SODA YUJI (JP)
HIDESHIMA HIRONORI (JP)
UENO HIDEO (JP)
SODA YUJI (JP)
HIDESHIMA HIRONORI (JP)
| JPS53112206A | 1978-09-30 | |||
| JP2002363681A | 2002-12-18 | |||
| JP2006299404A | 2006-11-02 | |||
| JP2004307950A | 2004-11-04 | |||
| JP2004156101A | 2004-06-03 |
Nakajima 淳 (JP)
| Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si:0.5~8.5質量%、Ni:10~25質量%、Mo:5~20質量%、Co:5~20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷することにより、圧縮成形時の粉末硬さがビッカース硬さで250HV未満となり、焼結後の焼結硬さがビッカース硬さで450HV以上となることを特徴とする鉄基焼結合金粉末。 |
| 前記鉄基焼結合金粉末が、内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシート用粉末である請求項1に記載の鉄基焼結合金粉末。 |
本発明は鉄基焼結合金粉末に係り、特に 燃機関の鉄基焼結合金製バルブシートを構 する粉末に好適なものに関する。
近年、CO 2
排出量低減を指向したエンジンの高出力化
燃費向上等に伴い内燃機関用バルブシート
使用環境は高温化・低潤滑化へと苛酷にな
、種々の検討がなされている。
例えば、特許公開2006-299404にはC:0.3~1.5%と、N
i、Co、Mo、Cr、Vのうちから選ばれた1種または
2種以上を合計で1~20%とを、含有する基地相中
に、Fe、Mo、Siを主成分とする金属間化合物、
Co、Mo、Siを主成分とする金属間化合物、Ni、M
o、Siを主成分とする金属間化合物のうちの1
または2種以上を含み、Si:1~15%、Mo:20~60%を含
、Cr、Ni、Co、Feのうちから選ばれた1種また
2種以上を10~70%を含み、残部がFe及び不可避
不純物からなる組成で、ビッカース硬さで50
0HV0.1~1200HV0.1の硬さを有する硬質粒子を、重
%で、10~60%含有し、密度を6.7g/cm 3
以上、圧環強さを350MPa以上とすることが提案
されている。
また、特許公開2004-307950には、Ni 3~12%、Mo 3~12%、Nb0.1~3%、Cr0.5~5%、V0.6~4%、C0.5~2%、Fe及び 可避不純物からなる基地に、全体に対して3~ 20質量%の硬質粒子を分散してなる鉄基焼結合 金が提案されている。
さらに、特許公開2004-156101には、硬質粒 は重量%でMo:20~70%、C:0.2~3%、Mn:1~15%、残部がFe び不可避不純物とCoからなり、焼結合金は 量%で全体成分がMo:4~35%、C:0.2~3%、Mn:0.5~8%、Co: 3~40%、残部が不可避不純物とFeからなり、基 成分がC:0.2~5%、Mn:0.1~10%、残部が不可避不純 とFeからなり、硬質粒子成分がMo:20~70%、C:0.2~ 3%、Mn:1~20%、残部が不可避不純物とCoからなり 、硬質粒子が基地中に面積比で10~60%分散させ ることが提案されている。
以上の特許文献の他にこの技術分野に関 る数多くの提案がなされているが、バルブ ートを構成する粉末に係わり、化学成分以 の特性に関する提案は見当たらない。本発 者らは粉末の開発において、鉄基焼結合金 バルブシート用粉末の成形性を良好にする めには粉末を軟らかくしなければならず、 摩耗性を良好にするためには粉末を硬くし ければならないといった相反する課題に直 していた。その理由は以下の通りとなる。
先ず、バルブシートは強度が高いことに えて、バルブシート自体にエンジン内の燃 時の熱が蓄積しないために熱伝導が良好な とが要求される。そのためには焼結密度が いことが必要であり、焼結密度を高めるた には、焼結前の圧粉体の密度が高いことが 要である。焼結前の圧粉体の密度を高める めには圧縮成形時の成形性が良好なことが 要であり、成形性を高めるためには、粉末 さが低いことが必要である。
