KR0183227B1 - 금속소결체 복합재료 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

경금속이 연화해도 내소착성을 유지할 수 있는 금속 소결체 복합 재료를 제공함에 그 목적이 있다.

Cr, Mo, V, W, Mn, Si, C를 함유하는 철계 원료 분말을 사용하여 압분체를 형성하고, 압분체를 소결하여 기공을 갖춘 삼차원 격자 구조를 갖는 다공질 금속 소결체를 형성한다. 다음에 다공질 금속 소결체의 기공에 알루미늄 합금(AC8A)을 함침 고화하고, 그 후에 시효 온도영역에서 가열 유지하여 알루미늄 합금을 시효 처리한다. 여기에서 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도는 mHv 200∼800으로 한다.

Description

금속소결체 복합재료 및 그 제조방법(COMPOSITE MATERIAL OF SINTERED METAL BODY AND PROCESS FOR PREPARING THE SAME)

제1도는 시험예 C의 복합재료의 광학 현미경 사진.

제2도는 시험예 C의 고배율 광학 현미경 사진.

제3도는 시험예 C에 의한 소착 시험편의 슬라이딩면을 나타내는 광학 현미경 사진.

제4도는 시험예 B에 의한 소착 시험편의 슬라이딩면을 나타내는 광학 현미경 사진.

제5도는 경질 입자의 경도와 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도와 소착 시험의 평가결과의 관계를 나타내는 그래프.

제6도는 시험예별로 마모 시험한 결과를 나타내는 그래프.

제7도는 다공질 금속 소결체로 이루어진 링의 사시도.

제8도는 피스톤의 링 홈부근을 나타내는 단면도.

제9도는 다른 실시예에 의한 피스톤의 링 홈부근을 나타내는 단면도.

제10도는 Fe-0.1중량% C-Cr계를 사용한 경우의 다공질 금속 소결체의 경도와 Cr량과의 관계를 나타내는 그래프.

제11도는 Fe-0.1중량% C-1.7중량% Cr계를 사용한 경우의 다공질 금속 소결체의 경도와 W량, V량, Mo량, Co량, Mn량과의 관계를 나타낸 그래프.

제12도는 Fe-0.1중량% C-Mn계를 사용한 경우의 다공질 금속 소결체의 경도와 Mn량과의 관계를 나타내는 그래프이다.

* 도면의 주요부분에 대한 부호의 설명

4 : 링 50 : 복합 재료

6 : 피스톤

본 발명은 경금속이 함침된 내소착성(耐燒着性)을 높인 금속 소결체 복합 재료 및 그 제조방법에 관한 것이다.

알루미늄 합금, 마그네슘 합금 등의 경금속을 사용하는 경우, 세라믹 섬유, 세라믹 입자, 금속간 화합물 인자 등의 강화재를 복합화한 금속기 복합 재료로 하는 방식이 일반적으로 채용된다. 그러나 사용 환경 온도가 고온 영역의 경우, 예를 들어, 200℃이상의 온도에서 슬라이딩하는 부재에서는 상기한 종래의 금속기 복합 재료로서는 소착을 충분히 방지할 수 없게 된다. 강화재를 다량으로 첨가하는 방법도 고려되나, 원가가 높아지고, 피삭성이 현저하게 악화된다.

이와 같은 문제를 해결하는 유력한 수단으로서, 일본국 특개소 63-312947호 공보, 특개평 3-189063호 공보, 특개평 3-189066호 공보와 같이 철계의 다공질 금속 소결체를 사용하여, 철계의 다공질 금속 소결체에 경금속을 함침(含浸), 고화한 복합 재료가 제안 되어 있다.

즉, 특개소 63-312947호 공보에는 Cu-C-Mo-Fe를 함유하는 금속(SAE86 상당재)으로 이루어진 기공율 10∼90%의 연속 기공형 다공질체를 사용하여, 그 다공질체의 기공에 경금속의 용탕을 함침, 고화한 복합 재료가 개시되어 있다.

특개평 3-189063호 공보에는 기공의 표면이 삼이산화철, 사삼산화철, 수산화 제일철 등으로 피복된 철계 다공질체를 사용하여 그 철계 다공질체의 기공에 알루미늄이나 마그네슘의 용탕을 함침, 고화한 복합 재료가 개시되어 있다. 이것은 계면에 있어서의 국부전지의 방지가 기대된다.

특개평 3-189066호 공보에는 Ni, Co, Cr, Mo, Mn, W중의 1종 이상을 함유하는 철계 다공질 소결체를 사용하여, 이 다공질 금속 소결체에 알루미늄 합금의 용탕을 400∼1000kg/cm²의 압력으로 함침하고, 고화하여 형성한 복합 재료가 개시되어 있다. 또한 이 공보에서는 다공질 금속 소결체의 내표면에 무전해 도금이나 전해 도금하여 내식성이나 내열성을 향상시키는 기술도 개시되어 있다.

그러나, 단지 다공질 금속 소결체에 경금속을 함침시킨 것만으로는 고온영역에서의 충분한 내소착성은 얻어지지 않는다. 슬라이딩조건이 가혹하면 함침된 경금속이 소성 유동하기 때문이다.

본 발명은 상기한 문제점을 감안하여 안출된 것으로서, 그 공통 과제는 철계의 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도를 마이크로비커스 경도(이하, mHv 라고 한다)로 Hv 200∼800로 설정함으로써 슬라이딩시의 내소착성을 갖춘 금속 소결체 복합 재료 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

200℃이상의 고온영역에서 사용되는 경우, 종래의 세라믹 섬유나 금속간 화합물을 분산시킨 금속 소결체 복합 재료에서는, 경금속의 경도 저하가 현저하고, 소착이 발생한다. 따라서 본 발명자는 퀸칭액(Quenching Liquid)이 다공질 금속 소결체의 기공 내부에 잔류되어 가스 결함이 유발되기 쉬운 액체 퀸칭의 형태를 제거하고, 퀸칭 배수가 높은 합금 원소를 이용하여 다공질 금속 소결체를 기체 퀸칭 가능하게 하고, 기체 퀸칭에 따른 퀸칭상(燒入相)에 의한 경화작용에 의해, 또는 퀸칭후의 탄화물 생성에 의한 경화 작용에 의해 철계의 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도를 Hv 200∼800로 할 경우, 사용 온도가 높을지라도 다공질 금속 소결체의 삼차원 격자 구조가 유지되기 쉽고, 경금속이 연화되더라도 경금속을 단단하게 유지할 수 있어, 내소착성을 향상시키는 것이 가능하다는 것을 알아내게 되고, 이 점에 착안하여 본 발명에 관한 금속 소결체 복합 재료를 완성시킨 것이다.

