JPS6389642A - 耐摩耗性鉄焼結品 - Google Patents
耐摩耗性鉄焼結品Info
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- JPS6389642A JPS6389642A JP62244437A JP24443787A JPS6389642A JP S6389642 A JPS6389642 A JP S6389642A JP 62244437 A JP62244437 A JP 62244437A JP 24443787 A JP24443787 A JP 24443787A JP S6389642 A JPS6389642 A JP S6389642A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0264—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5%
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/10—Sintering only
- B22F3/1003—Use of special medium during sintering, e.g. sintering aid
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
- C22C33/0292—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with more than 5% preformed carbides, nitrides or borides
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、炭素およびホウ素を添加した鉄粉コンパクト
を焼結することによって形成される鉄合金製品に関する
。
を焼結することによって形成される鉄合金製品に関する
。
鉄粉を加圧成形し、それを焼結して鉄を拡散結合させて
凝集構造体を形成させることによって鉄製品を製造する
ことは公知である。このコンパクトは製品の性質を向上
するための添加物を含有する。この場合、パーラ・イト
またはマルテンサイト微細組織を形成するため、炭素粉
末を添加し鉄に拡散侵入させる。また析出硬化および寸
法制御の向上のため銅を加えてもよい、米国特許第4.
618,473号には、細孔のまわりに残留オーステナ
イト組織を形成して亀裂の生成を抑制することによって
靭性を向上するため、ホウ化ニッケルを添加することが
述べられている。この研究の総論がメタル・パウダー・
レポート、40巻、2号。
凝集構造体を形成させることによって鉄製品を製造する
ことは公知である。このコンパクトは製品の性質を向上
するための添加物を含有する。この場合、パーラ・イト
またはマルテンサイト微細組織を形成するため、炭素粉
末を添加し鉄に拡散侵入させる。また析出硬化および寸
法制御の向上のため銅を加えてもよい、米国特許第4.
618,473号には、細孔のまわりに残留オーステナ
イト組織を形成して亀裂の生成を抑制することによって
靭性を向上するため、ホウ化ニッケルを添加することが
述べられている。この研究の総論がメタル・パウダー・
レポート、40巻、2号。
(1985年2月)に発表されている。
粉末冶金による生産では、所望の製品とほぼ同一の寸法
と形体のコンパクトを形成し、製品の仕上げに必要な機
械加工を、もしそれが必要としても、最少に止めること
が望まれている。銅およびホウ化ニッケルは鉄を焼結す
る好適な温度範囲において液体を形成する。この液体は
存在する化合物の鉄組織中への拡散を向上することがで
きる。
と形体のコンパクトを形成し、製品の仕上げに必要な機
械加工を、もしそれが必要としても、最少に止めること
が望まれている。銅およびホウ化ニッケルは鉄を焼結す
る好適な温度範囲において液体を形成する。この液体は
存在する化合物の鉄組織中への拡散を向上することがで
きる。
しかしながら、この液体が長時間存在すると、鉄の骨格
を変形させ、焼結晶はコンパクトの形と−致しなくなる
。
を変形させ、焼結晶はコンパクトの形と−致しなくなる
。
また、製品の耐摩耗性の向上が望まれている。
一般に鋳鉄、とくにクロムを含有する鋳鉄は粉末冶金鉄
製品よりも耐摩耗性が優れている。これは大きな硬い相
が鋳鉄中に存在するからである。
製品よりも耐摩耗性が優れている。これは大きな硬い相
が鋳鉄中に存在するからである。
本発明の耐摩耗性鉄合金焼結晶は炭素、ホウ素、ニッケ
ル、コバルト、およびマンガンの三種の金属からなる群
から選ばれる金属、および鉄を含むが、炭素約1〜2重
量%、銅0〜約4重量%、ホウ素約0.15〜1.2重
量%、ニッケル、コバルト、およびマンガンからなる群
から選ばれる金属0.7〜2.7重量%、および残りが
実質的に鉄からなり、マルテンサイトとパーライトとか
らなる群から選ばれる相から主として鉄合金を母体とし
、耐摩耗性を実質的に南北させるため、粒径が1マイク
ロメータより大きいホウ素セメンタイト粒子を焼結晶に
対し4容量%以上母体中に分散させていることを特徴と
する。
ル、コバルト、およびマンガンの三種の金属からなる群
から選ばれる金属、および鉄を含むが、炭素約1〜2重
量%、銅0〜約4重量%、ホウ素約0.15〜1.2重
量%、ニッケル、コバルト、およびマンガンからなる群
から選ばれる金属0.7〜2.7重量%、および残りが
実質的に鉄からなり、マルテンサイトとパーライトとか
らなる群から選ばれる相から主として鉄合金を母体とし
、耐摩耗性を実質的に南北させるため、粒径が1マイク
ロメータより大きいホウ素セメンタイト粒子を焼結晶に
対し4容量%以上母体中に分散させていることを特徴と
する。
すなわち、本発明は、主として低炭素鉄粉体からなる混
合粉を加圧成形し焼結することによって形成される改良
