを特徴としている。
【００１０】
【発明の作用】
請求項１に係わる第１発明合金は、全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．３９〜５．５８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｃ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、
かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が２０〜８０％を占めており、これら２つの相がより望ましくは平均粒径２０〜１５０μｍの大きさで斑状に分布する基地組織とするとともに、ＭｎＳ粒子が基地組織中と粒界または気孔中とにそれぞれ０．３〜１．６％ずつ分散する組織を呈する高温耐摩耗性焼結合金であり、この高温耐摩耗性焼結合金では、粒径が１μｍ以下の微細なＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、粒径が１μｍ以上のＷの炭化物が、面積比で、第２基材相の１０〜２０％分散するとともにさらに粒径が１μｍ以下の微細なＷ炭化物と微細なＶ炭化物とが主体の炭化物が均一に分散し、かつＣｒで基地を強化した第２基材相がより望ましくは平均粒径２０〜１５０μｍの大きさで斑状に分布する組織構成にすることで、相手材であるバルブへの攻撃性を小さく抑制しながら、バルブシートの耐摩耗性を向上させ、かつ被削性をも向上させることが可能となった。
【００１１】
本発明の高温耐摩耗性焼結合金を構成する第１基材相においては、第１基材相中のＷの含有量が７％を超えると、第１基材相に分散するＷ炭化物の量が多くなって相手材であるバルブへの攻撃性が高まり、３％を下回るとＷ炭化物の量が乏しく自己耐摩耗性が低下する。また、第１基材相中に分散するＷ炭化物の大きさが１μｍを超えると、相手攻撃性が高まる。
【００１２】
第１基材相中にはＣｒは含有されなくともよいが、焼結時に第２基材相より拡散されて１％以下含有してもよい。拡散によるＣｒの含有量が１％を超えると、第１基材相が強化されて硬くなり、第２基材相との硬さの差が小さくなって相手攻撃性が高まる。
【００１３】
本発明の高温耐摩耗性焼結合金を構成する第２基材相においては、第１基材相と同様に、第２基材相中のＷの含有量が１５％を超えると第２基材相中に分散するＷ炭化物の量が多くなって相手攻撃性が高まり、７％を下回るとＷ炭化物の量が少なくなって摩耗性向上の効果が乏しくなる。
【００１４】
また、Ｗの含有量が７〜１５％であっても、全てのＷ炭化物が１μｍ未満であると自己耐摩耗性が低下するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が面積比で第２基材相中に占める割合が２０％を超えると相手攻撃性が高まり、１０％を下回ると耐摩耗性改善の効果が乏しくなる。
【００１５】
第２基材相中のＶの含有量が７％を超えるとＷと同様に相手攻撃性が高まり、２％を下回ると耐摩耗性が低下する。また、第２基材相中に分散するＶ炭化物の大きさが１μｍを超えると、相手攻撃性が高まる。
【００１６】
さらに、第２基材相にＣｒを１〜７％含有させることで基地の焼入れ性が改善されＶ炭化物を硬いＭＣ型炭化物として析出させることができるが、７％を超えると相手攻撃性が高まり、１％を下回ると耐摩耗性が低下する。
【００１７】
Ｓｉ，Ｍｎ，ＳおよびＣは第１基材相と第２基材相とで共通の元素で、どちらの場合も同じ作用効果を有するので一括して説明する。
【００１８】
Ｓｉは脱酸剤として有効であり基地に含有しているが、Ｓｉの含有量が０．６％を上回ると基地が脆化して強度が低下し、０．１％を下回っても焼結性が阻害されて強度が低下する。
【００１９】
ＭｎはＳとともにＭｎＳ粒子として基地中に分散し被削性の改善に働くとともに、Ｓ量が少ない場合に、余剰のＭｎは基地に固溶され基地強化に働く。基地中に分散するＭｎＳ粒子量が１．６％すなわちＭｎ量で１％を超えると基地の強度が低下し、０．３％すなわちＭｎ量で０．２％を下回ると被削性改善の効果が乏しい。また、基地に固溶されるＭｎ量は０．１％以上で基地強化に働くが、０．６％を超えると焼結性が阻害されて強度が低下する。
【００２０】
Ｓは前記ＭｎとともにＭｎＳ粒子として分散して被削性の改善に働くが、Ｍｎ量が少ない場合に余剰のＳはＣｒとともにＣｒ硫化物粒子を形成し、ＭｎＳ粒子同様被削性の改善に働く。ただし、ＭｎＳ粒子とＣｒ硫化物粒子とを比べた場合に、ＭｎＳ粒子の方が被削性改善の効果が大きいのでＳ量はＭｎＳ粒子を形成するのに必要な量のみを添加することが好ましい。そして、Ｓ量が０．６％（ＭｎＳ粒子量で１．６％）を超えると基地の強度が低下し、０．１％（ＭｎＳ粒子量で０．３％）を下回ると被削性改善の効果が乏しい。
【００２１】
基地組織を以上の第１基材相と第２基材相の炭化物の構成とすることで、硬さの高い第２基材相と、第２基材相に比較して軟質な第１基材相とが得られ、硬さが斑状に分布することで相手攻撃性を低く抑制したまま自己耐摩耗性を高めることが可能となるが、第１基材相と第２基材相からなる基地に対する第１基材相の割合が、基地の２０％を下回ると第１基材相より硬い第２基材相の量が増え、相手材であるバルブへの攻撃性が高まり、８０％を上回ると自己耐摩耗性が低下する。
【００２２】
また、基地組織中へのＭｎＳ粒子の分散は前述の如く１．６％までが限度であるが、基地組織の外すなわち粒界または気孔中に別にＭｎＳ粒子をさらに分散させることで強度の低下を生じることなく被削性の改善を図ることが可能となる。そして、粒界または気孔中に分散するＭｎＳ粒子は１．６％（Ｍｎ量，Ｓ量でそれぞれ１．０１％，０．５９％）を超えると粉末の圧縮性を損なうとともに焼結の進行をも阻害して強度が低下し、０．３％（Ｍｎ量，Ｓ量でそれぞれ０．１９％，０．１１％）を下回ると被削性改善の効果が乏しい。
