WO2003062680A1 - Segment de piston de pulverisation - Google Patents

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Ryou Obara
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Kabushiki Kaisha Riken
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Definitions

  • the present invention relates to a piston ring used for an internal combustion engine, a compressor, or the like, and more particularly, to a sprayed piston ring having a sprayed coating formed on at least an outer peripheral sliding surface.
  • An object of the present invention is to eliminate the disadvantages of a sprayed coating in Japanese Patent Application Laid-Open No. H11-80921, Table 2000-507679, to have excellent initial conformability, and to have thermal resistance to seizure and abrasion.
  • An object of the present invention is to provide a sprayed piston ring having a coating formed thereon.
  • the thermal sprayed stone ring of the present invention contains 2 to 40% by mass of Sn, 5 to 50% by mass of graphite, and has a thermal spray coating substantially composed of Cu on at least the outer peripheral sliding surface. It is characterized by.
  • the thermal spray coating consists essentially of Cu, Sn and graphite. Graphite contained in the sprayed coating is dispersed in the sprayed coating to enhance the self-lubricating property of the coating, so that the copper-based metal is abraded by the mating shaft to form a familiar surface. Prevent attrition.
  • the content of graphite should be 5 to 50% by mass.
  • the preferred graphite content is 5 to 20% by weight.
  • Sn contained in the thermal spray coating does not form or hardly forms a hard material such as an oxide in plasma spraying.
  • the phrase "hard material such as oxide is not substantially formed” means that pores and the like generated by thermal spraying are observed in the micrograph observation of FIG. 4 described later, but no hard material is observed.
  • Sn is alloyed with Cu in advance and sprayed, Sn re-dissolves in the copper alloy and hardens the copper alloy appropriately. That is, in the raw material Cu-Sn alloy, a Cu-Sn-based intermetallic compound with poor initial compatibility may be formed, but the intermetallic compound is re-dissolved during thermal spraying, Alternatively, it can be a substantially solid-dissolved tissue.
  • the “substantially solid solution state” refers to a state in which pores and the like generated by thermal spraying are observed, but no intermetallic compound is observed in the microscopic photograph observation of FIG. 4 described later. Since the intermetallic compound is hard, it is harmful to the initial adaptability, but the Cu phase in which Sn is dissolved is excellent in the initial adaptability. On the other hand, when melting Sn powder and Cu powder, a structure in which Cu phase and Sn phase are dispersed may be obtained depending on the spraying conditions. That is, although the composition of the present invention is in the Sn-Cu intermetallic compound generation range shown in the equilibrium diagram, when sprayed,
  • the Sn content is set to 2 to 40% by mass.
  • the preferred Sn content is 5 to 25% by mass.
  • P can be added to the above-mentioned Cu-C-Sn component sprayed material.
  • P improves the flowability of the Cu alloy and densifies the sprayed structure.
  • the P content exceeds 1.0% by mass, the alloy is hardened, which is not preferable.
  • the preferred P content is 0.03 to 0.5% by mass.
  • Pb forms a soft Pb phase or forms a Pb Sn eutectic structure, it has a favorable effect on initial compatibility, but all of these phases have a low melting point and may elute at the piston ring operating temperature. There is.
  • the Pb content should be 20% by mass or less, more preferably 0.03 to 5.0% by mass.
  • Be does not have the aging effect of the Cu-Be alloy and mainly strengthens solid solution.
  • FIG. 1 is a schematic sectional view showing a piston ring according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic sectional view showing a piston ring according to another embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic sectional view showing a piston ring according to another embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a micrograph (X100) of the metal structure of the test material on which the plasma sprayed film was formed in the example.
  • FIG. 5 is a schematic sectional view showing an apparatus (plasma gun) for performing plasma spraying.
  • FIG. 6 is a schematic diagram of an ultra-high pressure wear tester.
  • FIG. 5 is a sectional view taken along the line AA of FIG. 6;
  • FIG. 8 is a graph showing the time until the occurrence of image sticking in the wear tests of the example and the comparative example.
  • FIG. 9 is a graph showing the wear amount of the test piece when seizure occurs in the wear tests of the example and the comparative example.