された鉄合金製品を提供するものであって、この製品は
耐摩耗性を実質的に向−ヒするのに効果的な丑の、効果
的大きさを有する硬いホウ素セメンタイト粒子を分散さ
せた主としてパーライトまたはマルテンサイト微細組織
を有する。
合粉を加圧成形し焼結することによって形成される改良
された鉄合金製品を提供するものであって、この製品は
耐摩耗性を実質的に向−ヒするのに効果的な丑の、効果
的大きさを有する硬いホウ素セメンタイト粒子を分散さ
せた主としてパーライトまたはマルテンサイト微細組織
を有する。
さらに詳しくは、本発明はまた炭素とホウ素を添加した
鉄粉のコンパクトを焼結することによって、L記のよう
な耐摩耗性の鉄合金製品を形成する粉末冶金法を提供す
るものであって、この焼結は、炭素とホウ素とを鉄組織
中の細孔から鉄組織中に拡散させ、その内部の各所に集
中させ、硬いホウ素セメンタイト粒子を形成させる効果
がある。
鉄粉のコンパクトを焼結することによって、L記のよう
な耐摩耗性の鉄合金製品を形成する粉末冶金法を提供す
るものであって、この焼結は、炭素とホウ素とを鉄組織
中の細孔から鉄組織中に拡散させ、その内部の各所に集
中させ、硬いホウ素セメンタイト粒子を形成させる効果
がある。
本発明の好適な態様においては、炭素粉末、ホウ化金属
粉末および銅粉末を混合した鉄粉を加圧成形し焼結する
ことによって、耐摩耗性が改良された鉄合金製品を製造
する粉末冶金方法を提供する。この焼結は鉄組織中への
上記添加物の拡散を促進するのに十分な時間液相の形成
を伴う、ただしこの時間は製品鉄合金の骨格構造をあき
らかに変形させるほど長くはない、上記のホウ化金属粉
末中には、鉄組織の内部への炭素およびホウ素の拡散を
促進する金属が含まれる。銅も同様にこの拡散を促進す
る。その結果、炭素とホウ素が内部の各地域に濃縮され
、硬いホウ素セメンタイト粒子を形成し、これらの粒子
は製品の耐摩耗性を実質的に向上する。
粉末および銅粉末を混合した鉄粉を加圧成形し焼結する
ことによって、耐摩耗性が改良された鉄合金製品を製造
する粉末冶金方法を提供する。この焼結は鉄組織中への
上記添加物の拡散を促進するのに十分な時間液相の形成
を伴う、ただしこの時間は製品鉄合金の骨格構造をあき
らかに変形させるほど長くはない、上記のホウ化金属粉
末中には、鉄組織の内部への炭素およびホウ素の拡散を
促進する金属が含まれる。銅も同様にこの拡散を促進す
る。その結果、炭素とホウ素が内部の各地域に濃縮され
、硬いホウ素セメンタイト粒子を形成し、これらの粒子
は製品の耐摩耗性を実質的に向上する。
本発明の好適な実施態様においては1本発明でえられる
鉄合金製品は鉄合金母体中に分散した硬いホウ素セメン
タイト粒子を含有する。この母体は主としてマルテンサ
イトまたはパーライトである。上記の粒子は1マイクロ
メータより大きい粒径を有する。さらにこれらの硬い粒
子は4容量%以」;、より好ましくは10〜30容量%
存在する。硬いホウ素セメンタイト粒子が、このような
大きさで、このような量存在するときは、耐摩耗性を実
質的に向上する効果があることが見出されている。
鉄合金製品は鉄合金母体中に分散した硬いホウ素セメン
タイト粒子を含有する。この母体は主としてマルテンサ
イトまたはパーライトである。上記の粒子は1マイクロ
メータより大きい粒径を有する。さらにこれらの硬い粒
子は4容量%以」;、より好ましくは10〜30容量%
存在する。硬いホウ素セメンタイト粒子が、このような
大きさで、このような量存在するときは、耐摩耗性を実
質的に向上する効果があることが見出されている。
本鉄合金製品は、低炭素鉄粉を主成分とし、炭素粉末約
1〜2重量%と銅粉末約2〜3重量%を含有する緊密に
混合された粉体を加圧成形し焼結することによって好適
に成形される。ここで言うg!、Qパーセントは製品金
属の全量に対する値であって、加工を容易にするため添
加する蒸発性潤滑剤のような揮散性物質の重量は含まな
い。このような揮散性の物質は焼結中に散逸し製品の重
量に含まれることはない。
1〜2重量%と銅粉末約2〜3重量%を含有する緊密に
混合された粉体を加圧成形し焼結することによって好適
に成形される。ここで言うg!、Qパーセントは製品金
属の全量に対する値であって、加工を容易にするため添
加する蒸発性潤滑剤のような揮散性物質の重量は含まな
い。このような揮散性の物質は焼結中に散逸し製品の重
量に含まれることはない。
上記の混合粉は、炭素および銅以外に、金属ホウ化物、
好適にはニッケルのホウ化物の粉末を含む、このホウ化
物は製品中のホウ素の含有率を約0.15〜1.2重量
%にするのに十分な量添加する。ホウ化ニッケルの好適
な添加量は約0.8〜3.1重量%である。ホウ素の一
部はホウ化鉄として加えてもよい。
好適にはニッケルのホウ化物の粉末を含む、このホウ化
物は製品中のホウ素の含有率を約0.15〜1.2重量
%にするのに十分な量添加する。ホウ化ニッケルの好適
な添加量は約0.8〜3.1重量%である。ホウ素の一
部はホウ化鉄として加えてもよい。
焼結中、主成分の鉄粒子は互いに拡散結合して凝集した
骨格構造を形成するが、この構造には鉄粉未組織に特有
の間隙細孔が存在する。この骨格構造中に炭素が急速に
拡散して、冷却した製品中に、マルテンサイトまたはパ
ーライト微細組織を形成するに必要な濃度よりも過剰に
炭素が含有される。また焼結の初期に、ホウ化ニッケル
はコンパクト内の細孔内面を濡らす過渡的液相を形成し
、鉄と密接に接触する。ホウ素は液相から鉄組織中に急
速に拡散する。ニッケルもまた液相から鉄組織中に急速
に拡散するが、炭素やホウ素はど速くはない、このよう
にホウ化物に由来する液相が形成されニッケルおよびホ
ウ素の拡散を促進するが、短時間後に液相は消減し、骨
格の変形は避けられる。銅もまた過渡的液相を形成し細
孔内面を被覆し、ホウ素や炭素よりは遅い速度で鉄骨路
中へ拡散する。このニッケルおよび銅の遅い拡散のため
、これらは細孔付近に濃縮され、一方ホウ素と炭素は鉄
