JPS60216967A - セラミクス−鉄基合金複合体 - Google Patents
セラミクス−鉄基合金複合体Info
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- JPS60216967A JPS60216967A JP7367484A JP7367484A JPS60216967A JP S60216967 A JPS60216967 A JP S60216967A JP 7367484 A JP7367484 A JP 7367484A JP 7367484 A JP7367484 A JP 7367484A JP S60216967 A JPS60216967 A JP S60216967A
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- JP
- Japan
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- iron
- ceramic
- ceramic core
- casting
- base alloy
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- Pending
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D19/00—Casting in, on, or around objects which form part of the product
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は主として内燃機関のシリンダー、副燃焼室、ピ
ストン等の材料として有用なセラミクス−金属複合体に
関するものである。セラミクスは断熱性および耐熱性に
優れた材料であシ、内燃機関の部品の材料として望まし
いものであるがセラミクスは脆性材料であり、そのまま
直接に内燃機関に組み込むことは困難である。そこでセ
ラミクスの固聞冬為威〒柚繕す入とシｆヤ。イ繍冶１．
イ破壊を防止し、かつ内燃機関に組み込み易くする方法
が提供されている。
ストン等の材料として有用なセラミクス−金属複合体に
関するものである。セラミクスは断熱性および耐熱性に
優れた材料であシ、内燃機関の部品の材料として望まし
いものであるがセラミクスは脆性材料であり、そのまま
直接に内燃機関に組み込むことは困難である。そこでセ
ラミクスの固聞冬為威〒柚繕す入とシｆヤ。イ繍冶１．
イ破壊を防止し、かつ内燃機関に組み込み易くする方法
が提供されている。
該セラミクス−金属複合体に望ましい金属としては鉄基
合金がある。鉄基合金は熱膨張係数が比較的セラミクス
に近く、シたがってセラミクスを芯材としてその周囲に
鉄基合金層を鋳造する場合、即ちセラミクス芯体を鉄基
合金で鋳ぐるんだ場合、それに続く冷却過程においてセ
ラミクスと金属との熱膨張係数の差にもとづいてセラミ
クス芯体に金属層から及はされる圧縮応力もあまり大き
くなく、また鉄基合金は大きな強度を有するから逆にセ
ラミクス芯体から金属層に及ぼされる引張り応力に対し
て充分耐え得るものである。更に鉄基合金は安値であり
経済性の面でも望ましいものである。
合金がある。鉄基合金は熱膨張係数が比較的セラミクス
に近く、シたがってセラミクスを芯材としてその周囲に
鉄基合金層を鋳造する場合、即ちセラミクス芯体を鉄基
合金で鋳ぐるんだ場合、それに続く冷却過程においてセ
ラミクスと金属との熱膨張係数の差にもとづいてセラミ
クス芯体に金属層から及はされる圧縮応力もあまり大き
くなく、また鉄基合金は大きな強度を有するから逆にセ
ラミクス芯体から金属層に及ぼされる引張り応力に対し
て充分耐え得るものである。更に鉄基合金は安値であり
経済性の面でも望ましいものである。
しかしながら上記特徴を有する鉄基合金を用いても従来
セラミクス−金属複合体においてセラミクス芯体に亀裂
、破壊が生ずる場合があった。このような破壊が生゛す
る場合は （１）セラミクス芯体に鋳造時高温の鉄基合金溶融物が
接触することによる熱衝撃 （２）セラミクスと鉄基合金との収縮率の差にもとづき
セラミクス芯体に鉄基合金層から及ぼされる冷却時の過
度の圧縮応力 が原因であると考えられる。原因（１）の場合はセラミ