  • FIG. 1 and 2 are schematic sectional views showing a piston ring according to an embodiment of the present invention.
  • a thermal spray coating 3 is formed on a flat outer peripheral sliding surface or an outer peripheral sliding surface groove of a known piston ring base material 2 made of iron, stainless steel, or the like. If necessary, the thermal spray coating 3 may be formed on the upper and lower surfaces.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing a piston ring according to another embodiment of the present invention, in which another coating such as a hard chromium plating coating or a hard spray coating for wear resistance is formed on the base of the thermal spray coating 3. Is formed.
  • the thermal spray coating 3 can be formed by ordinary arc spraying, flame spraying, high-speed flame spraying, plasma spraying, or low-pressure plasma spraying, but is preferably formed by plasma spraying from the dispersed state of graphite ( plasma spraying). Is performed using a plasma gun 5 shown in Fig. 5.
  • the plasma gun 5 is formed of an annular anode 6 made of copper or the like, a cathode 7 made of tungsten or the like, and located above the anode 6, and a power source 8.
  • Anode 6 forms a nozzle for ejecting plasma gas
  • a cavity (not shown) is formed inside anode 6 and cathode 7, and has a cooling function.
  • the piston ring base material 2 is set at a position 20 to 300 band away from the tip of the anode 6.
  • an inert gas such as Ar is introduced into the nozzle.
  • the inert gas is heated by the arc discharge 9 and turned into plasma.
  • the plasma gas expands and is ejected from the anode 6 at a high temperature and a high speed to form a plasma jet stream 10.
  • the film is blended to have the desired composition.
  • the average particle size of 5 to 125 xm raw material powder 11 is introduced.
  • the raw material may be a braalloy powder, a single powder, or a combination thereof.
  • copper may be electrolessly applied to the graphite powder.
  • the supply port of the powder 11 may be provided in the anode 6 as shown in FIG. 5, or may be provided immediately below the anode 6.
  • the powder 11 is melted and accelerated in the plasma jet stream 10 and collides with the base material 2.
  • the colliding powder 11 is instantaneously flattened and rapidly cooled to the base metal temperature to form a thermal spray coating 3.
  • the surface of the base material 2 is preferable to form in advance the surface of the base material 2 with unevenness of about 10 to 20 m by shot blasting or the like.
  • the projections cause local melting and are easily alloyed.
  • the anchoring effect due to the solidification shrinkage stress of the molten particles is generated, and the film is formed. Adhesive strength becomes stronger.
  • the base material 2 is preheated immediately before thermal spraying to a high temperature of 400 to 550 ° C, and the surface of the base material 2 is cleaned by a transfer arc, the surface is activated. An interdiffusion layer is formed between the coating 3 and the base material 2 and the thermal spray coating 3 are firmly joined.
  • the thickness of the thermal spray coating 3 is preferably from 50 to 500 x m, more preferably from 100 to 300 / m.
  • the equipment and test conditions of the ultra-high pressure wear tester used in this test are as follows.
  • the test apparatus is schematically shown in Fig. 6 and Fig. 7, which is a sectional view taken along the line AA of Fig. 6, and is detachably mounted on the stay holder 12.
  • Lubricating oil is injected through the lubrication port 14 from the back side at the center of the disc 13 (counterpart), which has been polished to a diameter of 80 mm and a thickness of 10 mm.
  • a pressing force P is applied to the disk 13 by a hydraulic device (not shown) at a predetermined pressure toward the right in the figure.
  • a disk 15 is provided opposite the disk 13 and is rotated at a predetermined speed by a drive device (not shown).
  • a pin-shaped projection 21 is slidably mounted on the disk 13 on the test piece 16 with a 5 mm square end face having a surface treatment layer formed on the test piece 16 as a sliding surface.
  • the rotor 15 is rotated by applying a predetermined pressing force P to the stay holder 12 so that the disk 13 comes into contact with the pin-shaped projection 21 of the test piece 16 at a predetermined surface pressure.
  • a predetermined pressing force P to the stay holder 12 so that the disk 13 comes into contact with the pin-shaped projection 21 of the test piece 16 at a predetermined surface pressure.