骨格の内部にe縮される傾向がある。ニッケルと銅が細
孔付近にe縮されるため、炭素とホウ素との内部への拡
散が促進されると考えられる。いかなる場合でも、炭素
およびホウ素は鉄母体の内部に蓄積され所望の硬いホウ
素セメンタイト粒子を形成する。
骨格構造を形成するが、この構造には鉄粉未組織に特有
の間隙細孔が存在する。この骨格構造中に炭素が急速に
拡散して、冷却した製品中に、マルテンサイトまたはパ
ーライト微細組織を形成するに必要な濃度よりも過剰に
炭素が含有される。また焼結の初期に、ホウ化ニッケル
はコンパクト内の細孔内面を濡らす過渡的液相を形成し
、鉄と密接に接触する。ホウ素は液相から鉄組織中に急
速に拡散する。ニッケルもまた液相から鉄組織中に急速
に拡散するが、炭素やホウ素はど速くはない、このよう
にホウ化物に由来する液相が形成されニッケルおよびホ
ウ素の拡散を促進するが、短時間後に液相は消減し、骨
格の変形は避けられる。銅もまた過渡的液相を形成し細
孔内面を被覆し、ホウ素や炭素よりは遅い速度で鉄骨路
中へ拡散する。このニッケルおよび銅の遅い拡散のため
、これらは細孔付近に濃縮され、一方ホウ素と炭素は鉄
骨格の内部にe縮される傾向がある。ニッケルと銅が細
孔付近にe縮されるため、炭素とホウ素との内部への拡
散が促進されると考えられる。いかなる場合でも、炭素
およびホウ素は鉄母体の内部に蓄積され所望の硬いホウ
素セメンタイト粒子を形成する。
このように、本発明によると、圧縮した鉄粉+−i炭素
粉末と金属ホウ化物粉末とを含有する。ホウ化ニッケル
は入手が容易であり、高価ではないので、より好ましい
、ホウ化コバルト、マンガンコバルトも適用できる。金
属ホウ化物は、焼結の際圧縮粉体中に過渡的液相を形成
し、上記成分の鉄組織中への拡散を促進するものを選択
する。さらに、ホウ化物に由来する非鉄金属の拡散は炭
素またはホウ素の拡散より遅いので、これらを細孔から
追いやる作用を助長する。もし添加するなら、銅も鉄骨
路中に拡散し、同様にホウ素と炭素とを細孔から遠くへ
拡散させる。その結果、硬いホウ素セメンタイト粒子が
母体に形成される。鉄母体に溶けた炭素は、これらの硬
い粒子をしっかり保持するのに好適なマルテンサイトま
たはパーライト母体を生成する。焼結の際の液相の量お
よびその持続時間は限られているので、鉄管路の変形が
避けられる。このようにして、本発明によると、耐摩耗
性の向上のためその場で生成させたホウ素セメンタイト
の大きな粒子を含む網状に近い構造を有する鉄合金製品
が製造される。
粉末と金属ホウ化物粉末とを含有する。ホウ化ニッケル
は入手が容易であり、高価ではないので、より好ましい
、ホウ化コバルト、マンガンコバルトも適用できる。金
属ホウ化物は、焼結の際圧縮粉体中に過渡的液相を形成
し、上記成分の鉄組織中への拡散を促進するものを選択
する。さらに、ホウ化物に由来する非鉄金属の拡散は炭
素またはホウ素の拡散より遅いので、これらを細孔から
追いやる作用を助長する。もし添加するなら、銅も鉄骨
路中に拡散し、同様にホウ素と炭素とを細孔から遠くへ
拡散させる。その結果、硬いホウ素セメンタイト粒子が
母体に形成される。鉄母体に溶けた炭素は、これらの硬
い粒子をしっかり保持するのに好適なマルテンサイトま
たはパーライト母体を生成する。焼結の際の液相の量お
よびその持続時間は限られているので、鉄管路の変形が
避けられる。このようにして、本発明によると、耐摩耗
性の向上のためその場で生成させたホウ素セメンタイト
の大きな粒子を含む網状に近い構造を有する鉄合金製品
が製造される。
本発明は以下の実施例によって、より良く理解される。
実施例1
普通の鉄粉末約94.1重量部、グラファイト粉末的1
.4取量部、銅粉末的2.0重量部、ホウ化ニッケル粉
末約0.8重量部、ホウ化鉄粉末約1.7重量部、およ
び市販の型プレス用潤滑剤0.75重量部からなる混合
粉体を加圧成形し焼結することによって、自動車のディ
ストリビュータ−争ギアを作製した。この鉄粉は低炭素
の市阪品で炭素の含有量・は最大o、oi玉量%で粒径
を60メツシユ以rにした。グラファイト粉末はニュー
ジャシイ州ジョゼフ・ディクソン・クルジプル社がKS
−2という商品名で市販している合成品で粒径は約2〜
5マイクロメータである。金属銅粉は市販の純正なもの
で、325メツシユ以下にした。ホウ化ニッケル金属間
化合物NiBから実質的になるアークによって熔融した
粉末を添加したが、これはホウ素を約14.8%含有し
、残りはニッケルと不純物である。ホウ化鉄は実質的に
金属間化合物FeBからなり、ホウ素を約16%含有し
、残りは鉄と不純物である。市販のホウ化ニッケルとホ
ウ化鉄を粉末にするため、粉砕して400メツシユ以下
の大きさにした。型プレス用潤・滑剤は米国コネチカッ
ト州グリコ社からアクラワックスCアトマイズドという
商品で市販されているものを用いた。
.4取量部、銅粉末的2.0重量部、ホウ化ニッケル粉
末約0.8重量部、ホウ化鉄粉末約1.7重量部、およ
び市販の型プレス用潤滑剤0.75重量部からなる混合
粉体を加圧成形し焼結することによって、自動車のディ
ストリビュータ−争ギアを作製した。この鉄粉は低炭素
の市阪品で炭素の含有量・は最大o、oi玉量%で粒径
を60メツシユ以rにした。グラファイト粉末はニュー
ジャシイ州ジョゼフ・ディクソン・クルジプル社がKS
−2という商品名で市販している合成品で粒径は約2〜
5マイクロメータである。金属銅粉は市販の純正なもの
で、325メツシユ以下にした。ホウ化ニッケル金属間
化合物NiBから実質的になるアークによって熔融した
粉末を添加したが、これはホウ素を約14.8%含有し
、残りはニッケルと不純物である。ホウ化鉄は実質的に
金属間化合物FeBからなり、ホウ素を約16%含有し
、残りは鉄と不純物である。市販のホウ化ニッケルとホ
ウ化鉄を粉末にするため、粉砕して400メツシユ以下
の大きさにした。型プレス用潤・滑剤は米国コネチカッ