クス芯体の表面をセラミクヌ溶射層、金属繊維層、セラ
ミクヌ繊維等の保護層によって保護したり、セラミクス
芯体を予熱したりする方法によっである程度の解消が可
能であるが、原因（２）の場合は有力な対策が現在まで
のところ提供されていない。
セラミクス−金属複合体においてセラミクス芯体に亀裂
、破壊が生ずる場合があった。このような破壊が生゛す
る場合は （１）セラミクス芯体に鋳造時高温の鉄基合金溶融物が
接触することによる熱衝撃 （２）セラミクスと鉄基合金との収縮率の差にもとづき
セラミクス芯体に鉄基合金層から及ぼされる冷却時の過
度の圧縮応力 が原因であると考えられる。原因（１）の場合はセラミ
クス芯体の表面をセラミクヌ溶射層、金属繊維層、セラ
ミクヌ繊維等の保護層によって保護したり、セラミクス
芯体を予熱したりする方法によっである程度の解消が可
能であるが、原因（２）の場合は有力な対策が現在まで
のところ提供されていない。
本発明はト記従来の問題点を解消することを目的とし、
鉄基合金として鋳造後の冷却過程における５００°Ｃか
ら常温に至るまでの間の相変態による膨張の寸法変化率
が１．２％以下のものを選択することを骨子とする。
鉄基合金として鋳造後の冷却過程における５００°Ｃか
ら常温に至るまでの間の相変態による膨張の寸法変化率
が１．２％以下のものを選択することを骨子とする。
本発明を以下に詳細に説明する。
本発明に言う鉄基合金とは概ね５０％以上鉄を基材とし
た・いわゆる鉄鋼材料のことであり、次素鋳鋼９強靭Ｍ
鋼、ステンレス鋳鋼、耐熱鉄鋼、普通鋳鉄、低ニツケル
鋳鉄、高ニツケル鋳鉄等が例示される。そして該鉄基合
金は鋳造後の冷却過程における５００°Ｃから常温に至
るまでの間の相変態による膨張の寸法変化率が１．２％
以下のものを選択する。上記したように原因（２）はセ
ラミクスと鉄基合金の収縮率の差にもとづくものである
が、該収縮率の差にもとづいてセラミクス芯体に収縮応
力が及ぼされるのは鋳造後の冷却過程において高々５０
０°Ｃ以下であることが見出され、このような温度範囲
では前記したように鉄基合金の熱膨張係数はセラミクス
に近く、鉄基合金の収縮が単に熱収縮のみによるならば
セラミクス芯体には破壊が生ずるような過度の収縮応力
は及ぼされない。
た・いわゆる鉄鋼材料のことであり、次素鋳鋼９強靭Ｍ
鋼、ステンレス鋳鋼、耐熱鉄鋼、普通鋳鉄、低ニツケル
鋳鉄、高ニツケル鋳鉄等が例示される。そして該鉄基合
金は鋳造後の冷却過程における５００°Ｃから常温に至
るまでの間の相変態による膨張の寸法変化率が１．２％
以下のものを選択する。上記したように原因（２）はセ
ラミクスと鉄基合金の収縮率の差にもとづくものである
が、該収縮率の差にもとづいてセラミクス芯体に収縮応
力が及ぼされるのは鋳造後の冷却過程において高々５０
０°Ｃ以下であることが見出され、このような温度範囲
では前記したように鉄基合金の熱膨張係数はセラミクス
に近く、鉄基合金の収縮が単に熱収縮のみによるならば
セラミクス芯体には破壊が生ずるような過度の収縮応力
は及ぼされない。
そこでセラミクス芯体が破壊を生ずるような過度の収縮
応力が発生する場合は、５００°Ｃ以下の温度において
鉄基合金が変態を起１７急激な寸法変化（膨張）を惹き
起す場合であると結論される。鉄基合金の場合、５００
°Ｃ以下の温度で生ずる変態はＡｔ”変態が考えられる
。Ａｒ”変態においては鉄基合金に含まれるオーステナ
イト相がマルテンサイト相に変態し、完全に変態した場
合の寸法変化率（膨張率）は略３％である。通常セラミ
クス芯体の周囲に存在する金属層が膨張すればセラミク
ス芯体に及ぼされる収縮応力は減少すると思われるが、
上記変態は金属層の各部にわたって均一に行われるので
はなく不均一に進行するから金属層は各部が一様に放射
線方向に拡か゛らず偏よった膨張を行い、したがってセ
ラミクス芯体にはこのような偏膨張する金属層によって
部分的には過度の収縮応力が及ぼされ、かくしてセラミ
クス芯体は破壊するに至るのである。しかしながら鉄基
合金（ＤＡｒ”変態における寸法変化率（膨張率）が１
．２％以下のものを選択すれば上記のような偏膨張によ
る過度の収縮応力の発生は完全に防止出来ることが見出
された。上記条件に適う鉄基合金としてはオーステナイ
ト相の含有量を少なくすること、オーステナイト相から
マルテンサイト相に変態する比率を抑制することの二つ
の手段を施すことが考えられる。後者、即ちオーステナ