しかし、粉末硬さを低くすると焼結後の 終製品であるバルブシートの強度が低下し 耐摩耗性が劣化することになる。さらに、 ルブシートの焼結部品メーカにおいては、 摩耗性を良好にするために金属と変形能が なる炭化物を析出させると相手材を摩耗す ことが懸念されていた。
本発明が解決しようとする課題は、成形 と耐摩耗性に優れ、かつ相手材を摩耗させ 懸念のある炭化物が析出しない鉄基焼結合 粉末を提供することである。
本発明者らは、上記の課題を解決するた に従来の技術であるマルエージ鋼の技術思 に注目した。マルエージ鋼は析出物として さを上げる合金元素を室温のマルテンサイ 中に過飽和に固溶し、温度を上げることで 出硬化させた鋼である。しかし、マルテン イトは粉末として成形するには硬さが高い いった問題があった。また、通常のマルエ ジ鋼は疲労強度を低下させる窒化物となるT i、Alを含有するといった問題があった。
そこで、本発明者らは、これらの問題を まえて、溶鋼を従来の技術であるガスアト イズ法、水アトマイズ法、遠心力アトマイ 法などで急冷して粉末を製造するにあたっ 、Ti、Alを含有しない溶鋼の化学成分を調整 することによって、マルテンサイトにならず に軟質のオーステナイトのままで過飽和固溶 体を得ることに成功した。この過飽和固溶体 の粉末は室温における圧縮成形時には硬さが 低いので成形性が良好であり、特にバルブシ ートとして焼結する際の加熱、冷却過程で硬 化するので耐摩耗性が良好である。この現象 の冶金的の機構は下記の通りである。
オーステナイトからマルテンサイトに変態
る温度であるMs点を低下する合金元素を添
し、溶鋼を急冷することで過飽和固溶体と
、室温でオーステナイトを得る。
焼結中にオーステナイトに過飽和していた合
金元素が析出し、硬さの高い析出物となると
同時に、Ms点を低下していた合金元素がオー
テナイトから抜けるのでオーステナイトのM
s点が上昇し、冷却時にマルテンサイトとな
。
したがって、本発明の上記した目的は、以
の鉄基焼結合金粉末によって達成される。
本発明は、Cを不可避的な不純物元素として
0.1質量%未満に制御し、Si:0.5~8.5質量%、Ni:10~25
量%、Mo:5~20質量%、Co:5~20質量%を含有し、残
がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷
することにより、圧縮成形時の粉末硬さがビ
ッカース硬さで250HV未満となり、焼結後の焼
硬さがビッカース硬さで450HV以上となるこ
を特徴とする粉末である。
本発明の鉄基焼結合金粉末によれば、成 性と耐摩耗性に優れ、相手材を摩耗させる 念のある炭化物が析出しない鉄基焼結合金 末、特に内燃機関のバルブシート用に好適 鉄基焼結合金粉末を提供することができる
以下、本発明の好ましい実施の形態を説明
る。
本発明は、Cを不可避的な不純物元素として
0.1質量%未満に制御することにより炭化物の
出を回避し、Si:0.5~8.5質量%、Ni:10~25質量%、Mo:
5~20質量%、Co:5~20質量%を含有し、残部がFe及び
不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷すること
により、粉末の軟化に有効なオーステナイト
が主体である過飽和固溶体とした鉄基焼結合
金粉末を提供するものである。
本発明を構成する限定理由は以下の通りで
る。
C :0.1質量%未満
Cは炭化物を形成する元素である。炭化物は
各バルブシートの焼結部品メーカが懸念する
ような相手材を摩耗する。その弊害を回避す
るためにはCは0.1質量%未満にする必要がある
また、以下の2点についても炭化物の形成は
好ましくない。
相手材ばかりでなくバルブシート自体の中
も炭化物は周囲の金属と変形能が異なり、
力が作用した際に、金属と炭化物の界面で
を発生させ、剥離する場合がある。
炭化物の存在は金属よりも熱伝導性が劣る
とから、エンジンの燃焼により発生した熱
シリンダーブロックへ逃がしにくくなり、
ルブシートへの熱負荷が大きくなる。
従って、Cを0.1質量%未満に限定した。
Si:0.5~8.5質量%
Siは後述するMoと過飽和固溶体から焼結中に
出物となる合金元素である。その効果を確
にするためにはSiの添加量を0.5質量%以上に
る必要である。一方、Siは粉末の硬さを上げ
る合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉
末の硬さを上げる。その弊害を回避するため
にはSiの添加量を8.5質量%以下にする必要があ