본 발명에 의한 금속 소결체 복합 재료는, 기공을 가진 삼차원 격자 구조를 구비한 철계의 다공질 금속 소결체와 다공질 금속 소결체의 기공에 함침하여 고화한 경금속을 포함하며, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속은 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정되는 것을 특징으로 하는 것이다.

본 발명에 의한 금속 소결체 복합 재료의 제조방법은, 중량비로 Cr, Mo, V, W, Mn, Si 중의 일종이상이 2∼70%, 탄소가 0.07∼8.2%, 불가피한 불순물의 조성을 갖는 철계 원료 분말을 사용하여, 철계 원료 분말로 성형한 분말 성형체를 소결하고, 기공을 가진 체적률이 30∼88%의 삼차원 격자 구조를 갖춘 기체 퀸칭 가능한 조성을 갖는 다공질 금속 소결체를 얻는 공정과, 기체중에서 다공질 금속 소결체를 냉각하여, 다공질 금속 소결체를 기체 퀸칭하는 기체 퀸칭공정과, 다공질 금속 소결체의 기공에 경금속의 용탕을 함침시키고, 고화시켜 복합 재료를 얻는 함침공정과, 복합 재료를 구성하는 경금속의 시효 처리의 온도 영역으로 가열하여 경금속을 시효 처리하는 시효처리 공정을 차례로 실시하고, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속을 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정하는 것을 특징으로 하는 것이다.

특허청구범위 제1항에 따른 방법에 의하면, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도가 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정되어 있으므로, 고온 영역에서 경금속이 연화되더라도, 다공질 금속 소결체의 삼차원 격자 구조가 유지되기 쉽다. 그 때문에 경금속이 연화되어도, 그 경금속을 다공질 금속 소결체의 격자 구조가 확실하게 유지되도록 할 수 있다. 따라서 경금속의 유동 등을 억제할 수 있어, 내소착성을 향상 시킬 수 있다.

다공질 금속 소결체를 물이나 기름 등의 퀸칭액으로 퀸칭하면 다공질 금속 소결체의 기공의 내부에 퀸칭액이 잔류하여, 경금속이 함침된 상태에서 가스 결함이 발생되기 쉽다. 그러나 본 발명의 제2실시 형태에 따른 방법에 의하면, 기체퀸칭 가능한 조성이 될 수 있도록 퀸칭성 배수가 높은 Cr, Mo, V, W, Mn, Si이 적당량 함유되고, 또한 다공질 금속 소결체는 삼차원 격자 구조로 되고, 그 격자 두께는 금속괴보다도 얇고, 겉보기 체적이 같은 금속괴의 경우보다도 냉각능이 훨씬 높다. 그 때문에 다공질 금속 소결체는 기체내에 방치해도 퀸칭할 수 있고, 결국 기체 퀸칭이 가능하여 다공질 금속 소결체에 퀸칭상을 형성할 수 있다. 이 때문에 냉각능이 높은 물이나 기름 등의 퀸칭액을 채용하지 않아도 무방하기 때문에 가스 결함의 경감, 회피에 유리하다.

또한 특허청구범위 제2항 내지 제4항에 따른 방법에 의하면, 기체 퀸칭후의 다공질 금속 소결체의 기공에 경금속의 고온의 용탕을 함침시키는 것이므로 퀸칭상에 고온의 용탕이 직접 접촉한다. 따라서 고온의 용탕으로부터의 열전달에 의해 또는 용탕 고화 직후의 열전달에 의해 다공질 금속 소결체의 퀸칭상을 가열할 수 있다.

이 때문에 다공질 금속 소결체의 퀸칭후의 조직의 안정화(일반적으로는 잔류 오스테나이트의 안정화 등)를 기대할 수 있다. 그 뿐만 아니라, 탄소 함유량이 높은 경우에는 다공질 금속 소결체의 퀸칭상에 과포화로 고용된 합금 원소가 미세하고 경질의 탄화물 형태로 석출하기 쉽고, 이와 같은 탄화물 생성에 의한 내마모성의 향상도 기대할 수 있다.

즉, 다공질 금속 소결체에서의 탄소 함유량에 의해, 탄화물 생성에 의한 이차 경화가 생기고 이것에 의해 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도가 한층 더 높아지는 효과를 기대할 수 있고, 또한 탄화물 생성에 따른 내마모성 향상 효과도 기대할 수 있다. 이런 점에 있어서도 내소착성의 향상에 보다 유리하다.

따라서 후술하는 시험예와 같이, 다공질 금속 소결체에 경질물질을 혼재시키는 경우에는 경질물질과 탄화물과의 상승 효과도 기대할 수 있다.

또한 특허청구범위 제2항 내지 제4항에 따른 방법에 의하면, 다공질 금속 소결체는 삼차원 격자 구조를 하고 있고, 그 삼차원 격자 구조에 경금속의 고온의 용탕이 함침하기 때문에 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속과 경금속의 고온의 용탕이 삼차원적으로 구석 구석 접촉하고, 다공질 금속 소결체에 열을 전달한다. 이와 같이 다공질 금속 소결체에 있어서 열전달의 균일성도 기대할 수 있으므로, 상기한 퀸칭후의 조직의 안정화, 탄화물 생성 효과도 다공질 금속 소결체의 내부, 특히 심부까지 기대할 수 있다.

따라서, 다공질 금속 소결체에 있어서 경도의 불균일성 감소에 공헌할 수 있다. 이러한 의미에 있어서도 다공질 금속 소결체의 경도를 유지할 수 있어, 내소착성의 향상에 한층 더 유리하다.

또한 제2항 내지 제4항에 따른 방법에 의하면, 복합 재료를 구성하는 경금속을 시효 처리 온도 영역으로 가열하는 시효 처리를 실시하기 때문에, 시효 처리에 의해 경금속 자체의 강화를 도모할 뿐만 아니라, 시효 처리하는 동안에 열이 다공질 금속 소결체의 퀸칭상에 전달되기 때문에, 경금속을 강화하기 위한 시효 처리에 있어서도, 철계의 다공질 금속 소결체의 금속 조직에서의 퀸칭 조직의 안정화를 향상시킬 수 있다. 또한 탄소량에 따라서 다공질 금속 소결체의 퀸칭상에 있어서 미세하고 경질의 탄화물의 생성을 더욱 도모할 수 있다. 따라서 다공질 금속 소결체의 경도의 확보에 한층 공헌할 뿐 아니라, 다공질 금속 소결체의 내마모성이 더욱더 향상될 수 있다. 이러한 의미에 있어서도 내소착성의 향상에 한층 더 유리하다.