  • the torque T generated in the holder 12 due to the friction between the test piece 16 and the counterpart disk 13 caused by the rotation of the rotor 15 is applied to the load cell 18 via the stainless steel fiber 17 and the change is measured by a dynamic strain gauge. Read at 19 and record on recorder 20. Assuming that seizure occurred when the torque T suddenly increased, the time required up to this time was used to judge the quality of seizure resistance and initial adaptation characteristics, and the amount of wear of the film by this time was used for abrasion resistance. Judge the quality of sex.
  • test conditions are as follows.
  • Friction speed 8m / sec
  • the prepared powders are as follows.
  • the mixed powder 2 Cr 3 C 2 powder 30 weight%, Mo powder 6G mass%, Ni-Cr alloy powder 10 wt% ( ⁇ : 80 wt%: 20 wt%) In addition, each of the powders was 325 mesh Was.
  • a sprayed film having a thickness of about 100 m is formed on the surface of the pin-shaped projection 21 of the test piece 16 by plasma spraying.
  • Thermal spraying conditions were as follows.
  • Atmosphere gas A r
  • Base material preheating temperature 400 ° C
  • Fig. 4 shows a micrograph (X100) of the metal structure on the curved surface of the obtained test piece 16.
  • the bond between the bond coat portion 22 (bottom of the photo) and the sprayed coating 4 is alloyed and diffusion bonded, and the coating 3 has very few vacancies.
  • the average hardness of the sprayed coating of mixed powder 1 was 150 Hv0.05, and the black part (approximately the center in the photograph) in sprayed coating 4 is a graphite.
  • a mixed powder 3 composed of 8.5 mass% of Si powder, 23 mass% of graphite powder, 68.5 mass% of A1 alloy powder, and 30 mass% of Cr 3 C 2 powder, A mixed powder 4 comprising 60% by mass of Mo powder and 10% by mass of Ni-Cr alloy powder ( ⁇ : 80% by mass,: 20% by mass) was prepared.
  • a sprayed coating having a thickness of about 100 m was formed on the surface of the pin-shaped projection 21 of the test piece 16 by plasma spraying.
  • the spray conditions are as follows. The hardness of the thermal spray coating of Mixed Powder 3 was 11 OHvO.05.
  • Atmosphere gas A r
  • Base material preheating temperature 400 ° C
  • Fig. 7 shows the results of the seizure occurrence time of the test piece 16 and the disk 13, and Fig. 8 shows the amount of wear of the test piece 16 when seizure occurred. Comparative Example 2
  • a mixed powder 6 comprising 1 G mass% of C 2 powder, 31 mass% of Mo powder, and 10 mass% of Ni-Cr alloy powder ( ⁇ : 80 mass%,: 20 mass%) was prepared.
  • a spray coating having a thickness of about 100 m was formed on the curved surface of the test piece 16 by plasma spraying using the mixed powder 6 as a pound coat and the mixed powder 5 as a top coat.
  • the spray conditions were as follows.
  • Atmosphere gas A r
  • Base material preheating temperature 400 ° C
  • Fig. 8 shows the results of the seizure time of the test piece 16 and the disk 13, and Fig. 9 shows the amount of wear of the test piece 16 when seizure occurred.