【００２３】
請求項２に係わる第２発明合金は、第１発明合金の第１基材相にＶを０．５〜１．５％含有させることで耐食性をより一層向上させ、有鉛ガソリン使用環境下においても良好な耐摩耗性の発揮を可能にしたものである。このとき、Ｖの含有量が０．５％を下回ると耐食性が不足するため耐摩耗性が低下し、１．５％を上回ると第１基材相中に析出するＶ炭化物の量が多くなるため相手攻撃性が高まる。
【００２４】
請求項３に係わる第３発明合金は、第１もしくは第２発明合金の気孔中にアルクル系樹脂を含浸して充填したもので被削性をさらに向上させることが可能となる。これは、気孔中になにもない場合の切削状態が断続切削状態であり切削時の工具刃先に衝撃が繰り返し与えられるのに対し、気孔中にアルクル樹脂が充填されることで、切削状態が断続切削から連続切削になり工具刃先への衝撃が緩和されること、および、気孔中にアクリル樹脂が存在することでアクリル樹脂の抵抗により、気孔中になにもない場合に比べて切削時の塑性変形量が小さくなり、その分ロスが少なくなることによると考えられる。
【００２５】
請求項４に係わる第４発明合金は、第１もしくは第２発明合金の気孔中に銅もしくは銅合金を溶浸して充填したもので被削性をさらに向上させることが可能となる。これは、前述のアクリル樹脂含浸の場合と同様、切削状態が断続切削状態から連続切削状態になり工具刃先への衝撃が緩和されること、および、切削時の気孔の塑性変形量が小さくなり、その分ロスが少なくなることに加えて、銅もしくは銅合金が熱伝導性に優れるため工具刃先の切削点で発生する切削熱を逃がし、熱のこもりを抑え刃先へのダメージを緩和することによる考えられる。
【００２６】
【発明の効果】
本発明による高温耐摩耗性焼結合金では、比較的大きなＷ炭化物が分散する硬質な第２基材相と、大きなＷ炭化物が分散せず第２基材相に比べて軟質な第１基材相が斑状に分布することにより相手攻撃性を小さく抑制したまま自己耐摩耗性を向上させ、基地中と粒界もしくは気孔中との両方にＭｎＳ粒子が分散することで被削性をも改善でき、高温耐摩耗性焼結合金としての要求特性をさらに満足することができるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００２７】
そして、第１基材相中にＶを０．５〜１．５％含有させ、全体組成中のＶが０．７９〜５．８８％であるものとすることによって、有鉛ガソリン使用の環境下においても耐摩耗性をより一層向上することが可能であるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００２８】
さらに、焼結合金の気孔中にアクリル系樹脂や銅もしくは銅合金を含浸させて充填することにより、被削性のより一層の向上を実現することが可能であるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００２９】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明するが、本発明はこのような実施例のみに限定されないことはいうまでもない。
【００３０】
本発明による高温耐摩耗性焼結合金は特開平１０−３１０８５１号で開示の高温耐摩耗性焼結合金の改良にあたり、改良を加えた部分について実施例および比較例によりさらに具体的に説明する。
【００３１】
第１基材相形成用合金粉末および第２基材相形成用合金粉末は、平均粒径が２０〜１５０μｍのものであって、第１基材相形成用合金粉末としては表１に示す成分組成の１Ａ〜１Ｍの粉末を用い、第２基材相形成用合金粉末としては表２に示す成分組成の２Ａ〜２Ｑの粉末を用いた。
【００３２】
これらの合金粉末の黒鉛粉末およびＭｎＳ粉末を表３の割合で配合するとともに成形潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を配合し、混合機にて３０分間混合した後、６．５ｔｏｎｆ／ｃｍ２の圧力で、φ４０ｍｍ×φ２０ｍｍ×１０ｍｍのリング形状に成形し、分解アンモニアガス雰囲気中で１１８０℃×３０分間焼結して、表４に示す全体組成の本発明に係わる発明例合金試料１〜２９およびいずれかの条件が本発明の範囲をはずれた比較例合金試料１〜１５の各焼結合金試料を得た。そして、それらの試料の一部については、焼結後の試料に銅粉の圧粉体をのせ、分解アンモニアガス雰囲気中で１４０℃×３０分間保持して気孔中に銅溶浸を行い、あるいは、アクリル樹脂を真空含浸法で焼結合金の気孔中に含浸した後１００℃の湯中で硬化させてアクリル樹脂含浸を施した。
【００３３】
以上の各焼結合金試料をバルブシート形状に加工し、直列４気筒１６バルブ、排気量１６００ｃｃの実機エンジンの排気側に組み込むとともに、相手材となるバルブにＳＵＨ−３６相当の材質でバルブフェース部にステライト盛りしたものを用い、燃料として無鉛ガソリンと有鉛ガソリンを用いて、６０００ｒｐｍのエンジン回転数で４００時間の連続運転を行った後、バルブシートおよびバルブの摩耗量を測定して耐摩耗性の評価を行った。
【００３４】
被削性の評価は、旋盤を用いて上記のリング形状試料５０個を回転数５２５ｒｐｍ，切削代０．５ｍｍ，送り速度０．１ｍｍ／ｒｅｖの条件で切削工具として超硬チップを用いて乾式切削としたときの最大切削抵抗値により評価した。
【００３５】
さらに、圧環強さは、上記リング形状試料をオートグラフにてクロスヘッドスピード０．５ｍｍ／分の条件で評価した。この結果を表５に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
［基地中に占める第１基材相の割合の影響（図１）］