상기와 같이 다공질 금속 소결체는 삼차원 격자 구조로 되어 있고, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속과 경금속이 삼차원적으로 빠짐없이 접촉하고 있으므로 다공질 금속 소결체의 내부, 특히 심부까지 열전달 효과의 불균일을 억제할 수 있다. 따라서 상기한 시효 처리의 경우에 열이 다공질 금속 소결체 전체에 빠짐없이 전달되어 상기한 조직의 안정화의 불균일성 감소, 탄화물 생성의 불균일성 감소를 도모할 수 있다.

특히 경금속은 철계에 비하여 열전달율이 높으므로, 상기한 열전달 효과의 불균일을 제어함에 유리하다.

[실시예]

본 실시예에 따른 다공질 금속 소결체의 특성으로서, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 마이크로비커스 경도가 Hv 200∼800로 설정되어 있다.

이와 같이 하면, 사용할 때에 경금속이 연화한 경우에도, 다공질 금속 소결체가 삼차원 격자 구조를 확고히 유지할 수 있어, 충분한 내소착성을 발휘할 수 있다. Hv 200 미만이 되면 다공질 금속 소결체로서의 강도가 약하고, 슬라이딩면에서는 경금속과 함께 소성 유동이 발생하기 쉽고, 슬라이딩면이 소착에 의해 거칠어진 상태로 되기 쉽다. 이런 관점에서 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속으로서는 경금속의 함침 고화 후 또는 시효 처리 후에도 마이크로비커스 경도가 Hv 200이하로 저하하지 않는 조성의 것이 바람직하다. 다만, 다공질 금속 소결체의 경도가 지나치게 높으면 복합 재료의 피삭성(被削性)이 저하되므로 바람직하지 않다. 상기한 점등을 고려하여, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 마이크로비커스 경도 Hv는 하한치 210, 230, 250, 300로, 상한치 700, 600, 500로 설정할 수 있다. 바람직하기는 Hv 200∼500 정도, 특히 220∼400가 좋다.

또한 다공질 금속 소결체를 수냉각이나 유냉각으로 퀸칭하는 경우에는 다공질 금속 소결체의 기공 내부에 수분이나 유분이 남기 쉽고, 복합 재료로 된 경우에는 수분이나 유분이 가스 결함의 원인이 된다. 가스 결함을 방지하기 위해 다공질 금속 소결체를 감압 분위기나 진공 분위기에 놓고 내부의 수분이나 유분을 증발시켜서 제거하는 방법도 고려되나, 공정이 늘고, 원가가 오른다. 따라서 본 실시예에 의하면, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 조성을, 공냉 또는 가스 냉각과 같이 냉각 속도가 비교적 느린 기체 냉각의 형태에 의해서도 퀸칭 처리가 가능하도록 규정하고 있다. 이런 의미에서, 본 실시예에 의하면 다공질 금속 소결체는 퀸칭 경화 원소로서 C 이외에 Cr, Mo, V, W, Mn, Si 중의 일종 이상을 적당량 함유하고 있다. 이들의 원소는 퀸칭성 배수가 높은 것이다.

또한 다공질 금속 소결체의 삼차원 격자 구조의 격자 부분의 두께는, 두께가 큰 금속괴에 비교하여 얇기 때문에, 단위 중량당의 다공질 금속 소결체의 표면적을 크게 할 수 있고, 이런 의미로 퀸칭의 경우 냉각 속도를 빠르게, 게다가 다공질 금속 소결체의 심부까지도 빨리할 수 있다. 이 때문에 냉각 능력이 높은 물이나 기름 등의 액체에 다공질 금속 소결체를 접촉시키지 않아도, 퀸칭성 배수가 높은 합금 원소를 적당량 함유하면 격자 부분이 얇기 때문에 다공질 금속 소결체의 기체 퀸칭이 가능하게 된다. 따라서 다공질 금속 소결체에 잔류한 수분이나 유분을 제거하는 공정을 제거할 수 있음과 동시에 복합 재료의 내부의 가스 결함을 경감, 회피함에 유리하다.

또한 상기한 Cr, Mo, V, W는 탄화물 생성 원소로서의 역할도 기대할 수 있다. 특히, 다공질 금속 소결체에 함유되는 탄소량이 높은 경우에는 퀸칭상에 과포화로 고용된 합금 원소가 경질의 탄화물(Cr계 탄화물, Mo계 탄화물, V계 탄화물, W계 탄화물 등)의 형태로 석출되기 쉽고, 더욱이 탄화물은 미세형으로 석출되기 쉽다. 따라서 탄화물 생성에 의한 다공질 금속 소결체의 경도의 증가, 특히 이차 경화를 기대할 수 있는 것이다.

본 실시예에 의하면 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속으로서는, 구체적으로는, 합금 공구강계인 JIS-SKD 상당재, 고속도강계인 JIS-SKH 상당재, Fe-Mn 강등의 조성을 들 수 있다.

상기의 금속 소결체 복합 재료에 필요한 경도를 갖는 다공질 금속 소결체의 금속 조성에 관해서 본 발명자가 검토한 결과, 원하는 금속 조직, 퀸칭 성능의 확보, 탄화물 생성에 의한 경도의 증가 등의 기술적 요인, 더욱이 원료 분말의 시장성, 원가 등의 경제적 요인 등을 고려하면, 각 요인의 중시도에 따라서, 다공질 금속 소결체의 전체를 100 중량%로 한 경우 그 조성은 다음과 같이 될 수 있다.

(1) 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 조성은 적어도 C가 0.1중량% 이상 8.0중량% 이하, Cr이 2.0중량% 이상 70.0중량% 이하이다. 이 경우 Cr은 상한치가 60중량%, 50중량%, 40중량%가 될 수 있고, 하한치가 3중량%, 7중량%가 될 수 있다.

(2) 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 조성은 적어도 C가 0.1중량% 이상 3.0중량% 이하, Cr이 1.7중량% 이상 20.0중량% 이하, Mo, V, W, Co, Mn 중 일종 이상이 0.3중량% 이상 30.0중량% 이하이다. 이 경우 Cr은 상한치가 15중량%, 18중량%로 될 수 있다. Mo, V, W, Co, Mn의 일종 이상은 상한치가 25중량%, 20중량%, 15 중량%, 10중량%로 될 수 있으며, 하한치가 0.5중량%, 1중량%, 3중량%, 5중량%로 될 수 있다.

(3) 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 조성은 적어도 C가 0.1 중량% 이상 8.0 중량% 이하, Mn은 10.0 중량% 이상 50.0 중량% 이하이다. Mn은 상한치가 40 중량%, 30 중량%, 20 중량%로 될 수 있으며, 하한치가 13 중량%, 15 중량%, 20 중량%로 될 수 있다.

(4) 다공질 금속 소결체에 함유되는 탄소량은, 다공질 금속 소결체에서의 퀸칭상의 생성, 탄화물의 생성 등의 사정에 의해 종종 변경될 수 있다.