  • test piece 16 of the example is superior to the test piece 16 of the comparative example in seizure resistance, wear resistance, and initial adaptability. Industrial applicability
  • the biston ring of the present invention in which a coating formed by mixing Cu, Sn, and graphite at a predetermined ratio and spraying is formed on the outer peripheral sliding surface, Excellent seizure resistance, wear resistance, and initial familiarity

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Description

明 細 書 溶射ピストンリング 技術分野
本発明は内燃機関や圧縮機等に用いられるピストンリングに関し、 更 に詳しくは少なくとも外周摺動面に溶射皮膜を形成した溶射ピストンリ ングに関する。 背景技術
近年、 エンジンの高出力化などの高性能化に伴い、 ピストンリングに 要求される条件はますます苛酷なものとなり、 耐摩耗性や耐焼付性を有 するピストンリングが要求される。 一方、 オイル消費量の低減や馴らし 運転時間短縮によるコスト削減の為に、 ピス 卜ンリングとシリンダライ ナが早期に馴染む所謂初期馴染み性に優れることも必要とされている。 そこで従来では、 摺動部材の初期馴染み性、 例えば、 ピストンリング の初期馴染み性を向上させるため、 ピストンリングの最外周面に銅めつ き皮膜を施こすことや軟質の溶射皮膜を施すことが行われてきた。
しかしながら、 上述した従来の銅めつき皮膜を施したビストンリングを 高性能なディーゼルエンジンに使用した場合、 銅めつき皮膜が柔らかす ぎて、 初期馴染みが完了する以前に銅めつき皮膜が摩滅してしまい、 摩 耗ゃ焼付に至るという問題がある。
また、 特開平 1 1— 80921では、 八 1が7~ 1 1質量％、 F e 、 N i 、 M n のうち 1種、 2種もしくはすべてが 0. 5〜8質量％、 残部が C uである銅基 合金摺動面材料から成るプラズマ又はアーク溶射により形成された溶射 皮膜層を初期馴染み皮膜として用いることが開示されているが、 該皮膜 は硬度が高いうえ、 皮膜中には自己潤滑性を有する成分が含まれていな い為に、 初期馴染み性が充分ではないという問題がある。
更に、 特表 2000— 507679では、 グラフアイ トのような固体状態の潤滑 剤 5〜60 %と、 N i 、 A l 、 S i のような金属系接着剤 40〜 95 %と、 選択 随意的に、 有機系接着剤 1 5 %以内とを含む溶射皮膜を用いて、 上記問題 を解決しょうとしたが、 銅めつき皮膜同様に皮膜が軟質である為に、 耐 摩耗性が充分ではなく初期馴染みを完了する前に、 皮膜が摩滅してしま う問題がある。 発明の開示
本発明の目的は、 特開平 1 1一 8092 1、特表 2000— 507679での溶射皮膜の 欠点を解消し、 初期馴染み性に優れ、 且づ、 耐焼付性、 耐摩耗性を有す る溶射皮膜を形成した溶射ピストンリングを提供することである。
上記課題に鑑み鋭意研究の結果、 本発明者は、 Cu、 Sn、 グラフアイ ト を所定の割合で混合し、 ピストンリングの摺動面に溶射することによつ て、 初期馴染み性と耐摩耗性、 耐焼付性に優れた溶射ピストンリングが 得られることを発見し、 本発明を完成させた。