発明例合金１，２，１２，２８および２９と比較例合金１および２を比較して基地中に占める第１基材相の割合の影響を調べると、第１基材相と第２基材相とからなる基地に占める第１基材相の割合が２０〜８０％の間で摩耗量が小さく安定するとともに、この範囲をはずれると摩耗量が大きくなっており、この範囲で耐摩耗性が良好なことが確認された。
【００４２】
［第２基材相中のＷ含有量の影響（図２）］
発明例合金３，４，１２および２３と比較例合金３および４を比較して第２基材相中のＷ含有量の影響を調査するとＷ含有量が７〜１５重量％の範囲で摩耗量が小さくなっており、この範囲で耐摩耗性が良好なことが確認された。
【００４３】
［１μｍ以上のＷ炭化物が第２基材相中に占める割合の影響（図３）］
発明例合金５，１２および２２と比較例合金１１，１２および１３を比較して１μｍ以上のＷ炭化物が第２基材相中に占める割合の影響を調べると、１μｍ以上のＷ炭化物の量が１０〜２０％の範囲で摩耗量が小さくなっており、耐摩耗性が良好なことが確認された。
【００４４】
［基地中に分散するＭｎＳ量の影響（図４，図５）］
発明例合金６，７，１２，１９および２０と比較例合金５および６を比較することで第１基材相中に分散するＭｎＳ量の変化が及ぼす影響を、また、発明例合金８，９，１２，１７および１８と比較例合金７および８を比較することで第２基材相中に分散するＭｎＳ量の変化が及ぼす影響を調べると、いずれの場合にもＭｎＳ量が０．３重量％で被削性改善の効果が顕著になり、ＭｎＳ量の増加にしたがい被削性は向上するが強度は低下する傾向を示し、１．６重量％を超えると急激に基地が脆化する結果耐摩耗性も低下することが確認された。
【００４５】
［粒界または気孔中に分散するＭｎＳ量の影響（図６）］
発明例合金１０，１１，１２，１５および１６と比較例合金９および１０を比較して粒界もしくは気孔中に分散するＭｎＳ量の変化が及ぼす影響を調べると、ＭｎＳ量が０．３重量％で被削性改善の効果が顕著になり、ＭｎＳ量の増加にしたがい被削性は向上するが強度は低下する傾向を示し、１．６重量％を超えると急激に基地が脆化する結果耐摩耗性も低下することが確認された。
【００４６】
［ＭｎＳ量の最大値］
上述のように発明例合金１２，１６，１８，２０により第１基材相中に分散するＭｎＳ量、第２基材相中に分散するＭｎＳ量、および粒界もしくは気孔中に分散するＭｎＳ量の最大量がそれぞれ１．６重量％であることが確認されたが、それぞれを最大にした発明例合金２１により耐摩耗性および強度を低下させることなくより一層被削性を向上させることができることが確認された。
【００４７】
［第１基材相中のＶ含有量の影響（図７）］
発明例合金２４〜２７と比較例合金１４および１５を比較して第１基材相中のＶ含有量の影響を調べることでＶ含有量が０．５〜１．５重量％の範囲で有鉛ガソリン使用下において優れた耐摩耗性を示すことが確認された。
【００４８】
［Ｃｕ溶浸・アクリル樹脂含浸の効果］
発明例合金１２および１３を比較することで、Ｃｕ溶浸もしくはアクリル樹脂含浸を施すことで耐摩耗性および強度を低下させることなくより一層被削性を向上させることができることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【図１】基地に占める第１基材相の割合の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図２】第２基材相中のＷ含有量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図３】１μｍ以上のＷ炭化物が第２基材相中に占める割合の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図４】第１基材中に分散するＭｎＳ量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図５】第２基材中に分散するＭｎＳ量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図６】粒界もしくは気孔中に分散するＭｎＳ量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図７】第１基材相中のＶ含有量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、内燃機関に使用されるバルブシート等に好適な高温での耐摩耗性に優れた鉄系焼結合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の耐摩耗性材料としては、特公平５−５５５９３号公報や、特開平７−２３３４５４号公報等で開示された高Ｃｏ系の材料や、特開平５−９６６７号公報や特公平１−５１５３９号公報等で開示されたＷ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ等の微細炭化物を基材中に分散させて耐摩耗性を向上させた材料をはじめ、多くの材料が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、近年の内燃機関の高性能化、バルブシートにおける高温耐摩耗性、有鉛・無鉛ガソリン対応に伴う耐食性向上および被削性向上の要求がさらに高まる状況下において、上記従来材である高Ｃｏ系の材料では経済的に不利であり、また、微細炭化物が基地中に分散した材料では炭化物の種類および炭化物の量が最適であるとは言えず、自己耐摩耗性と相手攻撃性の両立が困難であり、要求特性を十分満足することができないと言う問題点があった。
【０００４】
【発明の目的】