ト州グリコ社からアクラワックスCアトマイズドという
商品で市販されているものを用いた。
これらの各種粉末を配合し均一な混合物とし、実質的に
所望のギアの寸法と形体を有するダイスに入れた。この
粉末混合物をダイス内で加圧成形し密度が約6 、7
g/cm3の未焼結コンパクトとした。
所望のギアの寸法と形体を有するダイスに入れた。この
粉末混合物をダイス内で加圧成形し密度が約6 、7
g/cm3の未焼結コンパクトとした。
このコンパクトを真空炉中で2段階で加熱した。炉は1
0 、67 Pa(8X 10″z2 ) −)Iy)
(7)真空とした後、潤滑剤が蒸発するのに十分な時間
、すなわち約半時間コンパクトを約500℃に加熱した
0次に炉の温度を1120℃に上げ、焼結のため約20
分間保持した。焼結したコンパクトを炉の高温帯域から
除去し、乾燥チッ素ガス対流に曝らしながら室温に冷却
した。
0 、67 Pa(8X 10″z2 ) −)Iy)
(7)真空とした後、潤滑剤が蒸発するのに十分な時間
、すなわち約半時間コンパクトを約500℃に加熱した
0次に炉の温度を1120℃に上げ、焼結のため約20
分間保持した。焼結したコンパクトを炉の高温帯域から
除去し、乾燥チッ素ガス対流に曝らしながら室温に冷却
した。
えられた焼結晶の微細構造を図に示す0図は主としてマ
ルテンサイトと微細なパーライトからなり、細孔Bを有
する鉄母体を示している。微細構造は分散された粒子A
を含有しており、これらの粒子はX線回折分析と電子プ
ローグ微量分析で同定された。硬い粒子Aは、定量的金
属組織学的分析によると、微細組織の約17.5容量%
を占める。ギアを自動車エンジンに用いる模似試験によ
ると、この構造を有するギアは通常のクロム合金鋳鉄製
デストリピユータ・ギアよりもすぐれた耐摩耗性を示し
た。
ルテンサイトと微細なパーライトからなり、細孔Bを有
する鉄母体を示している。微細構造は分散された粒子A
を含有しており、これらの粒子はX線回折分析と電子プ
ローグ微量分析で同定された。硬い粒子Aは、定量的金
属組織学的分析によると、微細組織の約17.5容量%
を占める。ギアを自動車エンジンに用いる模似試験によ
ると、この構造を有するギアは通常のクロム合金鋳鉄製
デストリピユータ・ギアよりもすぐれた耐摩耗性を示し
た。
実施例2
鉄粉末約88.4部、グラファイト粉末1.6部、ホウ
化ニッケル粉末1.5部、ホウ化鉄粉末5.5部、銅粉
末3.0部、および揮散性型プレス用潤滑剤0.75部
からなる混合粉体を、実施例1と実質的に同様の方法で
加圧成形し焼結して:iS=のディトリピユータ・ギア
を作製した。えられたギアは実施例1のギアとほぼ同様
の性格の微細構造を示したが、硬い粒子の含有量は約2
8容量%で自動車エンジン模似試験において、少ない摩
耗を示した。
化ニッケル粉末1.5部、ホウ化鉄粉末5.5部、銅粉
末3.0部、および揮散性型プレス用潤滑剤0.75部
からなる混合粉体を、実施例1と実質的に同様の方法で
加圧成形し焼結して:iS=のディトリピユータ・ギア
を作製した。えられたギアは実施例1のギアとほぼ同様
の性格の微細構造を示したが、硬い粒子の含有量は約2
8容量%で自動車エンジン模似試験において、少ない摩
耗を示した。
実施例3
鉄粉末約93.6部、銅粉末2.0部、ホウ化ニッケル
粉末3.0部、炭素粉末1.4部、および揮散性型プレ
ス用潤滑剤0.75部からなる混合粉体を、実施例1,
2と実質的に同様の方法で加圧成形し焼結し、焼結金属
ギアを成形した。えられた微細組織は硬い粒子を約22
容量%含有することを示した。母体は主としてマルテン
サイトと微細なパーライトから構成されていたが、約1
0容量%のオーステナイトを含み、これは主として細孔
のまわりに東っていた。このオーステナイトは引用文献
としてあげた米国特許第4.818.473号に開示さ
れているとおりに形成されたものと考えられる。えられ
たギアは自動車エンジン模似試験において満足すべき耐
摩耗性を示した。
粉末3.0部、炭素粉末1.4部、および揮散性型プレ
ス用潤滑剤0.75部からなる混合粉体を、実施例1,
2と実質的に同様の方法で加圧成形し焼結し、焼結金属
ギアを成形した。えられた微細組織は硬い粒子を約22
容量%含有することを示した。母体は主としてマルテン
サイトと微細なパーライトから構成されていたが、約1
0容量%のオーステナイトを含み、これは主として細孔
のまわりに東っていた。このオーステナイトは引用文献
としてあげた米国特許第4.818.473号に開示さ
れているとおりに形成されたものと考えられる。えられ
たギアは自動車エンジン模似試験において満足すべき耐
摩耗性を示した。
実施例4
ホウ化ニッケルの代りにホウ化コバルトを用いたほかは
実施例3と同様にして鉄焼結品を作製した。このホウ化
コバルトはホウ素を16.1重量%含宥し、残りはコバ
ルトと不純物であり、これを400メツシユ以下に粉砕
した。ホウ化コバルト粉末約3.0部、銅粉末的2.0
炭素粉末1.4部、鉄粉93.6部、および揮散性の型
プレス用潤滑剤約0.55部からなる混合粉体を調製し
、これを加圧成形して密度を約6 、7 g/cm3と
し、約1 、33Pa(101)−ル)の真空下で焼結
した。焼結は、約500℃で約30分間加熱して潤滑剤
を完全に蒸発させ、次に約1120℃に昇温し、同温度
に約20分間保持した後、乾燥チッ素ガスで急冷した。
実施例3と同様にして鉄焼結品を作製した。このホウ化
コバルトはホウ素を16.1重量%含宥し、残りはコバ
ルトと不純物であり、これを400メツシユ以下に粉砕
した。ホウ化コバルト粉末約3.0部、銅粉末的2.0
炭素粉末1.4部、鉄粉93.6部、および揮散性の型
プレス用潤滑剤約0.55部からなる混合粉体を調製し
、これを加圧成形して密度を約6 、7 g/cm3と
し、約1 、33Pa(101)−ル)の真空下で焼結
した。焼結は、約500℃で約30分間加熱して潤滑剤
を完全に蒸発させ、次に約1120℃に昇温し、同温度