퀸칭 성능의 확보, 나아가 탄화물 생성에 의한 경도의 증가 등의 요인을 고려하면, 일반적으로 다공질 금속 소결체를 100%로 한 경우, 탄소의 하한치로서는 0.08중량%, 0.1중량%, 0.2중량%, 0.3중량%로 된다. 탄소의 상한치로서는 1.6중량%, 1.8 중량%, 2.0중량%, 5.0중량%로 되며, 이 범위에서 필요에 따라 규정하는 것이 바람직하다.

다공질 금속 소결체로서는 탄소가 0.07∼0.3중량%의 저탄소계의 형태, 탄소가 0.3∼0.8중량%의 중탄소계의 형태, 탄소가 0.8∼3.0중량%의 형태를 채용할 수도 있다.

상기 다공질 금속 소결체의 강도나 경금속의 비율을 확보하기 위해, 다공질 금속 소결체의 체적률은 30%∼88%로 규정하였다. 여기서, 다공질 금속 소결체의 금속끼리의 어느 정도의 결합 면적이 없으면, 경금속을 지지하는 골격 구조로서 기능할 수 없고, 또한 분말 성형체(일반적으로는 압분체)나 다공질 금속 소결체의 취급 조작에도 지장을 초래하기 쉽다. 또한, 체적률이 과잉으로 높으면, 다공질 금속 소결체의 표층 공극이 작게 되고, 기공도 고립공이 되어 양호한 연속 기공이 얻이지지 않고, 경금속의 용탕의 함침성이 저하하고, 경량성도 저하하기 쉽다. 상기한 점등을 고려하여 다공질 금속 소결체의 체적률의 상한치는 80%, 75%, 70%로 되며, 하한치는 40%, 45%, 50%로 된다. 바람직하기는 55∼85%가 좋다.

여기서, 다공질 금속 소결체의 겉보기 체적을 V, 실제의 중량을 W, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 비중을 ρ로 했을 때, 체적률은 식(1)에 기초를 둔다.

체적률 =[W/ (V × ρ)] × 100% ---------- (1)

또한 원료 분말의 입자 형상으로서는, 완전한 구상보다도 부정형상이나 불규칙 형상의 편이 기공(특히 연속 기공)을 많게 하여 다공질 금속 소결체의 체적율을 낮게 유지하기에 바람직하다.

또한 소결 온도는 기공을 확보하기 위해 액상이 생기지 않는 정도가 바람직하고, 원료 분말의 합금 원소의 함유량의 여하에 의해서도 상이하나, 일반적으로는 소결 온도의 상한치는 1200℃, 1100℃ 정도, 하한치는 900℃, 1000℃ 정도로 된다. 더욱이 소결 시간은 소결 온도에 따라서 달라지나, 일반적으로는 15분 ∼2시간 정도가 된다.

또한 본 실시예의 복합 재료에는 내마모성 향상의 관점에서 다공질 금속 소결체의 내부에 경질 입자나 경질 섬유 등의 경질물을 혼재시키는 것도 바람직하다. 경질물은 원료 분말의 단계에서, 결국 분말 성형체(일반적으로는 압분체)의 단계에서 혼재가 된다. 그러나 마구 혼재시킬 경우 오히려 슬라이딩 특성의 악화를 일으킨다. 경질물의 탈락에 의한 돌기 마찰, 스크래치가 발생하기 때문이다. 더욱이 경질물이 SiC, 알루미나 등의 세라믹계이면, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속과 경질물과의 친화성이 저하하기 쉬운 경향이 있다. 한편, 경질물이 금속계나 금속간 화합물계이면 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속과 경질물과의 친화성이 확보되기 쉽고, 경질물의 탈락을 억제하기 쉬운 경향이 있다.

본 발명자가 실험한 바, 매우 딱딱한 경질물(SiC 입자, 알루미나 입자 등의 세라믹 입자와 같은 Hv 2500 이상의 것)을 첨가하면 슬라이딩면이 거칠어진 상태로 되기 쉽다. 경질물이 약 Hv 2000 이하의 것이면 슬라이딩면에서의 거칠음은 생기기 어렵다. 이들의 원인에 관해서는 Hv 2000 이상의 경질물은 대상재료에 대한 공격성이 강하고, 슬라이딩면내에서 대상재료의 마모분말이 빠져나와 면이 거칠은 대상재료에 대한 된다고 생각된다. 따라서 경질물의 경도는 Hv 2000 미만이 바람직하다. 또한 상기한 실정 등을 감안하여 경질물의 첨가 비율은 체적비로 다공질 금속 소결체 전체의 체적을 100%로 한 경우, 상한치로서는 40%, 20%, 10%로 되고, 하한치는 1%, 3%, 5%로 된다. 따라서 경질물의 체적률은 1∼40%로 된다. 경질물의 입경은 상한치는 300㎛, 200㎛, 100㎛ 정도로 되고, 하한치가 1㎛, 5㎛, 10㎛ 정도로 된다.

상기한 경금속으로서는 알루미늄 합금, 마그네슘 합금을 들 수 있다. 알루미늄 합금으로서는 Mg, Si, Cu, Zn, Mn의 적어도 일종을 함유하는 것을 채용할 수 있으며, Al-Si계, Al-Cu계, Al-Mn계, Al-Mn-Mg계를 들 수 있다. 본 발명의 제1실시형태에 따르면, 알루미늄 합금은 시효 처리를 전제로 하지 않는 합금, 시효 처리를 전제로 하는 합금의 쌍방이 포함된다. 또한 청구범위 제2항 내지 제4항에 의하면, 알루미늄 합금은 시효 처리를 전제로 한다. 시효 처리는 가열 유지후의 급냉을 행하는 용체화 처리에 의해 과포화로 고용된 원소를 석출시키는(예를 들면 GP 존으로서) 처리이고, 청구범위 제2항 내지 제4항에 따른 시효 처리 온도는 일반적으로는 100℃ 이상이 바람직하다. 시효 처리 온도는 경금속의 조성, 소망하는 성질 등의 요인에 의해서도 적절히 변경되지만, 알루미늄 합금의 경우, 그 상한치는 550℃, 500℃, 450℃, 400℃, 그 하한치는 130℃, 150℃, 170℃, 200℃를 선택할 수 있다.

하기 실시예는 본 발명을 더욱 상세히 설명하기 위해 제공된 것이며, 본 발명이 이들 실시예로 한정되는 것은 아니다.