そこで、本出願人は特開平１０−３１０８５１号において、全体組成が、重量比で、Ｗ：３〜１３．４％、Ｖ：０．４〜５．６％、Ｃｒ：０．２〜５．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃ：０．６〜２．２％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、かつ、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる第１基材相に対し、Ｗ：３〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる第２基材相が２０〜８０％を占めており、これら２つの相が斑状に分布する組織を呈することを主たる特徴とする高温耐摩耗性焼結合金を開示した。
【０００５】
本発明は上記特開平１０−３１０８５１号で開示の焼結合金をベースに、相手攻撃性を小さく抑制したまま自己耐摩耗性をさらに向上させるとともに、被削性をもより一層改良して、要求特性をさらに満足する高温耐摩耗性焼結合金を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明による高温耐摩耗性焼結合金は、前述の特開平１０−３１０８５１号で開示の焼結合金の金属組織を見直した結果、第１基材相と第２基材相とに分散する炭化物の大きさ、量を適正なものにすることで相手攻撃性を抑制したまま自己耐摩耗性を向上できることを見出すとともに、基地中もしくは粒界または気孔中のいずれか一方のみしか分散させていなかったＭｎＳ粒子を基地中および粒界または気孔中の両方に分散させることで強度、耐摩耗性を損なわずに被削性を向上させることが可能であることを見出したことによりなされたもので、具体的には次のようなものである。
【０００７】
すなわち、本発明に係わる第１発明合金の高温耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．３９〜５．５８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｃ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が占める割合が２０〜８０％であり、これら２つの相が斑状に分布するとともに、粒界または気孔中にさらにＭｎＳ粒子が０．３〜１．６％分散する組織を呈するものとしたことを特徴としている。
【０００８】
また、本発明に係わる第２発明合金の高温耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．７９〜５．８８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｗ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｖ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が占める割合が２０〜８０％であり、これら２つの相が斑状に分布するとともに、粒界または気孔中にさらにＭｎＳ粒子が０．３〜１．６％分散する組織を呈するものとしたことを特徴としている。
【０００９】
そしてまた、本発明に係わる第３および第４発明合金の高温耐摩耗性焼結合金は、上記２種の高温耐摩耗性焼結合金のいずれかの気孔中に、さらに、アクリル系樹脂や銅もしくは銅合金が充填されているものとしたことを特徴としている。
【００１０】
【発明の作用】
請求項１に係わる第１発明合金は、全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．３９〜５．５８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｃ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、
かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が２０〜８０％を占めており、これら２つの相がより望ましくは平均粒径２０〜１５０μｍの大きさで斑状に分布する基地組織とするとともに、ＭｎＳ粒子が基地組織中と粒界または気孔中とにそれぞれ０．３〜１．６％ずつ分散する組織を呈する高温耐摩耗性焼結合金であり、この高温耐摩耗性焼結合金では、粒径が１μｍ以下の微細なＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、粒径が１μｍ以上のＷの炭化物が、面積比で、第２基材相の１０〜２０％分散するとともにさらに粒径が１μｍ以下の微細なＷ炭化物と微細なＶ炭化物とが主体の炭化物が均一に分散し、かつＣｒで基地を強化した第２基材相がより望ましくは平均粒径２０〜１５０μｍの大きさで斑状に分布する組織構成にすることで、相手材であるバルブへの攻撃性を小さく抑制しながら、バルブシートの耐摩耗性を向上させ、かつ被削性をも向上させることが可能となった。
【００１１】
本発明の高温耐摩耗性焼結合金を構成する第１基材相においては、第１基材相中のＷの含有量が７％を超えると、第１基材相に分散するＷ炭化物の量が多くなって相手材であるバルブへの攻撃性が高まり、３％を下回るとＷ炭化物の量が乏しく自己耐摩耗性が低下する。また、第１基材相中に分散するＷ炭化物の大きさが１μｍを超えると、相手攻撃性が高まる。
【００１２】
第１基材相中にはＣｒは含有されなくともよいが、焼結時に第２基材相より拡散されて１％以下含有してもよい。拡散によるＣｒの含有量が１％を超えると、第１基材相が強化されて硬くなり、第２基材相との硬さの差が小さくなって相手攻撃性が高まる。
【００１３】
本発明の高温耐摩耗性焼結合金を構成する第２基材相においては、第１基材相と同様に、第２基材相中のＷの含有量が１５％を超えると第２基材相中に分散するＷ炭化物の量が多くなって相手攻撃性が高まり、７％を下回るとＷ炭化物の量が少なくなって摩耗性向上の効果が乏しくなる。