に約20分間保持した後、乾燥チッ素ガスで急冷した。
えられた微細構造体は微細なパーライト組織を約74容
;逢%、硬いホウ素セメンタイト粒子を約18容量%含
有していた。残りは主として、マルテンサイトと細孔の
まわりの残留オーステナイト領域からなっていた。
;逢%、硬いホウ素セメンタイト粒子を約18容量%含
有していた。残りは主として、マルテンサイトと細孔の
まわりの残留オーステナイト領域からなっていた。
このように、本発明による製品は、鉄合金母体と、この
中に分布しているホウ素セメンタイトの硬い粒子相とか
らなる。ホウ素セメンタイトはネ1方品系の鉄−ホウ素
−炭素金属間化合物で通常のセメンタイトと類似してい
るが、炭素の一部がホウ素に置き換えられたものである
。このホウ素置換はFe2Bに特有の正方晶形格子を生
ずるほどには大11】なものではない0本発明によって
生ずるホウ素セメンタイト粒子は一般に式Fe5(Cx
B+−x)の構造を有することを特徴とすることが判明
している。上式中、Feは鉄Cは炭素、Bはホウ素で、
Xは0.4〜0.6の数を示す、この粒子は高い硬度を
有するだけでなく、摩耗特性に影響をおよぼすのに十分
な大きさを有する。マイクロメータ未満の大きさの粒子
はこの目的には効果がないと考えられる。また、耐摩耗
性の向上はこの硬い粒子の容量百分率に関係があると考
えられる。約4容量%未満の@!質粒子は製品の摩耗を
大巾に減少させる効果はないことが判っている。硬質粒
子が30%よりも多く製品に含まれる場合も製品の摩耗
を減少させるが、添加成分、とくに偏析をおこしやすい
炭素の不均一な分布によって生ずる骨格の局所的変形を
伴なわずに製品を作製することはむづかしい、10〜3
0容量%の硬質粒子が含まれることがより好ましい。
中に分布しているホウ素セメンタイトの硬い粒子相とか
らなる。ホウ素セメンタイトはネ1方品系の鉄−ホウ素
−炭素金属間化合物で通常のセメンタイトと類似してい
るが、炭素の一部がホウ素に置き換えられたものである
。このホウ素置換はFe2Bに特有の正方晶形格子を生
ずるほどには大11】なものではない0本発明によって
生ずるホウ素セメンタイト粒子は一般に式Fe5(Cx
B+−x)の構造を有することを特徴とすることが判明
している。上式中、Feは鉄Cは炭素、Bはホウ素で、
Xは0.4〜0.6の数を示す、この粒子は高い硬度を
有するだけでなく、摩耗特性に影響をおよぼすのに十分
な大きさを有する。マイクロメータ未満の大きさの粒子
はこの目的には効果がないと考えられる。また、耐摩耗
性の向上はこの硬い粒子の容量百分率に関係があると考
えられる。約4容量%未満の@!質粒子は製品の摩耗を
大巾に減少させる効果はないことが判っている。硬質粒
子が30%よりも多く製品に含まれる場合も製品の摩耗
を減少させるが、添加成分、とくに偏析をおこしやすい
炭素の不均一な分布によって生ずる骨格の局所的変形を
伴なわずに製品を作製することはむづかしい、10〜3
0容量%の硬質粒子が含まれることがより好ましい。
この硬質粒子は非フェライト組織の母体中に分布してい
る。比較的硬度が高いマルテンサイトまたはパーライト
で母体が構成されることがより好ましい、母体は少量の
残留オーステナイトを含んでいてもよい、このオーステ
ナイトはホウ化物に由来する金属、特にニッケルまたは
コバルトが濃縮されることによって細孔のまわりに安定
化される。この残留オーステナイトは、米国特許第4.
618,473号に述べられているように、亀裂の生成
を抑制することによって靭性を向上させると思われる。
る。比較的硬度が高いマルテンサイトまたはパーライト
で母体が構成されることがより好ましい、母体は少量の
残留オーステナイトを含んでいてもよい、このオーステ
ナイトはホウ化物に由来する金属、特にニッケルまたは
コバルトが濃縮されることによって細孔のまわりに安定
化される。この残留オーステナイトは、米国特許第4.
618,473号に述べられているように、亀裂の生成
を抑制することによって靭性を向上させると思われる。
しかしながら、オーステナイトはマルテンサイトやパー
ライトに比べて柔かいので、耐摩耗性の向上に直接寄手
してはいないと考えられる。また、柔かなオーステナイ
ト相と上記粒子との境界は1粒子を母体中に十分に接着
しておくことができないから1粒子の効果を低下させる
。したがって、残留オーステナイトの微細構造体中の容
量は約12%未満に限定することが望ましい。
ライトに比べて柔かいので、耐摩耗性の向上に直接寄手
してはいないと考えられる。また、柔かなオーステナイ
ト相と上記粒子との境界は1粒子を母体中に十分に接着
しておくことができないから1粒子の効果を低下させる
。したがって、残留オーステナイトの微細構造体中の容
量は約12%未満に限定することが望ましい。
製品微細構造体のさらに一つの特徴は鉄骨格内部の細孔
から離れた各所に硬い粒子が位置していることである。
から離れた各所に硬い粒子が位置していることである。
すなわち、これらの粒子は硬質母体に囲まれ、その中に
埋没しており、反対に細孔の付近では母体とこれらの粒
子との接触は少なく、柔かな相が存在していると思われ
る。
埋没しており、反対に細孔の付近では母体とこれらの粒
子との接触は少なく、柔かな相が存在していると思われ
る。
本発明によると、主として鉄粉からなる混合物を焼結す
ることによって鉄合金製品が製造される、この鉄粉は炭
素もホウ素も大量には含まない鉄または鉄合金からなる
ことが適当である。炭素は過共析母体を生成し、所9の
硬い粒子を形成するのに十分な景況合物に添加する。0
.03重量%程度の少量の炭素が真空焼結の際失われる
。1重量%未満の炭素の添加は、所望の4容量%の硬い
粒子を生成するには不十分であると考えられる。約2%
よりも多く炭素を加えると加工中に偏析を生ずる傾向が
あり、そのため焼結中に局所的に過剰の液体を生成する
ことがあり、これが構造を変形させる。炭素含量は1.