イト相からマμ。１１．ＬノＬ ＋０＋ｒ亦白−４ル虫
ル傾１翻１千ス壬障シ１４ては例えば０− Ｃｒ −Ｎ
ｉの含有量のバランスをとること、鋳造後の冷却過程に
おける冷却速度を小さくすること等が考えられる。即ち
寸法変化率はオーステナイト相からマルテンサイト相に
変態する量に略比例し、例えば上記したように１００％
オーステナイト相からなる鉄基合金が１００％マμテン
サイド相に変態した場合の寸法変化率を３％とすれば、
オーステナイト相からマルテンサイト相に変態する量を
鉄基合金に対して４０％以下にとどめれば寸法変化率は
略１．２％以下になる。
応力が発生する場合は、５００°Ｃ以下の温度において
鉄基合金が変態を起１７急激な寸法変化（膨張）を惹き
起す場合であると結論される。鉄基合金の場合、５００
°Ｃ以下の温度で生ずる変態はＡｔ”変態が考えられる
。Ａｒ”変態においては鉄基合金に含まれるオーステナ
イト相がマルテンサイト相に変態し、完全に変態した場
合の寸法変化率（膨張率）は略３％である。通常セラミ
クス芯体の周囲に存在する金属層が膨張すればセラミク
ス芯体に及ぼされる収縮応力は減少すると思われるが、
上記変態は金属層の各部にわたって均一に行われるので
はなく不均一に進行するから金属層は各部が一様に放射
線方向に拡か゛らず偏よった膨張を行い、したがってセ
ラミクス芯体にはこのような偏膨張する金属層によって
部分的には過度の収縮応力が及ぼされ、かくしてセラミ
クス芯体は破壊するに至るのである。しかしながら鉄基
合金（ＤＡｒ”変態における寸法変化率（膨張率）が１
．２％以下のものを選択すれば上記のような偏膨張によ
る過度の収縮応力の発生は完全に防止出来ることが見出
された。上記条件に適う鉄基合金としてはオーステナイ
ト相の含有量を少なくすること、オーステナイト相から
マルテンサイト相に変態する比率を抑制することの二つ
の手段を施すことが考えられる。後者、即ちオーステナ
イト相からマμ。１１．ＬノＬ ＋０＋ｒ亦白−４ル虫
ル傾１翻１千ス壬障シ１４ては例えば０− Ｃｒ −Ｎ
ｉの含有量のバランスをとること、鋳造後の冷却過程に
おける冷却速度を小さくすること等が考えられる。即ち
寸法変化率はオーステナイト相からマルテンサイト相に
変態する量に略比例し、例えば上記したように１００％
オーステナイト相からなる鉄基合金が１００％マμテン
サイド相に変態した場合の寸法変化率を３％とすれば、
オーステナイト相からマルテンサイト相に変態する量を
鉄基合金に対して４０％以下にとどめれば寸法変化率は
略１．２％以下になる。
また金属によるセラミクスの補強を広い温度範囲にわた
って確実にするために、金属としてその熱膨張係数αが
セラミクスのそれよりも２〜５０％高いもの、例えばジ
ルコニア質セラミクス（α＝１１．６Ｘ１０’／’Ｏ）
に対しては熱膨張係数αが１１．８Ｘ１０ ／”Ｏ〜１
７．４ Ｘ １０ ”１°Ｃの金属を選定することが望
ましい。
って確実にするために、金属としてその熱膨張係数αが
セラミクスのそれよりも２〜５０％高いもの、例えばジ
ルコニア質セラミクス（α＝１１．６Ｘ１０’／’Ｏ）
に対しては熱膨張係数αが１１．８Ｘ１０ ／”Ｏ〜１
７．４ Ｘ １０ ”１°Ｃの金属を選定することが望
ましい。
本発明に言うセラミクス芯体とはアルミナ、ジμコニア
、ジルコン、酸化クロム、チタンアルミナ等のすべての
セラミクスを材料とし、一般的にけセラミクス粉末をラ
バープレス法等で所定形状に成形し、その後焼成して焼
結体としたものであシ、中空体、中実体の何れをも含む
ものである。
、ジルコン、酸化クロム、チタンアルミナ等のすべての
セラミクスを材料とし、一般的にけセラミクス粉末をラ
バープレス法等で所定形状に成形し、その後焼成して焼
結体としたものであシ、中空体、中実体の何れをも含む
ものである。
断熱性および耐熱性の点からみればセラミクスとしてジ
ルコニア系を選択することが望ましい。
ルコニア系を選択することが望ましい。
上記セラミクス芯体は所定の鋳型内にインサートされ、
鉄基合金溶融物が該鋳型内に注入されて該芯体の周囲に
鉄基合金層が鋳造される。鋳造後冷却して所望のセラミ
クス−鉄基合金複合体を得る。この際、上記したように
鉄基合金は鋳造後の冷却過程において５００°Ｃから常
温に至るまでの間の相変態による膨張の寸法変化率が１
．２％以下であるからセラミクス芯体には破壊が生じな