【００１４】
また、Ｗの含有量が７〜１５％であっても、全てのＷ炭化物が１μｍ未満であると自己耐摩耗性が低下するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が面積比で第２基材相中に占める割合が２０％を超えると相手攻撃性が高まり、１０％を下回ると耐摩耗性改善の効果が乏しくなる。
【００１５】
第２基材相中のＶの含有量が７％を超えるとＷと同様に相手攻撃性が高まり、２％を下回ると耐摩耗性が低下する。また、第２基材相中に分散するＶ炭化物の大きさが１μｍを超えると、相手攻撃性が高まる。
【００１６】
さらに、第２基材相にＣｒを１〜７％含有させることで基地の焼入れ性が改善されＶ炭化物を硬いＭＣ型炭化物として析出させることができるが、７％を超えると相手攻撃性が高まり、１％を下回ると耐摩耗性が低下する。
【００１７】
Ｓｉ，Ｍｎ，ＳおよびＣは第１基材相と第２基材相とで共通の元素で、どちらの場合も同じ作用効果を有するので一括して説明する。
【００１８】
Ｓｉは脱酸剤として有効であり基地に含有しているが、Ｓｉの含有量が０．６％を上回ると基地が脆化して強度が低下し、０．１％を下回っても焼結性が阻害されて強度が低下する。
【００１９】
ＭｎはＳとともにＭｎＳ粒子として基地中に分散し被削性の改善に働くとともに、Ｓ量が少ない場合に、余剰のＭｎは基地に固溶され基地強化に働く。基地中に分散するＭｎＳ粒子量が１．６％すなわちＭｎ量で１％を超えると基地の強度が低下し、０．３％すなわちＭｎ量で０．２％を下回ると被削性改善の効果が乏しい。また、基地に固溶されるＭｎ量は０．１％以上で基地強化に働くが、０．６％を超えると焼結性が阻害されて強度が低下する。
【００２０】
Ｓは前記ＭｎとともにＭｎＳ粒子として分散して被削性の改善に働くが、Ｍｎ量が少ない場合に余剰のＳはＣｒとともにＣｒ硫化物粒子を形成し、ＭｎＳ粒子同様被削性の改善に働く。ただし、ＭｎＳ粒子とＣｒ硫化物粒子とを比べた場合に、ＭｎＳ粒子の方が被削性改善の効果が大きいのでＳ量はＭｎＳ粒子を形成するのに必要な量のみを添加することが好ましい。そして、Ｓ量が０．６％（ＭｎＳ粒子量で１．６％）を超えると基地の強度が低下し、０．１％（ＭｎＳ粒子量で０．３％）を下回ると被削性改善の効果が乏しい。
【００２１】
基地組織を以上の第１基材相と第２基材相の炭化物の構成とすることで、硬さの高い第２基材相と、第２基材相に比較して軟質な第１基材相とが得られ、硬さが斑状に分布することで相手攻撃性を低く抑制したまま自己耐摩耗性を高めることが可能となるが、第１基材相と第２基材相からなる基地に対する第１基材相の割合が、基地の２０％を下回ると第１基材相より硬い第２基材相の量が増え、相手材であるバルブへの攻撃性が高まり、８０％を上回ると自己耐摩耗性が低下する。
【００２２】
また、基地組織中へのＭｎＳ粒子の分散は前述の如く１．６％までが限度であるが、基地組織の外すなわち粒界または気孔中に別にＭｎＳ粒子をさらに分散させることで強度の低下を生じることなく被削性の改善を図ることが可能となる。そして、粒界または気孔中に分散するＭｎＳ粒子は１．６％（Ｍｎ量，Ｓ量でそれぞれ１．０１％，０．５９％）を超えると粉末の圧縮性を損なうとともに焼結の進行をも阻害して強度が低下し、０．３％（Ｍｎ量，Ｓ量でそれぞれ０．１９％，０．１１％）を下回ると被削性改善の効果が乏しい。
【００２３】
請求項２に係わる第２発明合金は、第１発明合金の第１基材相にＶを０．５〜１．５％含有させることで耐食性をより一層向上させ、有鉛ガソリン使用環境下においても良好な耐摩耗性の発揮を可能にしたものである。このとき、Ｖの含有量が０．５％を下回ると耐食性が不足するため耐摩耗性が低下し、１．５％を上回ると第１基材相中に析出するＶ炭化物の量が多くなるため相手攻撃性が高まる。
【００２４】
請求項３に係わる第３発明合金は、第１もしくは第２発明合金の気孔中にアルクル系樹脂を含浸して充填したもので被削性をさらに向上させることが可能となる。これは、気孔中になにもない場合の切削状態が断続切削状態であり切削時の工具刃先に衝撃が繰り返し与えられるのに対し、気孔中にアルクル樹脂が充填されることで、切削状態が断続切削から連続切削になり工具刃先への衝撃が緩和されること、および、気孔中にアクリル樹脂が存在することでアクリル樹脂の抵抗により、気孔中になにもない場合に比べて切削時の塑性変形量が小さくなり、その分ロスが少なくなることによると考えられる。
【００２５】
請求項４に係わる第４発明合金は、第１もしくは第２発明合金の気孔中に銅もしくは銅合金を溶浸して充填したもので被削性をさらに向上させることが可能となる。これは、前述のアクリル樹脂含浸の場合と同様、切削状態が断続切削状態から連続切削状態になり工具刃先への衝撃が緩和されること、および、切削時の気孔の塑性変形量が小さくなり、その分ロスが少なくなることに加えて、銅もしくは銅合金が熱伝導性に優れるため工具刃先の切削点で発生する切削熱を逃がし、熱のこもりを抑え刃先へのダメージを緩和することによる考えられる。
【００２６】
【発明の効果】
本発明による高温耐摩耗性焼結合金では、比較的大きなＷ炭化物が分散する硬質な第２基材相と、大きなＷ炭化物が分散せず第２基材相に比べて軟質な第１基材相が斑状に分布することにより相手攻撃性を小さく抑制したまま自己耐摩耗性を向上させ、基地中と粒界もしくは気孔中との両方にＭｎＳ粒子が分散することで被削性をも改善でき、高温耐摩耗性焼結合金としての要求特性をさらに満足することができるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００２７】
そして、第１基材相中にＶを０．５〜１．５％含有させ、全体組成中のＶが０．７９〜５．８８％であるものとすることによって、有鉛ガソリン使用の環境下においても耐摩耗性をより一層向上することが可能であるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００２８】