2〜1.8重量%内に保つことがより好ましい。
ることによって鉄合金製品が製造される、この鉄粉は炭
素もホウ素も大量には含まない鉄または鉄合金からなる
ことが適当である。炭素は過共析母体を生成し、所9の
硬い粒子を形成するのに十分な景況合物に添加する。0
.03重量%程度の少量の炭素が真空焼結の際失われる
。1重量%未満の炭素の添加は、所望の4容量%の硬い
粒子を生成するには不十分であると考えられる。約2%
よりも多く炭素を加えると加工中に偏析を生ずる傾向が
あり、そのため焼結中に局所的に過剰の液体を生成する
ことがあり、これが構造を変形させる。炭素含量は1.
2〜1.8重量%内に保つことがより好ましい。
銅の添加は硬いホウ素セメンタイト粒子の形成に不可欠
とは考えられないが、銅は添加する方が好ましい、銅で
合金化すると母体の硬度が増加し、鉄骨格が膨張し、焼
結の際のその収縮を補う、また銅は炭素とホウ素とを細
孔付近から追い出し、鉄組織の内部の各領域に集め、硬
い粒子を形成させる。これはホウ素と炭素が銅に対し親
和性が比較的低いことに帰因する。これらの理由によれ
ば、銅はできるだけ多く添加することが望ましい、しか
しながら約4重量%よりも多く添加すると、焼結の際、
過剰の液が生成し、製品の望ましからぬ変形を引きおこ
す、一般に銅は2〜3重に%添加することが、より好ま
しい。
とは考えられないが、銅は添加する方が好ましい、銅で
合金化すると母体の硬度が増加し、鉄骨格が膨張し、焼
結の際のその収縮を補う、また銅は炭素とホウ素とを細
孔付近から追い出し、鉄組織の内部の各領域に集め、硬
い粒子を形成させる。これはホウ素と炭素が銅に対し親
和性が比較的低いことに帰因する。これらの理由によれ
ば、銅はできるだけ多く添加することが望ましい、しか
しながら約4重量%よりも多く添加すると、焼結の際、
過剰の液が生成し、製品の望ましからぬ変形を引きおこ
す、一般に銅は2〜3重に%添加することが、より好ま
しい。
ホウ素セメンタイト粒子中のホウ素源は、適当な金属ホ
ウ化物粉末を添加することによって与えられる。この場
合、ホウ化鉄粉末を併用してもよい、ホウ素を含有する
液相を形成し、ホウ素の鉄母体中への拡散を促進するこ
とが望ましい、固体状態での拡散と比較して、液相は鉄
と密に接触し、また各成分の活性を高める。しかしなが
ら、鉄骨格構造の変形を伴う侵食を避けるため、この液
体の容積と液相の保持時間を制限することが望ましい、
金属銅の添加を行なう実施態様においては、さらに、生
成したホウ素液が、銅が約1083℃で熔融する前に消
滅することが、過剰の液の生成を避けるために望ましい
、すなわち、好適なホウ素源は過渡的液相を焼結の初期
に短時間生成し、各成分が拡散すれば急速に消滅するも
のである。この好適なホウ素源は、ニッケル、コバルト
、およびマンガンからなる群から選ばれる金属のホウ化
物からなる。これらの金属のホウ化物は焼結の際、鉄粉
のコンパクト中で液化する。
ウ化物粉末を添加することによって与えられる。この場
合、ホウ化鉄粉末を併用してもよい、ホウ素を含有する
液相を形成し、ホウ素の鉄母体中への拡散を促進するこ
とが望ましい、固体状態での拡散と比較して、液相は鉄
と密に接触し、また各成分の活性を高める。しかしなが
ら、鉄骨格構造の変形を伴う侵食を避けるため、この液
体の容積と液相の保持時間を制限することが望ましい、
金属銅の添加を行なう実施態様においては、さらに、生
成したホウ素液が、銅が約1083℃で熔融する前に消
滅することが、過剰の液の生成を避けるために望ましい
、すなわち、好適なホウ素源は過渡的液相を焼結の初期
に短時間生成し、各成分が拡散すれば急速に消滅するも
のである。この好適なホウ素源は、ニッケル、コバルト
、およびマンガンからなる群から選ばれる金属のホウ化
物からなる。これらの金属のホウ化物は焼結の際、鉄粉
のコンパクト中で液化する。
例えば、ホウ化ニッケルは鉄コンパクトを約1030℃
を越える温度に加熱すると液相を形成する。これに対し
、ホウ化鉄は好適な焼結温度において液相を形成しない
、但し、ホウ化物の液相の形成後、これに溶解すると思
われ、ニッケル、コバルト、またはマンガンのホウ化物
と組合せて用いるのに適している。さらに、ホウ素は、
適当な金属ホウ化物の液体から鉄組織中へ急速に拡散す
るような相対的親和性を有している。ホウ化物に由来す
る比較的崇高い金属が鉄中を拡散するとき、この拡散は
、ホウ素または炭素の拡散より実質的に遅いが、この金
属がホウ素と炭素を鉄組織の内部へ駆動し、この内部で
ホウ素と炭素が集まり、所望の硬い粒子を生成するのに
十分な濃度に達する。ホウ化ニッケル、ホウ化コバルト
、およびホウ化マンガンの各粉末のほか、このような金
属を2種以上含むか、そのような金属と鉄とを併せて含
む、ホウ化物を添加することもできる。
を越える温度に加熱すると液相を形成する。これに対し
、ホウ化鉄は好適な焼結温度において液相を形成しない
、但し、ホウ化物の液相の形成後、これに溶解すると思
われ、ニッケル、コバルト、またはマンガンのホウ化物
と組合せて用いるのに適している。さらに、ホウ素は、
適当な金属ホウ化物の液体から鉄組織中へ急速に拡散す
るような相対的親和性を有している。ホウ化物に由来す
る比較的崇高い金属が鉄中を拡散するとき、この拡散は
、ホウ素または炭素の拡散より実質的に遅いが、この金
属がホウ素と炭素を鉄組織の内部へ駆動し、この内部で
ホウ素と炭素が集まり、所望の硬い粒子を生成するのに
十分な濃度に達する。ホウ化ニッケル、ホウ化コバルト
、およびホウ化マンガンの各粉末のほか、このような金
属を2種以上含むか、そのような金属と鉄とを併せて含
む、ホウ化物を添加することもできる。
一般に、ホウ素の添加は製品中のホウ素の含量が0.1
5〜1.2重量%となるのに十分な量とする。硬い粒子
の所望の濃度4%をえるには少くとも0.15重量%の
ホウ素が必要である。しかし、ホウ化物をあまり多く加
えると過剰の液相が生じ製品構造の変形をおこす傾向が
ある。ニッケルの場合、少くとも約0.8重量%のホウ
化ニッケル粉末を添加することが望ましい、しかし、ホ
ウ化ニッケルを約3.1重量%よりも多く添加すると、
オーステナイト相が過度に生じ耐摩耗性を低下させる。
5〜1.2重量%となるのに十分な量とする。硬い粒子
の所望の濃度4%をえるには少くとも0.15重量%の
ホウ素が必要である。しかし、ホウ化物をあまり多く加
えると過剰の液相が生じ製品構造の変形をおこす傾向が
ある。ニッケルの場合、少くとも約0.8重量%のホウ
化ニッケル粉末を添加することが望ましい、しかし、ホ
ウ化ニッケルを約3.1重量%よりも多く添加すると、
オーステナイト相が過度に生じ耐摩耗性を低下させる。
ホウ化ニッケルNiBを添加する方が好ましいがN+2
B8るいはNIB l!l:N+2Bとの合金のような
他のニッケルホウ化物の粉末と置き換えてもよい。ニッ
ケル濃度は約0.7〜2.7%の範囲内にあることがよ
り好ましい。残りのホウ素は鉄−ホウ素合金、より好ま
しくは前記実施例におけるようにホウ化鉄FeBの形体
で添加する。コバルトおよびマンガンの原子量はニッケ
ルの原子量とほぼ等しいので、これらの金属にも上記と
同程度の値が適用されると考えられる。
B8るいはNIB l!l:N+2Bとの合金のような
他のニッケルホウ化物の粉末と置き換えてもよい。ニッ