[실시예 1]

[원료 분말]

원료 분말로서, 표 1에 표시한 분말 a∼분말 o의 각종 분말을 사용하였다. 분말 a는 SKD61 상당재(이 분말 전체를 100중량%로 한 경우, 탄소가 0.2중량%로 비교적 낮다), 분말 b는 SKD61 상당재(탄소가 1.2중량%로 비교적 높다), 분말 c는 SKD11 상당재(탄소가 1.5중량%로 비교적 높다), 분말 d는 SKH57 상당재(탄소가 1.3중량%로 비교적 높다), 분말 e는 SUS410 상당재(탄소가 0.02중량%로 낮다), 분말 f는 SUS304 상당재(탄소가 0.02중량%로 낮다)이다.

또한 표 1에서 이해되는 바와 같이, 분말 g는 순 Fe분, 분말 h는 Fe-Mn강분, 분말 i는 탄소분, 즉 C분, 분말 j는 SiC 입자, 분말 k는 알루미나 입자, 분말은 물라이트 입자, 분말 m은 금속간 화합물인 FeCr 입자, 분말 n은 금속간 화합물인 FeMo 입자, 분말 o는 금속간 화합물인 FeCrC 입자이다. 또한 분말 a ∼ 분말 f의 입경은 20∼180㎛이다. 또한 분말 g ∼ 분말 o의 입경은 표 1에 기재되어 있다. 분말 j ∼ 분말 o의 경도는 표 1에 기재되어 있다. 분말 a ∼ 분말 h는 아토마이즈 분말이다.

[압분공정]

이 원료 분말은 소정의 양으로 평량된다. 또한 성형시의 윤활재로서 스테아린산아연을 원료 분말 전체를 100중량%로 한 경우, 1중량% 평량하고, 이들을 V형 분말 혼합기에서 10∼50분간 혼합하여, 혼합 분말을 얻었다. 다음에 직경 40mm의 금형을 사용하여, 그 금형의 케비티(cavity)에 소정량의 혼합 분말을 넣고, 가압 펀치형으로 가압하여 직경 40mm, 두께 10mm의 분말 성형체로서 압분체를 얻었다.

[소결공정]

이어서, 그 압분체를 진공 소결로에 장입하여 소결을 행하였다. 소결 조건으로서는 700℃에서 30분간 유지하고, 스테아린산아연을 휘발시켰다. 다음에 700℃부터 1100℃로 승온하고, 1100℃, 30분간의 조건으로 가열 유지하여 소결하고, 철계의 다공질 금속 소결체를 얻는다.

[기체 퀸칭공정]

소결후는 100℃/분의 냉각 속도가 되도록, 소결로에 질소가스를 도입하여, 다공질 금속 소결체를 질소 가스로 상온영역까지 가스 냉각하였다. 즉, 기체 퀸칭공정을 실시하였다. 질소가스를 채용한 것은 주로 다공질 금속 소결체의 산화를 방지하기 위함이다. 더욱이 본 발명자가 행한 시험에 의하면, 수소 가스, 암모니아 분해가스, 부탄 등을 연소시킨 발열 가스 등의 환원성 가스를 함유한 환원 분위기 상태에서 소결 처리, 공냉 처리(20∼30℃/분의 냉각 속도)한 경우에서도 동등 품질의 다공질 소결체의 제조가 가능하였다.

상기 공정에 의해, 표 2에 표시한 시험편 A∼시험편 Q를 형성시켰다. 표 2는 시험편 A∼시험편 Q에 관한 다공질 금속 소결체를 형성하는 때에 사용한 원료 분말의 종류, 다공질 금속 소결체의 체적률, 알루미늄 합금을 함침 고화하고 그 위에 시효 처리한 후의 다공질 금속 소결체의 마이크로비커스 경도(하중 300g으로 5지점의 평균치)를 나타낸다. 여기서 표 2에 나타낸 시험예 C는 표 1에 나타낸 분말 a(SKD61 상당재)에 i분말(탄소분)을 0.1중량% 첨가한 것이고, 시험예 E도 같다. 표 3에 나타낸 시험예 o는 표 1에 나타낸 g분말(순 Fe분말)과 i분말(탄소분)의 혼합이고 0.8중량%의 탄소를 함유하게 한 것이다. 표 2에 나타낸 시험예 P, Q에 관해서도 같은 방법으로 하였다.

또한 표 3은 시험편 A∼시험편 Q에 관한 다공질 금속 소결체에 첨가된 경질 입자의 종류, 경질 입자의 체적률(체적비로서 다공질 금속 소결체의 체적을 100%로 한 경우), 경질 입자의 마이크로비커스 경도, 복합 재료에 실시한 열처리, 소착 시험 결과를 나타낸다.

비교예에 상당하는 시험예 O, P, Q만은 소결 후에 진공중에서 850℃ × 30분 가열하고, 그 후에 기름에 투입하여 오일퀸칭을 행하였다. 이 다공질 금속 소결체의 기공 등에는 유분이 포함되기 때문에 속슬레 추출기(Soxhlet extractor)(용매 : 에테르)를 사용하여, 진공하에서 유분을 증발시켜 제거하였다.

[함침공정]

얻어진 각 시험예에 의한 소결체를 400℃에서 15분간 예열하였다. 그 후, 각 소결체를 고압 주조 금형의 케비티에 배치하고, 750℃의 알루미늄 합금(JIS AC8A)를 붓고, 신속히 가압(가압력 100MPa)하여 복합 재료를 얻었다. 또한 AC8A의 JIS 규격상의 목표 조성은 Cu가 0.8∼1.3중량%, Si가 11∼13중량%, Mg가 0.7∼1.3중량%이다.

복합 재료를 금형에서 꺼낸 후, 즉시 60℃이상의 온수에 넣어, 즉시 퀸칭하였다.

[시효 처리공정]

표 3으로부터 이해할 수 있는 바와 같이, 시험예 A∼시험예 J에 의한 복합 재료는 T5 처리 즉, 220℃ × 3시간의 시효 처리를 실시하였다. 또 비교예에 상당하는 시험예 O, P, Q에 의한 복합 재료에 관해서도 동일하게 T5 처리 즉, 220℃ × 3시간의 시효 처리를 실시하였다.

또한 표 3에서 이해되는 바와 같이 시험예 K∼시험예 N에 의한 복합 재료에 관해서는 T7 처리 즉, 500℃ × 3시간의 조건에서 가열하는 용체화 처리후, 빨리 60℃ 이상의 온수에 넣어 퀸칭하고, 220℃ × 3시간의 조건에서 가열 유지하여 시효 처리를 실시하였다.

시험예 C에 의한 복합 재료의 광학 현미경 조직을 제1도에 나타내고, 그 배율을 확대한 것을 제2도에 나타낸다. 제1도, 제2도에서 다공질 금속 소결체는 섬형상(島狀)영역으로 보여지고, 알루미늄 합금은 다공질 금속 소결체에 함침된 해상(海狀)영역으로 나타나고, 흑색 입자는 경질 입자로서의 몰라이트 입자이다.