る。
従って、Siの添加量を0.5~8.5質量%に限定した
。
Ni:10~25質量%
Niはオーステナイト形成元素であるのと同
にMs点を低下することにより、室温で軟質な
オーステナイトを確保し、粉末の硬さを低く
保つ合金元素である。その効果を確実にする
ためにはNiの添加量を10質量%以上とする必要
ある。一方、Niは粉末の硬さを下げる合金
素であり、成形時は好ましいが、過剰な添
は焼結後の粉末の硬さまで低下する。その
害を回避するためにはNiの添加量を25質量%以
下にする必要がある。また、Niは高価な合金
素である観点からも過剰の添加は好ましく
い。
従って、Niの添加量を10~25質量%に限定した
Mo:5~20質量%、
Moは前述したSiと過飽和固容体から焼結中に
析出物となる合金元素であるのと同時にMs点
低下することにより、室温で軟質なオース
ナイトを確保する合金元素である。その効
を確保するためにはMoの添加量を5質量%以上
とする必要がある。一方、Mo は粉末の硬さ
上げる合金元素であり、過剰な添加は成形
の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避す
ためにはMoの添加量を20質量%以下にする必要
がある。また、Moは高価な合金元素である観
からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Moの添加量を5~20質量%に限定した。
Co:5~20質量%
Coは析出物となるSiとMoのオーステナイト中
の固溶量を増加し、これらの析出物の析出
促進する合金元素である。その効果を確保
るためにはCoの添加量を5質量%とする必要が
ある。一方、Coは粉末の硬さを上げる合金元
であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さ
上げる。その弊害を回避するためにはCoの
加量を20質量%以下にする必要がある。また
Coは高価な合金元素である観点からも過剰の
添加は好ましくない。
従って、Coの添加量を5~20質量%に限定した。
本発明において、圧縮成形時の粉末硬さ: 250HV未満である。この粉末硬さは、JIS Z 2244 で規定されるビッカース硬さ試験-試験方法 よって測定した値を意味する。粉末の成形 を確保するためには、圧縮成形時の粉末硬 を250HV未満とする必要がある。従って、圧 成形時の粉末硬さを250HV未満に限定した。
本発明において、焼結後の焼結硬さ:450HV 上である。この焼結硬さは図1に示す処理手 順で処理した焼結体をJIS Z 2244 で規定され ビッカース硬さ試験-試験方法によって測定 した値を意味する。焼結体の耐摩耗性を確保 するためには、焼結後の焼結硬さが450HV以上 する必要がある。従って、焼結後の焼結硬 を450HV以上に限定した。
先ず、表1に示した化学成分の鋼を高周波 溶解炉で溶解し、溶鋼を水アトマイズ法で急 冷して粉末を製造した。この粉末を成形時の 粉末として硬さを測定した。さらに、各バル ブシートの焼結部品メーカの情報から図1に す焼結熱処理条件で熱処理を実施し、焼結 処理後の粉末として硬さを測定した。これ の結果を表1に示す。
ここで、試験No.1~9は発明例であり、限定さ
た化学成分の粉末である。これより、いず
も粉末の硬さが250HV未満で、かつ焼結後相
の硬さが450HV以上である。
一方、試験No.a~hは比較例であり、限定され
化学成分を満足しない粉末である。従って
以下のことが指摘される。
試験No.aはSiの添加量が限定範囲の下限の0.5
量%未満である。従って、析出物の析出が不
十分で、焼結熱処理後の粉末の硬さが450HV未
である。
試験No.bはSiの添加量が限定範囲の上限の8.5
量%を超えている。従って、成形時の粉末の
硬さが高く、250HV以上である。
試験No.cはNiの添加量が限定範囲の下限の10
量%未満である。従って、オーステナイトが
成せず、かつ、Ms点が十分に低下せず、マ
テンサイトが生じていると推定される。そ
ため、成形時の粉末の硬さが250HV以上である
。
試験No.dはNiの添加量が限定範囲の上限の25
量%を超えている。従って、粉末の硬さが低
なり過ぎ、焼結後の粉末硬さが450HV未満で
る。
試験No.eはMoの添加量が限定範囲の下限の5質
量%未満である。従って、Ms点が十分に低下せ
ず、マルテンサイトが生じていると推定され