すなわち本発明の溶射ビス トンリングは、 Snが 2から 40質量％、 グラフ アイ 卜が 5から 50質量％含有され、残部が実質的に Cuからなる溶射皮膜を 少なく とも外周摺動面に有することを特徴とする。 溶射皮膜は Cu、 Sn及びグラフアイ 卜から実質的にからなる。 溶射皮膜中 に含まれるグラフアイ 卜は溶射層中に分散して、 皮膜の自己潤滑性を高め ることによって、銅系金属が相手軸により摩耗されて馴染み面を形成する 段階まで、 溶射皮膜の摩滅を防止する。 溶射皮膜全体を 100質量 として、 グラフアイ 卜の含有量が 5質量 未満では自己潤滑性効果が乏しく、 また 50 質量％を超えると、 皮膜が軟質となる為、 初期馴染みが完了する前に皮膜 が摩滅してしまう。 従って、 グラフアイ 卜の含有量は 5から 50質量％とする。 好ましいグラフアイ 卜の含有量は 5から 20質量％である。
溶射皮膜中に含まれる Sn は、 プラズマ溶射において酸化物などの硬質 物を形成しないか、 あるいは実質的に形成しない。 ここで酸化物などの硬 質物を実質的に形成しないとは、 後述の第 4図の顕微鏡写真観察で、 溶射 により生成する空孔などは認められるが、硬質物が観察されない状態であ る。 Sn が予め Cu と合金化して溶射される場合は Snは銅合金に再固溶し て銅合金を適度に硬化する。 すなわち、 原料の Cu- Sn合金中では初期馴染 み性が劣る Cu-Sn系金属間化合物が生成していることもあるが、溶射時に 金属間化合物が再固溶され、 固溶しているか、 あるいは実質的に固溶した 組織とすることができる。 ここで実質的に固溶状態とは後述の第 4図の顕 微鏡写真観察で、 溶射により生成する空孔などは認められるが、 金属間化 合物が観察されない状態である。金属間化合物は硬質であるので初期馴染 み性に有害であるが、 Snを固溶した Cu相は初期馴染み性に優れている。 一方、 Sn 粉末と Cu 粉末を溶財する場合は、 溶射条件によっては、 Cu 相 と Sn相が分散した組織が得られる。 即ち、 本発明の組成は平衡状態図に 示される Sn- Cu金属間化合物生成範囲であるが、 溶射した場合、
訂: Eされた ^紙 ( IK191) 各粉末が完全に融合しないまま急冷されるために、 金属間化合物は実質 的に生成されず、 初期馴染み性に優れた Sn相が生成する。
溶射皮膜全体を 100質量％として、 Snの含有量が 2質量％未満では皮膜 硬度が低い為、 耐摩耗性に乏しく、 また、 40質量％を超えると、 溶射皮 膜中に S n相が多量に析出し、 溶射皮膜は耐摩耗性に劣るようになる。 従って、 Sn含有量は 2から 40質量％とする。 好ましい Snの含有量は 5から 25質量％である。
上 記 し た Cu- C-Sn 成 分 系 溶 射 材 に P，Sb,Co, Be，Cr，Mn，Si, Cd, Zn， Fe, Ni, Pbの一種以上を添加することができる。 Pは Cu 合金の湯流れ性を改善して溶射組織を緻密化する。 ただし、 P含有量が 1. 0質量％を超えると合金が硬化して好ましくない。 好ましい P含有量は 0.03から 0.5質量％である。 Pbは軟質の Pb相を形成し、 あるいは Pb Sn共 晶組織を形成することにより初期馴染み性に好ましい影響を与えるが、 これらいずれの相も低融点であるためにピストンリング作動温度で溶出 するおそれがある。 したがって、 Pb含有量は 2 0質量％以下とするべき であり、 より好ましくは 0.03から 5.0質量％である。本発明の Sn量範囲で は、 Be は Cu-Be合金の時効性はなく、 主として固溶強化をする。 その他 の元素である Sb, Co， Cr.Mn, Si, Cd, Zn,Fe, Niは銅に合金化された状態で 溶射される場合は、 再固溶して固溶強化をする。 これらの元素が単独の 金属粉末として溶射されると、特に Cr,Mn,Fe，Niなどは単独金属として溶 射組織に分散して耐摩耗性を高める。 しかしながら、 質量百分率で、 Sb が 5 %を超え， Coが 5 %を超え， Beが 5 %を超え， が 5 %を超え， Mnが 1 5 %を超え， Siが 1 5 %を超え， Cdが 1 5 %を超え，Ζηが 1 5 %を超 え， Feが 5 %を超え， N iが 2 0 %を超えると、 合金全体の硬度が上昇し、 好ましい硬度である平均硬さ 300HV0. 1以下を維持することが困難になる, これらの添加元素の総量は 25質量％以下であることが好ましい。 図面の簡単な説明