[평가]

[소착 시험]

이와 같이 하여 얻어진 복합 재료에 의해, 평판상의 소착 시험편을 가공하여 소착 시험을 행하였다. 상대재는 슬리브상(내경 : 25mm, 외경 : 30mm, 높이 : 40mm)으로 하고, 재질은 피스톤 링의 재질을 고려하여 질화 처리된 스테인레스강 및 퀸칭 베어링(JIS : SUJ2)의 2종으로 하였다. 이 소착 시험에서는 250℃의 분위기 온도에서 상대재를 주속 0.5mm/sec로 회전시키면서 평판상의 시험편에 슬리브상의 상대재의 축단면을 가압 접촉시키면서(하중 200N) 행하였다.

소착 시험의 판정은 소착 시험편의 슬라이딩면을 전자 현미경으로 관찰하고, 복합 재료의 조직 형태가 유지되어 있는 경우를 합격으로 하고, 복합 재료의 조직 형태가 불명료하게 된 경우를 불합격으로 하였다.

합격한 예인 시험예 C를 제3도에 표시하고, 불합격이 된 예인 시험예 B를 제4도에 나타냈다. 제3도 및 제4도의 지면 수직 방향의 상측이 슬라이딩면이다. 제3도에 의하면, 슬라이딩면은 상대재와 슬라이딩 마찰하기 때문에 사진상에서는 변색한 흔적으로 관찰된다. 슬라이딩면이 약간 원호를 띠는 것은 슬리브상의 상대재의 곡율의 영향이다. 제3도에 의하면, 슬라이딩면에 있어서 복합 재료의 조직 형태가 유지되고 있고, 내소착성이 양호하다는 것을 알 수 있다. 제4도에 의하면, 슬라이딩면에서 복합 재료의 조직 형태가 유지되어 있지 않다.

상기 소착 시험에서는 2종류의 상대재를 사용하고 있으나, 상대재의 상이에 의한 차는 없다. 다공질 금속 소결체가 Hv 200이하의 것, 즉, 표 3에 나타낸 시험예 I, J, K, L, M, O, P, Q에 관해서는 소착 시험의 평가가 × 이고, 불합격인 것을 알 수 있다. 또한 표 3에 나타낸 소착 시험의 결과로부터 이해될 수 있는 바와 같이, 경질 입자로서 마이크로비커스 Hv 2000을 넘는 것이 첨가된 경우, 즉, 시험예 B, 시험예 F도 소착 시험의 평가가 ×이고, 불합격이다. 다만, 시험예 B, F에 있어서도 경질 입자의 경도를 낮추면 합격한다.

또한 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도와 경질 입자의 경도와 내소착성과의 관계를 조사하였다. 그 결과를 제5도에 나타냈다. 제5도에 있어서, O표는 소착되지 않음(손상없음)을 나타내고, ×표는 소착됨(손상됨)을 나타낸다. 제5도의 화살표 K1에서 이해할 수 있는 것 같이 경질 입자의 경도가 Hv2000 을 넘으면, 내소착성의 평가는 ×가 되고, 소착이 발생한다. 또한 제5도의 화살표 K2로부터 이해되는 것과 같이, 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도가 Hv 200미만에서는 내소착성의 평가는 ×가 된다. 이와 같이 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 경도가 Hv 200을 넘으면 내소착성이 향상되고, 경질 입자의 경도는 Hv 2000미만인 것이 바람직하다. 제5도에서 음영으로 나타낸 영역은 경도 과잉으로 절삭 가공 불능 영역을 나타낸다. 따라서 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속이 Hv 800을 넘으면, 실용적인 절삭 가공이 사실상 불가능하게 된다.

[내마모 시험]

또 상기한 소착 시험에 합격한 시험예에 관계된 재료에 관해서, LFW 마모 시험에 의해 내마모성 평가를 실시하였다. LFW 마모 시험에서는 링상의 마모 시험편(직경 : 30mm(재질 : 스테인레스강에 질화 처리한 것, 피스톤 링의 재질에 대응한 것))을 제작하고, 그 마모 시험편을 160rpm으로 그 축중심에 대해 회전시키면서, 마모 시험편의 외주면에 상대 브록을 소정의 하중으로 가압 접촉시키면서 행하였다. 시험 조건으로는 하중이 590N, 슬라이딩 시간이 60분, 분위기가 상온 대기중이다. 비교예로서는 니레지스트(Ni-resist) 주철을 사용하여 마모 시험편을 제작하고, 동일 LFW 마모 시험을 행하였다.

제6도는 LFW 마모 시험의 결과를 나타낸다. 제6도의 횡축은 시험예의 종류를 나타내고, 종축은 마모량을 나타낸다. 제6도로부터 이해되는 바와 같이, 마모량은 시험예 A에서는 36㎛ 정도, 시험예 C에서는 30㎛ 정도, 시험예 D에서는 21㎛ 정도, 시험예 E에서는 경질 입자가 혼재하고 있지 않으므로 75㎛ 정도이고, 또한 시험예 G에서는 31㎛ 정도, 시험예 H에서는 34㎛ 정도, 시험예 N에서는 10㎛ 정도이고, 비교예인 니레지스트 주철과 동등 또는 동등이상의 내마모성을 나타내는 것을 알 수 있다.

[적용예]

상기한 시험예 B, 시험예 C에 대응하는 재질로서, 삼차원 격자 구조를 갖는 다공질 금속 소결체로 이루어지는 제7도에 나타낸 링(4)을 형성하였다. 링(4)을 피스톤 주조용의 금형이 케비티에 배치한 상태로 알루미늄 합금(JIS AC8A)의 용탕을 함침 고화하고, 제8도에 나타낸 것과 같이 복합 재료(50)와 본체부(60)로 이루어진 피스톤(6)을 얻었다.

이어서, 복합 재료(50)에 피스톤 톱링 홈(52)을 절삭 가공으로 성형하였다. 이 피스톤(6)을 실제의 엔진(3 리터의 디젤 터보 엔진)에 조합해서 내구 시험을 행하였다. 피스톤 톱링 홈(52)에는 톱링이 장비되어, 엔진 구동중에 상호 슬라이딩한다. 시험 조건은 전체 부하 3000rpm × 200 시간이다. 내구성 시험의 결과는 상기한 시험편의 상태로 시험한 경우와 같으며, 시험예 B에 의한 재질로 성형한 피스톤(6)에 의하면, 링 홈(52)의 홈형성면인 슬라이딩면(52i)에서 소착(면 거침)이 발생하였다. 또한, 시험예 C에 의한 재질로 성형한 피스톤(6)에 의하면, 소착(면 거침)이 발생하지 않았다.