ケル濃度は約0.7〜2.7%の範囲内にあることがよ
り好ましい。残りのホウ素は鉄−ホウ素合金、より好ま
しくは前記実施例におけるようにホウ化鉄FeBの形体
で添加する。コバルトおよびマンガンの原子量はニッケ
ルの原子量とほぼ等しいので、これらの金属にも上記と
同程度の値が適用されると考えられる。
本発明の上述の実施態様において、コンパクトを、主要
各成分金属の酸化だけでなく、ホウ素の酸化も最小限に
止めるよう、真空炉中で焼結する。焼結は、酸化性の物
質との接触をできるだけ少くできる方法であれば、いか
なる慣用の方法によってもよい0例えば、還元性雰囲気
、分解アンモニア雰囲気、水素雰囲気、あるいは乾燥不
活性ガス雰囲気中で、コンパクトを適当に焼結できる。
各成分金属の酸化だけでなく、ホウ素の酸化も最小限に
止めるよう、真空炉中で焼結する。焼結は、酸化性の物
質との接触をできるだけ少くできる方法であれば、いか
なる慣用の方法によってもよい0例えば、還元性雰囲気
、分解アンモニア雰囲気、水素雰囲気、あるいは乾燥不
活性ガス雰囲気中で、コンパクトを適当に焼結できる。
そのほか、メタノールまたはプロパンなどの炭化水素源
からも適当な焼結雰囲気を導入することができる。銅の
好適な添加を含む実施態様においては、銅の融点約10
83℃以上で、望ましい銅液相が生ずるように焼結を適
正に行なう、鉄の拡散結合を高めるためにはさらに高い
温度が好ましい、しかしながら、1150℃より高い温
度ではコンパクトの取扱に実施上の問題が生ずる。
からも適当な焼結雰囲気を導入することができる。銅の
好適な添加を含む実施態様においては、銅の融点約10
83℃以上で、望ましい銅液相が生ずるように焼結を適
正に行なう、鉄の拡散結合を高めるためにはさらに高い
温度が好ましい、しかしながら、1150℃より高い温
度ではコンパクトの取扱に実施上の問題が生ずる。
1110〜1120℃の焼結温度がより好ましい、焼結
時間は鉄の拡散結合および各種合金の鉄格子中への拡散
に十分な程度であることが望ましい、焼結温度が好適な
範囲であれば、約15〜35分間の焼結時間で満足な構
造体が作製される。
時間は鉄の拡散結合および各種合金の鉄格子中への拡散
に十分な程度であることが望ましい、焼結温度が好適な
範囲であれば、約15〜35分間の焼結時間で満足な構
造体が作製される。
図面は、本発明に従って製造した微細組織の顕微鏡写真
である。
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、炭素約1〜2重量%、銅0〜約4重量%、ホウ素約
0.15〜1.2重量%、ニッケル、コバルト、および
マンガンからなる群から選ばれる金属0.7〜2.7重
量%、残りは実質的に鉄からなる組成を有し、マルテン
サイトとパーライトとからなる群から選ばれる相から主
としてなる鉄合金母体と、製品の耐摩耗性を実質的に向
上させるため、母体中に製品に対し4容量%以上分散さ
せた粒径が1マイクロメータより大きいホウ素セメンタ
イト粒子とからなることを特徴とする炭素、ホウ素、ニ
ッケル・コバルト・マンガンからなる群から選ばれる金
属、及び鉄を含有する耐摩耗性鉄焼結品。 2、炭素約1.2〜1.8重量%、銅2〜3重量%、ホ
ウ素0.15〜1.2重量%、ニッケル0.7〜2.7
重量%、残りが実質的に鉄からなり、前記ホウ素セメン
タイト粒子が、製品に対し10〜30容量%存在するこ
とを特徴とする、特許請求の範囲第1項の耐摩耗性鉄焼
結品。 3、製品金属の重量に対し、炭素粉末約1〜2%、所望
により銅粉約4%以下、ニッケル、コバルト、およびマ
ンガンからなる群から選ばれる金属のホウ素化物であっ
て焼結に際し過渡的液相を形成するホウ素源粉末、およ
び残りは実質的に低炭素鉄粉末からなる混合粉を圧縮し
、鉄粉が結合して一体構造を形成し、炭素とホウ素がこ
の構造中に拡散して、主としてマルテンサイトまたはパ
ーライトからなる前記鉄合金母体中に、前記ホウ素セメ
ンタイト粒子が分散しているという特徴を有する微細構
造体を形成するのに十分な温度で十分な時間混合粉を焼
結することを特徴とする特許請求の範囲第1項の耐摩耗
性鉄合金製品を成形する粉末冶金方法。 4、前記混合粉が、製品金属の重量に対し、約1〜2%
の炭素粉末、約2〜3%の銅粉末、ホウ素の濃度を約0
.15〜1.2%とするのに有効な量の前記ホウ素源粉
末、および残りが実質的に低炭素鉄粉末からなり、前記
の焼結が、鉄粉を結合して一体構造とし、炭素、ホウ素
、銅、およびホウ素源に含まれる前記金属をこの構造中
に拡散させ、主としてマルテンサイトまたはパーライト
からなる微細構造を形成させるに十分な温度で十分な時
間行なわれ、そのため炭素とホウ素が前記構造中の各所
に蓄積され前記ホウ素セメンタイト粒子を形成すること
を特徴とする特許請求の範囲第3項の粉末冶金方法。 5、前記ホウ素源が、製品金属中のニッケル濃度を約0
.7〜2.7重量%とするのに十分な量のホウ化ニッケ
ルからなることを特徴とする特許請求の範囲第4項の粉
末冶金方法。 6、前記ホウ素源が、ホウ化ニッケル化合物からなる粉
末0.8〜3.1%と、任意にホウ素化鉄化合物からな
る粉末を含有し、前記混合粉を1100〜1150℃で
、約10〜30容量%のホウ素セメンタイト粒子が前記
鉄母体中に分散されている微細構造を有する前記一体構
造を形成するのに十分な時間焼結することを特徴とする
特許請求の範囲第4項の粉末冶金方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US06/913,488 US4678510A (en) | 1985-12-24 | 1986-09-30 | Wear resistant iron powder article |
US913488 | 1986-09-30 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6389642A true JPS6389642A (ja) | 1988-04-20 |
Family
ID=25433319
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62244437A Pending JPS6389642A (ja) | 1986-09-30 | 1987-09-30 | 耐摩耗性鉄焼結品 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4678510A (ja) |
EP (1) | EP0262774B1 (ja) |
JP (1) | JPS6389642A (ja) |
CA (1) | CA1294462C (ja) |
DE (1) | DE3780113T2 (ja) |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4849164A (en) * | 1988-02-29 | 1989-07-18 | General Motors Corporation | Method of producing iron powder article |
US4886637A (en) * | 1989-04-17 | 1989-12-12 | General Motors Corporation | Presinter treatment for iron powder article formed with boride additive |