さらに、焼結合金の気孔中にアクリル系樹脂や銅もしくは銅合金を含浸させて充填することにより、被削性のより一層の向上を実現することが可能であるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００２９】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明するが、本発明はこのような実施例のみに限定されないことはいうまでもない。
【００３０】
本発明による高温耐摩耗性焼結合金は特開平１０−３１０８５１号で開示の高温耐摩耗性焼結合金の改良にあたり、改良を加えた部分について実施例および比較例によりさらに具体的に説明する。
【００３１】
第１基材相形成用合金粉末および第２基材相形成用合金粉末は、平均粒径が２０〜１５０μｍのものであって、第１基材相形成用合金粉末としては表１に示す成分組成の１Ａ〜１Ｍの粉末を用い、第２基材相形成用合金粉末としては表２に示す成分組成の２Ａ〜２Ｑの粉末を用いた。
【００３２】
これらの合金粉末の黒鉛粉末およびＭｎＳ粉末を表３の割合で配合するとともに成形潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を配合し、混合機にて３０分間混合した後、６．５ｔｏｎｆ／ｃｍ２の圧力で、φ４０ｍｍ×φ２０ｍｍ×１０ｍｍのリング形状に成形し、分解アンモニアガス雰囲気中で１１８０℃×３０分間焼結して、表４に示す全体組成の本発明に係わる発明例合金試料１〜２９およびいずれかの条件が本発明の範囲をはずれた比較例合金試料１〜１５の各焼結合金試料を得た。そして、それらの試料の一部については、焼結後の試料に銅粉の圧粉体をのせ、分解アンモニアガス雰囲気中で１４０℃×３０分間保持して気孔中に銅溶浸を行い、あるいは、アクリル樹脂を真空含浸法で焼結合金の気孔中に含浸した後１００℃の湯中で硬化させてアクリル樹脂含浸を施した。
【００３３】
以上の各焼結合金試料をバルブシート形状に加工し、直列４気筒１６バルブ、排気量１６００ｃｃの実機エンジンの排気側に組み込むとともに、相手材となるバルブにＳＵＨ−３６相当の材質でバルブフェース部にステライト盛りしたものを用い、燃料として無鉛ガソリンと有鉛ガソリンを用いて、６０００ｒｐｍのエンジン回転数で４００時間の連続運転を行った後、バルブシートおよびバルブの摩耗量を測定して耐摩耗性の評価を行った。
【００３４】
被削性の評価は、旋盤を用いて上記のリング形状試料５０個を回転数５２５ｒｐｍ，切削代０．５ｍｍ，送り速度０．１ｍｍ／ｒｅｖの条件で切削工具として超硬チップを用いて乾式切削としたときの最大切削抵抗値により評価した。
【００３５】
さらに、圧環強さは、上記リング形状試料をオートグラフにてクロスヘッドスピード０．５ｍｍ／分の条件で評価した。この結果を表５に示す。
【００３６】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
［基地中に占める第１基材相の割合の影響（図１）］
発明例合金１，２，１２，２８および２９と比較例合金１および２を比較して基地中に占める第１基材相の割合の影響を調べると、第１基材相と第２基材相とからなる基地に占める第１基材相の割合が２０〜８０％の間で摩耗量が小さく安定するとともに、この範囲をはずれると摩耗量が大きくなっており、この範囲で耐摩耗性が良好なことが確認された。
【００４２】
［第２基材相中のＷ含有量の影響（図２）］
発明例合金３，４，１２および２３と比較例合金３および４を比較して第２基材相中のＷ含有量の影響を調査するとＷ含有量が７〜１５重量％の範囲で摩耗量が小さくなっており、この範囲で耐摩耗性が良好なことが確認された。
【００４３】
［１μｍ以上のＷ炭化物が第２基材相中に占める割合の影響（図３）］
発明例合金５，１２および２２と比較例合金１１，１２および１３を比較して１μｍ以上のＷ炭化物が第２基材相中に占める割合の影響を調べると、１μｍ以上のＷ炭化物の量が１０〜２０％の範囲で摩耗量が小さくなっており、耐摩耗性が良好なことが確認された。
【００４４】
［基地中に分散するＭｎＳ量の影響（図４，図５）］
発明例合金６，７，１２，１９および２０と比較例合金５および６を比較することで第１基材相中に分散するＭｎＳ量の変化が及ぼす影響を、また、発明例合金８，９，１２，１７および１８と比較例合金７および８を比較することで第２基材相中に分散するＭｎＳ量の変化が及ぼす影響を調べると、いずれの場合にもＭｎＳ量が０．３重量％で被削性改善の効果が顕著になり、ＭｎＳ量の増加にしたがい被削性は向上するが強度は低下する傾向を示し、１．６重量％を超えると急激に基地が脆化する結果耐摩耗性も低下することが確認された。
【００４５】
［粒界または気孔中に分散するＭｎＳ量の影響（図６）］
発明例合金１０，１１，１２，１５および１６と比較例合金９および１０を比較して粒界もしくは気孔中に分散するＭｎＳ量の変化が及ぼす影響を調べると、ＭｎＳ量が０．３重量％で被削性改善の効果が顕著になり、ＭｎＳ量の増加にしたがい被削性は向上するが強度は低下する傾向を示し、１．６重量％を超えると急激に基地が脆化する結果耐摩耗性も低下することが確認された。
【００４６】
［ＭｎＳ量の最大値］
上述のように発明例合金１２，１６，１８，２０により第１基材相中に分散するＭｎＳ量、第２基材相中に分散するＭｎＳ量、および粒界もしくは気孔中に分散するＭｎＳ量の最大量がそれぞれ１．６重量％であることが確認されたが、それぞれを最大にした発明例合金２１により耐摩耗性および強度を低下させることなくより一層被削性を向上させることができることが確認された。
【００４７】