い。
鉄基合金溶融物が該鋳型内に注入されて該芯体の周囲に
鉄基合金層が鋳造される。鋳造後冷却して所望のセラミ
クス−鉄基合金複合体を得る。この際、上記したように
鉄基合金は鋳造後の冷却過程において５００°Ｃから常
温に至るまでの間の相変態による膨張の寸法変化率が１
．２％以下であるからセラミクス芯体には破壊が生じな
い。
実施例
７ｍｏ１％ＣａＯを含む安定化りへ焼結体および３ｍｏ
１％のＹ、０．を含む部分安定化ＺｒＯ□焼結体からな
る芯体を第１表に示す組成の各種鉄基合金で鋳ぐるんで
第１図に示すような円筒状の複合体を作製した。図にお
いて（１）はセラミクス芯体、（２）は鉄基合金層であ
る。
１％のＹ、０．を含む部分安定化ＺｒＯ□焼結体からな
る芯体を第１表に示す組成の各種鉄基合金で鋳ぐるんで
第１図に示すような円筒状の複合体を作製した。図にお
いて（１）はセラミクス芯体、（２）は鉄基合金層であ
る。
更に詳しく述べれば上記ジルコニア系セラミクスの粉末
をラバープレス法により成形しその後焼成して外径３９
ＭＭφ、内径２．３ ＭＭφ、高さ４０闘の円筒状セラ
ミクス芯体（１）を作成し、次いで該セラミクス芯体（
１）の周υにワックスパターンヲ形成した後ジルコンサ
ンドによるシェルモールド鋳型を作製した。上記セラミ
クス芯体（１）をインサートした鋳型はセラミクス芯体
（１）とともに約１２００℃に予熱して鋳造時のセラミ
クス芯体（１）の熱衝撃による破壊を防止した。次いで
上記の各種鉄基合金溶融物を該鋳型に鋳込温度１３５０
〜１４５０℃で注入してセラミクス芯体（１）の周りに
鉄基合金層（２）を鋳造した後放冷し、この際のセラミ
クス芯体（１）の破壊の有無を調べた。その結果を＠２
表に示す。
をラバープレス法により成形しその後焼成して外径３９
ＭＭφ、内径２．３ ＭＭφ、高さ４０闘の円筒状セラ
ミクス芯体（１）を作成し、次いで該セラミクス芯体（
１）の周υにワックスパターンヲ形成した後ジルコンサ
ンドによるシェルモールド鋳型を作製した。上記セラミ
クス芯体（１）をインサートした鋳型はセラミクス芯体
（１）とともに約１２００℃に予熱して鋳造時のセラミ
クス芯体（１）の熱衝撃による破壊を防止した。次いで
上記の各種鉄基合金溶融物を該鋳型に鋳込温度１３５０
〜１４５０℃で注入してセラミクス芯体（１）の周りに
鉄基合金層（２）を鋳造した後放冷し、この際のセラミ
クス芯体（１）の破壊の有無を調べた。その結果を＠２
表に示す。
第 １ 表 合金の組成
第 ２ 表 試料の破壊
ｘＩ：表中Ｐ８Ｚは部分安定化ジルコニア、８ｚは安定
化ジルコニア ｘ、：破壊発生は１０個の試料のうちで破壊の発生した
試料の個数で表わす。
化ジルコニア ｘ、：破壊発生は１０個の試料のうちで破壊の発生した
試料の個数で表わす。
第２表を参照すれば、試料１．２，３，８．９の合金は
オーステナイト相を含有せずフェライト相とパーライト
相のみからなるものであシ、したがってＡｒ’変態が起
らないのでこれにもとづく寸法変化も生じない。したが
ってセラミクス芯体（１）に破壊は発生しない。試料５
，６の合金はオーステナイト相とフェライト相からなる
ものであるが、オーステナイト相の含有比率を減らした
ものでありそれにしたがって舒変態の際の寸法変化率も
小さくなる。試料７の合金はオーステナイト相とフェラ
イト相からなるものであるがＮｉ含有量が大きく、その
ためにオーステナイト相の一部分のみがＭ変態を起こし
、したがってＭ変態の際の寸法変化率も小さくなる。合
金１１、は本来的にオーステナイト相からなシＡｒ 変
態が起らず、したがってその際の寸法変化は当然生じな
い。試料４の合金は実質的にオーステナイト相からなり
、舒変態によりその殆んどがマルテンサイト相に変わる
ため寸法変化率が大きくセラミクス芯体（１）に破壊を
生ずる。試料１０の合金も実質的にオーステナイト相か
らなりに変態によりその殆んどがマルテンサイト相に変
わるために寸法変化率が大きい。しかしながら試料１２
においては試料１０と同一合金を用いているが鋳造後１
分間２０°Ｃの小さな冷却速度で冷却し、その結果オー
ステナイト相の舒 変態が抑制さね寸法変化が殆んど起
らなくなる。
オーステナイト相を含有せずフェライト相とパーライト
相のみからなるものであシ、したがってＡｒ’変態が起
らないのでこれにもとづく寸法変化も生じない。したが
ってセラミクス芯体（１）に破壊は発生しない。試料５