또 제9도에 나타내는 다른 실시예와 같이, 상기한 복합 재료(50)를 그 두께 방향으로 삼층 적층한 구조로 형성하여도 좋다. 이 경우에 복합 재료(50)는 제1층(54), 제2층(55), 제3층(56)으로 이루어지고, 상기와 같이 삼차원 격자 구조의 다공질 금속 소결체에 알루미늄 합금(AC8A)를 함침 고화하여 형성된다. 제2층(55)은 시험예 C에 의한 재질로 형성되어 있다.

제1층(54) 및 제3층(56)의 열팽창율은 제2층(55)의 열팽창율보다 크게 설정되어 있다.

피스톤(6)을 구성하는 알루미늄 합금의 열팽창율은 일반적으로 19.0 × 10 /℃∼21.0 ×10 /℃ 정도이다. 제2층(55)의 복합 재료 부분은 철계의 다공질 금속 소결체에 알루미늄 합금을 함침 고화하여 형성되어 있으므로, 철계의 영향을 받아서 열팽창율은 알루미늄 합금 단체의 경우에 비하여 작다. 따라서, 용체화 처리 등과 같은 퀸칭의 경우에 있어서의 열충격이 상당히 큰 경우에는 복합 재료(50)와 본체부(60)와의 경계에서 구열이 발생하는 경우가 있다.

이 점은 제9도에 나타낸 예에 의하면, 제2층(55)보다 열팽창율이 알루미늄 합금에 가까운 재료로 된 제1층(54) 및 제3층(56)에 의해 제2층(55)이 끼워져 있으므로 복합 재료(50)와 본체부(60)와의 열팽창율의 차를 작게 할 수 있고, 열충격이 상당히 큰 경우라도 복합 재료(50)와 본체부(60)와의 경계면에서의 내구열 억제 효과를 향상할 수 있다. 이 실시예에서는 구체적으로 복합체(50)의 제1층(54) 및 제3층(56)의 열팽창율과 본체부(60)의 열팽창율과의 차는 2.0 × 10 /℃ ∼5.0 × 10 /℃로 설정되어 있다.

[실시예 2]

상기한 실시예 1의 결과로부터 다공질 금속 소결체의 금속 조성으로서 SKD 상당재, SKH 상당재, 고Mn 고C강이 양호인 것이 판명되었다. 그래서 본 발명자는 원가를 고려하여 상기한 원소를 될 수 있는 한 줄이면서 Hv 200이상을 얻을 수 있는 조성 범위를 조사하였다.

이 예에서는 표 4에 나타낸 조성의 분말(1∼13)을 사용하여 실시예 1과 같은 방법으로 다공질 금속 소결체를 형성하고, 그 다공질 금속 소결체의 기공에 실시예 1과 같은 방법으로 알루미늄 합금(AC8A)의 용탕을 함침 고화하여 복합 재료를 제조하였다.

표 4에서 이해되는 것과 같이, 시험예 1은 SKD11 상당재로부터 Si, Mn, Mo, V를 제외하고, C를 감소시킨 것이다. 시험예 2는 시험예 1에 의한 분말 조성으로부터 C, Cr을 감소시킨 것이다. 시험예 3은 시험예 2에 의한 분말 조성으로부터 Cr을 감소시킨 것이다. 시험예 4는 SKD61 상당재로부터 Si, Mn을 제외하고 C, Cr을 감소시킨 것이다. 시험예 5은 시험예 4에 의한 분말 조성으로부터 Mo를 감소시키고, V를 제외한 것이다. 시험예 6은 시험예 4에 의한 분말 조성으로부터 V를 감소시키고, Mo를 제외한 것이다. 시험예 7은 시험예 4에 의한 분말 조성으로부터 Mo, V를 삭제하고, W를 추가한 것이다. 시험예 8은 시험예 4에 의한 분말 조성으로부터 Mo, V를 삭제하고, Co를 추가한 것이다. 시험예 9는 SKD 상당으로부터 C, Cu, Mn을 감소하고, 그외의 것을 제외한 것이다. 시험예 10은 시험예 8에 의한 분말 조성으로부터 Co를 제외한 것이다. 시험예 11은 Fe-Mn강으로부터 C를 감소한 것이다. 시험예 12는 시험예 11에 의한 분말 조성으로부터 Mn을 감소시킨 것이다. 시험예 13은 시험예 11에 의한 분말 조성으로부터 Mn을 다시 감소시킨 것이다.

그리하여, 상기한 방법에서 얻어진 복합 재료의 조각으로부터 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 마이크로비커스 경도를 측정함과 함께 소착 시험편을 작성하고, 상대재로서 JIS-SUJ2 상당재를 사용하여 상기와 같이 소착 시험을 실시하였다.

사용한 분말의 조성, 다공질 금속 소결체의 경도(하중 300g, 5지점 평균), 소착 시험의 결과를 각각 표 4에 나타낸다.

표 4에서 이해될 수 있는 것과 같이, SKD11 개량계(시험예1∼3)에 의하면, Cr이 비교적 많은 경우에는 Cr이 2중량% 이상, C가 0.1중량% 이상이면 다공질 금속 소결체의 경도는 Hv 200이상이고, 또한 소착 시험에 있어서도 소착(면 거칠기)은 생기지 않았다.

SKD61 개량계(시험예4∼8), SKH 개량계에 의하면, 다공질 금속 소결체의 경도가 Hv 200이상이 되기 위해서는, 마찬가지로 Cr이 1.7중량% 이상, C가 0.1중량% 이상, Mo, V, W, Co, Mn의 어느 일종 이상이 0.3중량% 이상이어야 한다. 또한 Fe-Mn강 개량계에서는 C가 0.1중량% 이상, Mn이 10중량% 이상인 것이 필요하다.

제10도 ∼ 제11도는 탄소 함유량이 0.1중량%로 낮은 경우의 시험 결과를 나타낸다. 즉, 제10도는 다공질 금속 소결체를 구성하는 원료 분말로서 Fe-0.1중량% C-Cr계를 사용한 경우, Cr 함유량을 변화시킬 때의 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 마이크로비커스 경도의 변동을 나타내는 그래프이다. 제11도는 다공질 금속 소결체를 구성하는 원료 분말로서 Fe-0.1중량% C-2중량% Cr계를 사용한 경우, W, V, Mo, Co, Mn 함유량을 개별로 각각 변화시켰을 때의 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 마이크로비커스 경도의 변동을 나타내는 그래프이다. 제12도는 다공질 금속 소결체를 구성하는 원료분말로서 Fe-0.1중량% C-Mn계를 사용한 경우, Mn 함유량을 변화시킬 때의 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속의 마이크로비커스 경도의 변동을 나타내는 그래프이다.