第 1図は本発明の一実施例によるピストンリングを示す概略断面図で ある。
第 2図は本発明の別の実施例によるピストンリングを示す概略断面図 である。
第 3図は本発明の他の実施例によるピストンリングを示す概略断面図 である。
第 4図は実施例においてプラズマ溶射皮膜を形成した供試材の金属組 織の顕微鏡写真 （X 1 00) である。
第 5図はプラズマ溶射を行う装置 （プラズマガン） を示す概略断面図 である。
第 6図は超高圧摩耗試験機の概略図である。
第 Ί図は第 6図 6の A— A矢視断面図である。
第 8図は実施例及び比較例の摩耗試験における焼き付き発生までの時 間を示すグラフである。
第 9図は実施例及び比較例の摩耗試験における焼き付き発生時のテス トピースの摩耗量を示すグラフである。 発明の実施形態
第 1図及び第 2図は本発明の実施例によるピストンリングを示す概略 断面図である。 ピストンリング 1は、 公知の铸鉄、 ステンレス鋼などから なるビストンリング母材 2の平坦な外周摺動面もしくは外周摺動面溝内 に溶射皮膜 3が形成されている。必要により溶射皮膜 3を上下面に形成し てもよい。 第 3図は本発明の他の実施例によるピストンリングを示す概 略断面図であり、 溶射皮膜 3の下地に耐摩耗性目的の硬質クロムめつき 皮膜、 硬質溶射皮膜などの他の皮膜 2 2を形成している。
溶射皮膜 3は通常のアーク溶射、 フレーム溶射、 高速フレーム溶射、 プ ラズマ溶射や減圧プラズマ溶射によっても形成することができるが、 グ ラファイ 卜の分散状態からプラズマ溶射によって形成するのが好ましい ( プラズマ溶射は第 5図に示すプラズマガン 5を用いて行う。プラズマガン 5は、 銅などからなる環状の陽極 6と、 タングステンなどからなり、 陽極 6 の上部に位置する陰極 7と、 電源 8とを有する。 陽極 6はプラズマガスを噴 出するノズルを形成する。 陽極 6及び陰極 7の内部にはキヤビティ （図示 せず） が形成され、 冷却機能を有する。
プラズマ溶射を行うには、 まず陽極 6の先端から 20〜300 匪離れた位置 にピストンリング母材 2を設置する。次に Ar等の不活性ガスをノズルに導 入する。 この状態で陽極 6と陰極 7との間に高電圧を印加すると、 アーク 放電 9により不活性ガスが加熱され、 プラズマ化される。 プラズマ化され たガスは膨張し、 高温かつ高速で陽極 6から噴出し、 プラズマジエツ 卜流 1 0をつくる。
このプラズマジェッ ト流 1 0中に、 皮膜が所望の組成となるように配合 した平均粒径 5〜 1 25 x m原料粉末 1 1を投入する。原料はブレアロイ粉末 であってもよく、 単独粉末であってもよく、 あるいはこれらを併用して もよい。 またグラフアイ ト粉末に銅を無電解めつきしてもよい。 粉末 1 1 の供給口は、 第 5図のように陽極 6内に設けてもよいし、 あるいは陽極 6の直下に設けてもよい。 粉末 1 1はプラズマジェッ ト流 10中で溶融、 加 速されて母材 2に衝突する。衝突した粉末 1 1は瞬時に偏平化して、 母材温 度まで急冷され、 溶射皮膜 3を形成する。
なお、 母材 2の表面には予めショッ トブラスト等で 10から 20 m 程度 の大きさの凹凸を形成しておくのが好ましい。 それによつて、 溶融粒子 が母材の凸部に衝突した際に、 凸部が局部溶融を起こして合金化しやす く、 また機械的にも溶融粒子の凝固収縮応力によるアンカー効果が生じ て、 皮膜の接着力が強固となる。 また、 溶射直前に母材 2を予熱して 400 〜 550°Cの高温にし、 移行アークにより母材 2の表面をクリ一二ングする と、 表面が活性化し、 溶射後に母材 2と溶財皮膜 3との間に相互拡散層が 形成され、 母材 2と溶射皮膜 3とは強固に接合する。
溶射皮膜 3の厚さは 50から 500 x m に形成するのが好ましく、 特に 100 から 300 / m に形成するのが好ましい。
本発明を以下の具体的実施例によりさらに詳細に説明する。 発明を実施するための最良の形態
本実施例では、 第 6図に示す超高圧摩耗試験機により焼付試験を行つ た。