［第１基材相中のＶ含有量の影響（図７）］
発明例合金２４〜２７と比較例合金１４および１５を比較して第１基材相中のＶ含有量の影響を調べることでＶ含有量が０．５〜１．５重量％の範囲で有鉛ガソリン使用下において優れた耐摩耗性を示すことが確認された。
【００４８】
［Ｃｕ溶浸・アクリル樹脂含浸の効果］
発明例合金１２および１３を比較することで、Ｃｕ溶浸もしくはアクリル樹脂含浸を施すことで耐摩耗性および強度を低下させることなくより一層被削性を向上させることができることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【図１】基地に占める第１基材相の割合の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図２】第２基材相中のＷ含有量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図３】１μｍ以上のＷ炭化物が第２基材相中に占める割合の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図４】第１基材中に分散するＭｎＳ量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図５】第２基材中に分散するＭｎＳ量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図６】粒界もしくは気孔中に分散するＭｎＳ量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
【図７】第１基材相中のＶ含有量の影響を調べた結果を例示するグラフである。
Claims (4)
- 全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．３９〜５．５８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｃ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、
かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、
成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、
前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が占める割合が２０〜８０％であり、これら２つの相が斑状に分布するとともに、粒界または気孔中にさらにＭｎＳ粒子が０．３〜１．６％分散する組織を呈することを特徴とする高温耐摩耗性焼結合金。 - 全体組成が、重量比で、Ｗ：３．７４〜１３．３６％、Ｖ：０．７９〜５．８８％、Ｃｒ：０．２〜５．７８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３９〜１．９９％、Ｓ：０．２１〜１．１８％、Ｃ：２．１６％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分を有し、
かつ、成分組成が、Ｗ：３〜７％、Ｖ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１％以下、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散する第１基材相と、
成分組成が、Ｗ：７〜１５％、Ｖ：２〜７％、Ｃｒ：１〜７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．１〜０．６％、Ｃ：２．２％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、０．３〜１．６％のＭｎＳ粒子とＷを主とする炭化物が分散するとともに、粒径が１μｍ以上のＷ炭化物が、面積比で、１０〜２０％相中に分散する第２基材相とからなり、
前記第１基材相と前記第２基材相からなる基地に対して前記第１基材相が占める割合が２０〜８０％であり、これら２つの相が斑状に分布するとともに、粒界または気孔中にさらにＭｎＳ粒子が０．３〜１．６％分散する組織を呈することを特徴とする高温耐摩耗性焼結合金。 - 請求項１もしくは２に記載の焼結合金の気孔中に、さらに、アクリル系樹脂が充填されていることを特徴とする高温耐摩耗性焼結合金。
- 請求項１もしくは２に記載の焼結合金の気孔中に、さらに、銅もしくは銅合金が充填されていることを特徴とする高温耐摩耗性焼結合金。
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| KR100461306B1 (ko) * | 2002-06-21 | 2004-12-14 | 한국분말야금(주) | 밸브 시트용 내마모 소결합금의 제조방법 |
| US6702905B1 (en) | 2003-01-29 | 2004-03-09 | L. E. Jones Company | Corrosion and wear resistant alloy |
| US7575619B2 (en) * | 2005-03-29 | 2009-08-18 | Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. | Wear resistant sintered member |
| US8940110B2 (en) | 2012-09-15 | 2015-01-27 | L. E. Jones Company | Corrosion and wear resistant iron based alloy useful for internal combustion engine valve seat inserts and method of making and use thereof |