DE4207379A1 (de) * | 1992-03-09 | 1993-09-16 | Asea Brown Boveri | Verfahren und herstellung eines sinterkoerpers aus hochlegiertem stahlpulver |
JP3784926B2 (ja) * | 1996-08-14 | 2006-06-14 | 日本ピストンリング株式会社 | バルブシート用鉄系焼結合金 |
US6156443A (en) * | 1998-03-24 | 2000-12-05 | National Research Council Of Canada | Method of producing improved erosion resistant coatings and the coatings produced thereby |
US20040124231A1 (en) * | 1999-06-29 | 2004-07-01 | Hasz Wayne Charles | Method for coating a substrate |
GB2386908B (en) * | 2001-01-24 | 2004-09-29 | Federal Mogul Sintered Prod | Sintered ferrous material containing copper |
KR100609590B1 (ko) * | 2005-03-10 | 2006-08-08 | 한국원자력연구소 | 니켈보라이드를 포함하는 원자력발전소 증기발생기 전열관2차측의 부식 및 응력부식균열 억제제 및 억제 방법 |
DE112011101779T5 (de) * | 2010-05-25 | 2013-03-14 | Panasonic Corporation | Metallpulver zum selektiven Lasersintern, Verfahren zur Herstellung eines dreidimensionalen Formgegenstands unter Verwendung desselben und davon erhaltener dreidimensionaler Formgegenstand |
US9803439B2 (en) * | 2013-03-12 | 2017-10-31 | Baker Hughes | Ferrous disintegrable powder compact, method of making and article of same |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55145151A (en) * | 1979-04-26 | 1980-11-12 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Wear resistant sintered alloy material for internal combustion engine |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB975322A (en) * | 1960-05-04 | 1964-11-18 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Improvements in or relating to metal powders and articles made therefrom |
US3451809A (en) * | 1968-03-08 | 1969-06-24 | Int Nickel Co | Method of sintering maraging steel with boron additions |
JPS5148124B2 (ja) * | 1972-04-22 | 1976-12-18 | ||
US3999952A (en) * | 1975-02-28 | 1976-12-28 | Toyo Kohan Co., Ltd. | Sintered hard alloy of multiple boride containing iron |
DE2809184A1 (de) * | 1977-03-09 | 1978-09-14 | Krebsoege Gmbh Sintermetall | Verfahren zur herstellung von harten, verschleissfesten werkstuecken |
US4618473A (en) * | 1985-06-14 | 1986-10-21 | General Motors Corporation | Iron powder article having improved toughness |
-
1986
- 1986-09-30 US US06/913,488 patent/US4678510A/en not_active Expired - Fee Related
-
1987
- 1987-06-30 CA CA000540929A patent/CA1294462C/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-08-12 EP EP87307130A patent/EP0262774B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-08-12 DE DE8787307130T patent/DE3780113T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1987-09-30 JP JP62244437A patent/JPS6389642A/ja active Pending
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55145151A (en) * | 1979-04-26 | 1980-11-12 | Nippon Piston Ring Co Ltd | Wear resistant sintered alloy material for internal combustion engine |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0262774B1 (en) | 1992-07-01 |
US4678510A (en) | 1987-07-07 |
DE3780113D1 (de) | 1992-08-06 |
DE3780113T2 (de) | 1992-12-24 |
CA1294462C (en) | 1992-01-21 |
EP0262774A2 (en) | 1988-04-06 |
EP0262774A3 (en) | 1989-07-26 |
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