本試験に用いた超高圧摩耗試験機の装置と試験条件は次の通りである。 試験装置は、第 6図および第 6図の A— A視野断面図である第 7図に要部 を図解的に示すものであって、 ステ一夕ホルダ 1 2 に取外し可能に取り付 けられた直径 80mm x厚さ 10mmの研磨仕上げを施した円盤 13 (相手材） の中央には、 裏側から注油口 14を通して潤滑油が注油される。 円盤 1 3に は図示しない油圧装置によって図において右方に向けて所定圧力で押圧 力 Pが作用するようにしてある。円盤 13に相対向してロー夕 15があり、 図示しない駆動装置によって所定速度で回転するようにしてある。 ロー夕 15には試験片 16に表面処理層を形成した 5mm角の正方形の端面を摺動 面としてピン状突起 21が円盤 13に対し摺動自在に取り付けてある。
このような装置において、ステ一夕ホルダ 1 2に所定の押圧力 Pをかけ、 所定の面圧で円盤 13と試験片 16のピン状突起 2 1とが接触するようにし て、 ロータ 15を回転させる。 一定圧力で、 ロー夕 15の回転によって試験片 16と相手の円盤 13との摩擦によってステ一夕ホルダ 12に生ずるトリレク T をステンレスファイバー 17を介してロードセル 18に作用せしめ、その変化 を動歪計 19で読取り、 記録計 20に記録させる。 トルク Tが急激に上昇した とき焼付が発生したものとして、 この時までの所用時間をもって耐焼付特 性、 初期馴染み特性の良否を判断し、 また、 この時までに皮膜が摩耗した 量をもって耐摩耗性の良否を判断する。
試験条件は次の通りである。
摩擦速度 ： 8m/秒
相手材 ： F C 25
接触面圧 ： 2MPaで 3分間保持した後、 3MPaに増圧し、 焼付発生まで保持。 潤滑油 ： モーターオイル # 30 供給量 ：初期に lcc円盤側に塗布、 その後無潤滑
用意した粉末は次のとおりである。
混合粉末 1 ： Sn粉末 8質量％、 グラフアイ ト粉末 20質量％、 及び、 Cu 粉末 72質量％
混合粉末 2 ： Cr3C2 粉末 30質量％、 Mo粉末 6G質量％、 Ni-Cr 合金粉末 10質量％ (^ : 80質量％、 ： 20質量％) なお、 それぞれの粉末は 325メ ッシュであった。
混合粉末 2をボンドコートとして用いて、 本発明である混合粉末 1をト ップコ一トとし、 プラズマ溶射により試験片 16のピン状突起 21の表面に それぞれ約 100 mの厚さの溶射皮膜を形成した。 溶射条件は以下の通 りであった。
溶射条件
使用ガン ： メテコ社製 9MB (商品名） プラズマ溶射ガン
電圧 ： 70V
電流 ： 500 A
雰囲気ガス ： A r
母材予熱温度： 400 °C
得られた試験片 16の湾曲面における金属組織の顕微鏡写真 （ X100)を 第 4図に示す。 第 4図より明らかなように、 ボンドコート部 22 (写真下部） と溶射皮膜 4の接合部は合金化して拡散結合しており、 皮膜 3中には空孔 が極めて少ない。混合粉末 1の溶射皮膜の平均硬さは 150Hv0.05であった, 溶射皮膜 4中の黒色部分 （写真ほぼ中央） はグラフアイ トである。
得られた試験片 16及び FC25からなる円盤 13を上記の超高圧摩耗試験機に 取り付けて、 以下に示す試験条件で焼付試験を行った。 試験片 16及び円 盤 13の焼付発生までの時間の結果を第 8図に、 焼付発生時の試験片の摩 耗量を第 9図に示す。 比較例 1
実施例の試験片 16と同じ基材に、 S i粉末 8.5質量％、 グラフアイ ト粉末 23質量％、 A 1 合金粉末 68.5質量％からなる混合粉末 3と、 Cr3C2粉末 30質量％、 Mo粉末 60質量％、 Ni- Cr 合金粉末 10質量％ (^ : 80質量％、 ： 20質量％) からなる混合粉末 4を用意した。 混合粉末 4をポンドコー ト、混合粉末 3をトップコートとしてプラズマ溶射により試験片 16のピン 状突起 21の表面にそれぞれ約 100 mの厚さの溶射皮膜を形成した。溶 射条件は以下の通りである。 混合粉末 3の溶射皮膜の硬さは 11 OHvO.05 であった。