| US11434549B2 (en) | 2016-11-10 | 2022-09-06 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army | Cemented carbide containing tungsten carbide and finegrained iron alloy binder |
| US11353117B1 (en) | 2020-01-17 | 2022-06-07 | Vulcan Industrial Holdings, LLC | Valve seat insert system and method |
| US11421680B1 (en) | 2020-06-30 | 2022-08-23 | Vulcan Industrial Holdings, LLC | Packing bore wear sleeve retainer system |
| US11421679B1 (en) | 2020-06-30 | 2022-08-23 | Vulcan Industrial Holdings, LLC | Packing assembly with threaded sleeve for interaction with an installation tool |
| 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 |
| USD997992S1 (en) | 2020-08-21 | 2023-09-05 | 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 |
| US11391374B1 (en) | 2021-01-14 | 2022-07-19 | Vulcan Industrial Holdings, LLC | Dual ring stuffing box |
| 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 |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4121927A (en) * | 1974-03-25 | 1978-10-24 | Amsted Industries Incorporated | Method of producing high carbon hard alloys |
| US4422875A (en) * | 1980-04-25 | 1983-12-27 | Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. | Ferro-sintered alloys |
| GB2116207A (en) * | 1982-03-02 | 1983-09-21 | Marko Materials Inc | Improved tool steels which contain boron and have been processed using a rapid solidification process and method |
| JPS599152A (ja) * | 1982-07-06 | 1984-01-18 | Nissan Motor Co Ltd | 耐摩耗性焼結合金 |
| JPS5925959A (ja) * | 1982-07-28 | 1984-02-10 | Nippon Piston Ring Co Ltd | 焼結合金製バルブシ−ト |
| JPS6451539A (en) | 1987-08-21 | 1989-02-27 | Fujitsu Ltd | Computer |
| GB8723818D0 (en) * | 1987-10-10 | 1987-11-11 | Brico Eng | Sintered materials |
| JP2957180B2 (ja) * | 1988-04-18 | 1999-10-04 | 株式会社リケン | 耐摩耗性鉄基焼結合金およびその製造方法 |
| 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 |
| JPH059667A (ja) | 1991-07-02 | 1993-01-19 | Mitsubishi Materials Corp | 高強度を有するＦｅ基焼結合金製耐摩部材 |
| JPH0555593A (ja) | 1991-08-29 | 1993-03-05 | Sanyo Electric Co Ltd | 絶縁ゲート形電界効果トランジスタの製造方法 |
| 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 |
| FI100388B (fi) * | 1996-01-22 | 1997-11-28 | Rauma Materials Tech Oy | Kulutusta kestävä, sitkeä teräs |
| JP3661823B2 (ja) | 1996-04-15 | 2005-06-22 | 日立粉末冶金株式会社 | 高温耐摩耗性焼結合金 |
| US5949003A (en) | 1996-04-15 | 1999-09-07 | Nissan Motor Co., Ltd. | High-temperature wear-resistant sintered alloy |
-
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