る。そのため、成形時の粉末の硬さが250HV以
である。
試験No.fはMoの添加量が限定範囲の上限の20
量%を超えている。従って、成形時の粉末の
さが高く、250HV以上である。
試験No.gはCoの添加量が限定範囲の下限の5質
量%未満である。従って、析出物の析出が不
分で、焼結熱処理後の粉末の硬さが450HV未満
である。
試験No.hはCoの添加量が限定範囲の上限の2 0質量%を超えている。従って、成形時の粉末 硬さが高く、250HV以上である。
これらの効果を図2に示す。これより、本 発明の課題である成形性と耐摩耗性に優れ、 相手材を摩耗させる懸念のある炭化物が析出 しない鉄基焼結合金製バルブシート用粉末を 提供できた。
本発明鋼をバルブシートの硬質粒子として
用した事例を説明する。表2及び表3に評価
た粉末の化学成分および粉末硬さを示す。
ここで、本発明鋼は表1で発明例として示し
試験No.1の粉末である。また、トリバロイ合
(登録商標:デロロステライト社製)は従来技
のCo基のバルブシート用粉末であるが、各
ルブシートの焼結部品メーカから粉末硬さ
高く成形性が問題となっていることが指摘
れていた。
先ず、表2に示した化学成分の鋼を高周波溶 解炉で溶解し、溶鋼を水アトマイズ法で急冷 して粉末を製造した。次に、それぞれ、これ らの粉末30質量%、基地粉末として鉄粉を68.25 量%、黒鉛粉1質量%およびステアリン酸亜鉛0 .75質量%を混合した。尚、鉄粉の硬さは70HVで る。 これらの混合物を外径21mm、内径13.5mm 金型に供給し、6トン/cm 2 の圧力で高さ6mmのバルブシートを成形した。
これらの成形体について、成形体相対密度
測定した。成形体相対密度とは気孔を含ま
い理想的な成形体の密度を100%として、実際
の成形体の密度を相対的に比較した数値であ
る。単純に見掛け密度で比較すると真比重が
大きい粉末の成形体は気孔が多くても高い数
値となり、成形性の評価ができないので成形
体相対密度で評価した。成形体相対密度は本
発明の範囲にはないが、成形性の良否を現す
パラメータのひとつであり、成形体相対密度
が高いほど成形性が良好と評価される。これ
らの結果を表2に示す。
図3には、圧縮成形した成形体の相対密度に
及ぼす成形時の粉末硬さの影響を示す。
これより、成形時の粉末硬さが低いほど 形体相対密度が高く、本発明鋼は本発明の 囲を満足し、トリバロイ合金よりも成形性 良好であることがわかる。一般に、成形体 対密度が95%以下では成形工程が2工程となる が、本発明鋼は成形体相対密度が95.5%であり 1工程を省略することが可能である。
次に、これらの成形体について図1に示す 焼結熱処理を行い、硬質粒子部の硬さを測定 した。それらの結果を表3に示す。図4には成 時から焼結後における評価粉末の硬さの変 を示す。これより、本発明鋼は焼結後に硬 が上昇していることが確認された。
さらに、バルブシート全体の硬さを評価 るために、ロックウェルBスケールで硬さ試 験を行った。それらの結果を表3に示す。図5 バルブシート全体の硬さと成形体相対密度 の関係を示す。
これより、本発明鋼のほうがトリバロイ 金よりも硬質粒子の硬さが低いにもかかわ ず、バルブシート全体の硬さが高いことが 認され、耐摩耗性が良好であると評価され 。この現象は、本発明鋼がトリバロイ合金 りも成形性が良好で、成形体相対密度が高 ために、緻密に焼結したことによると推定 れた。この推定を裏付けるためにバルブシ トを環の上下から荷重を負荷し、壊れる荷 から強度を求める圧環強度を測定した。そ らの結果を表3に示す。図6にバルブシート 圧環強度と成形体相対密度との関係を示す
これより本発明鋼のほうがトリバロイ合金
りも圧環強度が高く緻密に焼結したことが
認された。従って、本発明鋼は、本発明の
題である成形性と耐摩耗性の改善の両立が
能であり、バルブシートへの適用が最良の
態の一つであることが確認された。
尚、コストについては、現用のCo基粉末より
安価な鉄基の本発明粉末にて、成形性を改
しながらも、ほぼ同等の耐摩耗性を確保で
ることも、産業上の大きな利点である。
以上、内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシ
トに係わり説明してきたが、本発明はバル
シートに限らず、成形性と耐摩耗性を必要
し、かつ相手材も摩耗させないことを要求
れる歯車、プーリー、シャフト、軸受け、
工具などの鉄基焼結合金製品の分野におい
も産業上の利用ができる。