溶射条件
使用ガン ： メテコ社製 9MB (商品名） プラズマ溶射ガン
電圧： 70V · 電流： 500 A
雰囲気ガス ： A r
母材予熱温度 ： 400 °C
得られた試験片 16と、 実施例と同じ円盤 13とを組み合わせ、 実施例と同 様にして焼付試験を行った。 試験片 16及び円盤 13の焼付発生時間の結果 を図 7に、 焼付発生時の試験片 16の摩耗量を第 8図に示す。 比較例 2
実施例の試験片 16と同じ基材に、 特願平 10- 31600に記載されている、 AI 粉末 9質量％、 Fe粉末 1質量％、 Cu 合金粉末 90質量％からなる混合粉末 5 と、 Cr3 C 2 粉末 1G質量％、 Mo粉末 31質量％、 Ni-Cr 合金粉末 10質量％ (^ : 80質量％、 ： 20質量％) からなる混合粉末 6を用意した。 混合粉 末 6をポンドコート、 混合粉末 5をトップコートとしてプラズマ溶射によ り試験片 16の湾曲面にそれぞれ約 100 mの厚さの溶射皮膜を形成した, 溶射条件は以下の通りである。
溶射条件
使用ガン ： メテコ社製 9MB (商品名） プラズマ溶射ガン
電圧： 70V
電流： 500 A
雰囲気ガス ： A r
母材予熱温度： 400 °C
得られた試験片 16と、 実施例と同じ円盤 13とを組み合わせ、 実施例と同 様にして焼付試験を行った。 試験片 16及び円盤 13の焼付発生時間の結果 を図 8に、 焼付発生時の試験片 16の摩耗量を第 9図に示す。
第 8 , 9図から明らかなように、 実施例の試験片 16は比較例の試験片 16よりも耐焼付性、 耐摩耗性、 初期馴染み性に優れている。 産業上の利用可能性
以上詳述した通り、 Cu、 Sn、 グラフアイ トを所定の割合で混合して溶 射した皮膜が外周摺動面に形成されている本発明のビストンリングは、 耐焼付性、 耐摩耗性、 初期馴染み性に優れている

Claims

請 求 の 範 囲
Snが 2から 40質量％、 グラフアイ ト力^から 50質量％、 含有され、 残部が実質的に Cuからなる溶射皮膜を有することを特徴とする溶 射ビストンリング。
前記溶射皮膜が最外周面に形成されていることを特徴とする請求 の範囲第 1項記載の溶射ビストンリング。
前記グラフアイ 卜が溶射皮膜中に体積比で少なくとも 5%以上分散 されている請求の範囲第 1項又は第 2項記載の溶射ビス トンリン グ。
すず青銅が一般に含む不純物を除き、 前記溶射皮膜の組成が、 選 択的に、 P、 Sb、 Co、 Be、 Cr、 Mn、 S i、 Cd、 Zn、 Fe、 N i、 Pbから なる群から選択された一種以上を含み、 それらの成分それぞれの 量は、 Pが最大で 1 . 0%、 Sbが最大 5質量％、 Coが最大で 5質量％、 Be が最大で 5質量％、 Crが最大で 5質量％、 Mnが最大で 1 5質量％、 S i が最大で 1 5質量％、 Cdが最大で 1 5質量％、 Znが最大で 1 5質量％、 Feが最大で 5質量％、 N iが最大で 20質量％、 Pbが最大で 質量％、 残部が Cuであることを特徴とする請求の範囲第 1項から第 3項ま での何れか 1項記載の溶射ビストンリング。
前記 P、 Sb、 Co、 Be、 C r、 Mn、 S i , Cd、 Zn、 Fe、 N i及び Pbからな る群から選択された一種以上が合計で最大 25質量％である請求の 範囲第 4項記載のビス卜ンリング。
溶射皮膜の平均硬さ力^ 00HV0. 1以下であることを特徴とする請求 の範囲第 1項から第 5項までの何れか 1項記載の溶射ビストン
ΙΠΕされた リング。
前記溶射皮膜が多層からなり、 溶射時の粗さを有する下層皮膜上 に、 機械加工を行うことなく、 上層皮膜が形成されていることを 特徴とする請求の範囲第 1項から第 6項までの何れか 1項記載の 溶射ピストンリング。
前記溶射皮膜の厚さが 5 0〜 5 0 0 z mである請求の範囲第 1項 から第 7項の何れかに記載された溶射ビストンリング。
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