제10도의 특성선에서 이해될 수 있는 바와 같이, C가 0.1중량%로 낮은 때에는 Cr 1중량%까지는 경도의 증가는 너무 기대할 수 없으며, Cr 2중량% 부근에서 Hv 200이 얻어진다. 또한 제11도의 특성선에서 이해될 수 있는 바와 같이, Fe-0.1중량% C-1.7중량% Cr계를 사용한 경우, W가 0.3중량%일 때 경도가 Hv 220이상으로 되고, V가 0.3중량%일 때 경도가 Hv 210이상으로 되고, Mo가 0.3중량%일 때 경도가 Hv 200이상으로 되고, Co가 0.3중량%일 때 경도가 Hv 200이상으로 되고, Mn이 0.3중량%일 때 경도가 Hv 200이상으로 된다. 또한, Co는 열간 강도 향상에 기여한다.

또한 제12도의 특성선에서 이해되는 바와 같이, Mn 함유량이 증가함에 따라 급격히 경도가 향상된다. Fe-0.1중량% C-Mn계를 사용한 경우, Mn 10중량% 정도에서 Hv 200이 얻어진다.

상기한 예로부터 다음의 기술적 사상을 파악할 수 있다.

다공질 금속 소결체는 퀸칭상을 가진 특허청구범위 제1항에 의한 금속 소결체 복합 재료.

다공질 금속 소결체는 용탕으로부터의 열전달, 혹은 시효 처리의 때의 열에 의해 소려(tempering)된 퀸칭상(소입 소려상)을 가지는 제1항, 제2항 내지 제4항에 의한 금속 소결체 복합 재료.

다공질 금속 소결체는 용탕으로부터의 열전달에 의해, 혹은 시효 처리의 때의 열에 의해 적당히 소려되고, 미세한 경질의 탄화물이 생성된 퀸칭상(소입 소려상)을 갖는 제1항, 제2항 내지 제4항에 의한 금속 소결체 복합 재료.

다공질 금속 소결체에는 페로크롬(FeCr), 페로몰리브덴(FeMo)등의 금속간 화합물이나 물라이트 등의 Hv 2000 이하의 경질물(입경 : 예를 들면 1∼300㎛)이 혼재하고, 다공질 금속 소결체는 (상기 경질물의 입경보다도 입경이 적은) 미세한 탄화물이 생성되어 있는 퀸칭상(소입 소려상)을 갖는 특허청구범위 제1항, 제2항 내지 제4항에 의한 금속 소결체 복합 재료.

특허청구범위 제2항 내지 제4항에 의한 제조방법으로 제조한 금속 소결체 복합 재료.

특허청구범위 제1항 또는 제2항 내지 제4항에 의한 금속 소결체 복합 재료로 이루어진 슬라이딩 부재.

특허청구범위 제1항 또는 제2항 내지 제4항에 의한 금속 소결체 복합 재료를 구비한 피스톤 또는 실린더 블록.

특허청구범위 제1항, 제2항 내지 제4항에서 의한 다공질 금속 소결체를 100중량%로 한 때에, 다공질 금속 소결체는 탄소량이 0.07∼0.3중량%의 저탄소계, 탄소량이 0.3∼0.8중량%의 중탄소계, 탄소량이 0.8∼8.9중량%의 고탄소계 중의 어느 하나이다.

Claims (4)

1. 기공을 갖는 삼차원 격자 구조를 구비한 철계의 다공질 금속 소결체와, 상기 다공질 금속 소결체의 기공에 함침되어 고화한 경금속을 포함하고 상기 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속은 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정되는 것을 특징으로 하는 금속 소결체 복합 재료의 제조방법.
2. 중량비로 C 0.1∼8.0%, Cr 2.0∼70.0% 및 불가피한 불순물의 조성을 갖는 철계 원료 분말을 사용하여 성형한 분말 성형체를 소결하여, 기공이 있고 체적률이 30∼88%의 삼차원 격자 구조를 갖춘 기체 퀸칭 가능한 조성을 갖는 철계의 다공질 금속 소결체를 얻는 공정과, 기체 중에서 그 다공질 금속 소결체를 냉각하여 상기 다공질 금속 소결체를 기체 퀸칭하는 기체 퀸칭공정과, 상기 다공질 금속 소결체의 기공에 경금속의 용탕을 함침, 고화시켜 복합체를 얻는 함침공정과, 상기 복합체를 구성하는 경금속의 시효 처리의 온도 영역으로 가열하여 상기 경금속을 시효 처리하는 시효 처리공정의 순서로 실시하고, 상기 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속을 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정하는 것을 특징으로 하는 금속 소결체 복합 재료의 제조방법.
3. 중량비로 C 0.1∼3.0%, Cr 1.7∼20.0%, Mo, V, W, Co, Mn중 일종 이상 0.3∼30.0% 및 불가피한 불순물의 조성을 갖는 철계 원료 분말을 사용하여 성형한 분말 성형체를 소결하여 기공이 있고 체적률이 30∼88%의 삼차원 격자 구조를 갖춘 기체 퀸칭 가능한 조성을 갖는 철계의 다공질 금속 소결체를 얻는 공정과, 기체중에서 그 다공질 금속 소결체를 냉각하여 상기 다공질 금속 소결체를 기체 퀸칭하는 기체 퀸칭공정과, 상기 다공질 금속 소결체의 기공에 경금속의 용탕을 함침, 고화시켜 복합체를 얻는 함침공정과, 상기 복합체를 구성하는 경금속의 시효 처리의 온도 영역으로 가열하여 상기 경금속을 시효 처리하는 시효 처리공정의 순서로 실시하고, 상기 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속을 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정하는 것을 특징으로 하는 금속 소결체 복합 재료의 제조방법.
4. 중량비로 C 0.1∼8.0%, Mn 10.0∼50.0% 및 불가피한 불순물의 조성을 갖는 철계 원료 분말을 사용하여 성형한 분말 성형체를 소결하여 기공이 있고 체적률이 30∼88%의 삼차원 격자 구조를 갖춘 기체 퀸칭 가능한 조성을 갖는 철계의 다공질 금속 소결체를 얻는 공정과, 기체중에서 그 다공질 금속 소결체를 냉각하여 상기 다공질 금속 소결체를 기체 퀸칭하는 기체 퀸칭공정과, 상기 다공질 금속 소결체의 기공에 경금속의 용탕을 함침, 고화시켜 복합체를 얻는 함침공정과, 상기 복합체를 구성하는 경금속의 시효 처리의 온도 영역으로 가열하여 상기 경금속을 시효 처리하는 시효 처리공정의 순서로 실시하고, 상기 다공질 금속 소결체를 구성하는 금속을 마이크로비커스 경도 Hv 200∼800로 설정하는 것을 특징으로 하는 금속 소결체 복합 재료의 제조방법.