，６の合金はオーステナイト相とフェライト相からなる
ものであるが、オーステナイト相の含有比率を減らした
ものでありそれにしたがって舒変態の際の寸法変化率も
小さくなる。試料７の合金はオーステナイト相とフェラ
イト相からなるものであるがＮｉ含有量が大きく、その
ためにオーステナイト相の一部分のみがＭ変態を起こし
、したがってＭ変態の際の寸法変化率も小さくなる。合
金１１、は本来的にオーステナイト相からなシＡｒ 変
態が起らず、したがってその際の寸法変化は当然生じな
い。試料４の合金は実質的にオーステナイト相からなり
、舒変態によりその殆んどがマルテンサイト相に変わる
ため寸法変化率が大きくセラミクス芯体（１）に破壊を
生ずる。試料１０の合金も実質的にオーステナイト相か
らなりに変態によりその殆んどがマルテンサイト相に変
わるために寸法変化率が大きい。しかしながら試料１２
においては試料１０と同一合金を用いているが鋳造後１
分間２０°Ｃの小さな冷却速度で冷却し、その結果オー
ステナイト相の舒 変態が抑制さね寸法変化が殆んど起
らなくなる。
第１図は本発明にかかるセラミクヌー鉄基合金複合体の
縦断面図である。 図中、（１）・・・・セラミクス芯体、（２）・・・・
鉄基合金層 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
縦断面図である。 図中、（１）・・・・セラミクス芯体、（２）・・・・
鉄基合金層 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
Claims (1)
- セラミクス芯体を鉄基合金で鋳ぐるんだセラミクス−鉄
基合金複合体において、該鉄基合金は鋳造後の冷却過程
における５００℃から常温に至るまでの間の相変態によ
る膨張の寸法変化率が１．２％以下のものであることを
特徴とするセラミクス−鉄基合金複合体
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7367484A JPS60216967A (ja) | 1984-04-10 | 1984-04-10 | セラミクス−鉄基合金複合体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7367484A JPS60216967A (ja) | 1984-04-10 | 1984-04-10 | セラミクス−鉄基合金複合体 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60216967A true JPS60216967A (ja) | 1985-10-30 |
Family
ID=13525009
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7367484A Pending JPS60216967A (ja) | 1984-04-10 | 1984-04-10 | セラミクス−鉄基合金複合体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60216967A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5251683A (en) * | 1991-03-11 | 1993-10-12 | General Motors Corporation | Method of making a cylinder head or other article with cast in-situ ceramic tubes |
-
1984
- 1984-04-10 JP JP7367484A patent/JPS60216967A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5251683A (en) * | 1991-03-11 | 1993-10-12 | General Motors Corporation | Method of making a cylinder head or other article with cast in-situ ceramic tubes |
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