JP5266601B2

JP5266601B2 - 耐摩耗性コバルト基合金

Info

Publication number: JP5266601B2
Application number: JP2009233859A
Authority: JP
Inventors: 学路徳富
Original assignee: 田森亮
Priority date: 2008-09-15
Filing date: 2009-09-11
Publication date: 2013-08-21
Anticipated expiration: 2029-09-11
Also published as: JP2010090478A

Description

本発明は、耐摩耗性コバルト基合金に関するものである。本発明の合金は、耐摩耗性が要求される部材に適用することができる。

従来、コバルト基の耐摩耗性合金は、メタルとメタルが接触する箇所や、潤滑材が行き渡らない箇所、高温のため表面が潤滑できない箇所等に用いられてきた。代表的なコバルト基の耐摩耗性合金としては、トリバロイ（登録商標）やステライト（登録商標）が知られている。コバルト基のトリバロイとしては、表１に示すＴ−４００とＴ−８００が知られており、これらのコバルト基のトリバロイは、自動車、船舶、航空機、コンプレッサー等の例えば軸受け部材、ピストン部材、シール部材といった高い耐摩耗性が要求される用途において、精密鋳造や粉末成形によって製造される部材に多く用いられている。

上記したコバルト基のトリバロイは、主に２つの相から構成されている。具体的には、軟質なコバルト基の固溶体相と、硬質な三元系の金属間化合物相Ｍｏ_２Ｃｏ_３Ｓｉであり、コバルト基の固溶体相に三元系の金属間化合物相が分散している。この三元系の金属間化合物相の自己潤滑によって良好な耐摩耗性を示すことが知られている。

ＵＳＰａｔｅｎｔ３，７９５，４３０

従来、コバルト基の耐摩耗性合金は、上記したような高い耐摩耗性が要求されるような用途に用いられてきたが、近年、環境問題への意識の高まりから、二酸化炭素削減のための規制が国際的に厳しくなり、自動車、船舶、航空機が省エネルギー仕様に推移してきている。例えば、自動車の内燃機関については、二酸化炭素の排出量を低減するために燃料消費の少ない仕様が主流になりつつある。このような仕様の内燃機関においては、燃料に対する空気の量が増えるため、燃料の燃焼温度が上昇する。この燃焼温度の上昇により、熱分解反応が促進され、その燃焼雰囲気が減酸化雰囲気となることが想定される。このため、内燃機関のピストン部材やシール部材に使用されるコバルト基の耐摩耗性合金が使用される環境は、劇的に変わると予想される。想定される使用環境は、酸化皮膜が生成しにくい条件下での使用であり、このような条件下では十分な耐摩耗性が得られないと考えられる。

本発明は、以上の事情を背景としてなされたものであり、その目的とするところは、酸化皮膜が生成しにくい様々な環境においても、優れた耐摩耗性を有する耐摩耗性コバルト基合金を提供することである。

第１発明のコバルト基合金は、２０．０質量％〜４０．０質量％のニオブと、２．６質量％〜１２．７質量％のシリコンと、コバルト及び不可避不純物とからなることを特徴とする。

第２発明のコバルト基合金は、１５．０質量％以下のクロムを含む、請求項１に記載のコバルト基合金である。

第３発明のコバルト基合金は、４０．０質量％以下の鉄を含む、請求項１に記載のコバルト基合金である。

第４発明のコバルト基合金は、鉄及びクロムを、クロムの含有量が１５．０質量％以下且つ鉄とクロムの合計量が４０．０質量％以下となる量にて含有することを特徴とする、請求項１に記載のコバルト基合金である。

第５発明のコバルト基合金は、試験荷重１ｋｇｆのビッカース硬さが８００〜１２５０であることを特徴とする、請求項１〜４の何れか１つに記載のコバルト基合金である。

第５発明のコバルト基合金においては、溶湯を噴霧化するアトマイズ法で粉末化することができる。

第５発明のコバルト基合金においては、溶湯を凝固させた凝固体を機械的粉砕で粉末化することができる。

本発明に係る耐摩耗性コバルト基合金により、従来使用されている耐摩耗性コバルト基合金では酸化皮膜による潤滑が得られにくい様々な環境においても、優れた耐摩耗性を示すと考えられ、内燃機関や各種産業機械の摺動部材を構成するコバルト基合金に用いることにより、メンテナンス期間の延長や長寿命化を期待できる。

発明材と従来材の温度変化による重量増加を示したグラフである。耐摩耗性を評価するための大越式迅速摩耗試験の試験方法を示す概略図である。ニオブ量が摩耗体積と硬さに与える影響を示したグラフである。シリコン量が摩耗体積と硬さに与える影響を示したグラフである。鉄量が摩耗体積と硬さに与える影響を示したグラフである。クロム量が摩耗体積と硬さに与える影響を示したグラフである。

ニオブは、大気中で４００度以上になると急速に酸化することが知られており、大気中で６００度以上になると酸化するモリブデンよりも低い温度で酸化皮膜を生成することが期待できる。本発明に係わるコバルト基合金においては、シリコンとコバルトと反応して、硬質な三元系の金属間化合物相Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉを主に形成する。Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉは優れた固体潤滑性を示すため、合金の耐摩耗性に寄与する。ニオブが２０．０質量％未満の場合は、十分なＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉが得られないため、十分な硬さが得られず、耐摩耗性向上の効果が得られない。また、４０．０質量％を超えると、溶解時に高融点化合物を形成し易くなるため、母合金を使用しなければ溶解が困難となることに加え、溶解におけるニオブの歩留まりも低下する。よって、ニオブ量は２０．０質量％〜４０．０質量％とした。

シリコンは、様々な金属と反応してけい化物を形成するほか、金属の溶解においては、溶湯の流動性を改善させる効果と、脱酸材として働き、酸素量を低減させる効果を持つ。本発明に係わるコバルト基合金においては、ニオブと共にコバルトと反応することにより、硬質な三元系の金属間化合物相Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉを主に形成する。上記した通り、Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉは優れた固体潤滑性を示すため、合金の耐摩耗性向上に寄与する。シリコンが２．６質量％未満の場合は、十分なＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉが得られないため、十分な硬さが得られず、耐摩耗性向上の効果が得られない。また、１２．７質量％を超えると、Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉのコバルト基固溶体相への固着性が悪化するため、耐摩耗性が不十分となる。よって、シリコン量は２．６質量％〜１２．７質量％とした。

コバルトは、鉄やニッケルと比較して耐摩耗性に優れ、高温強度を付与するためのものである。本発明に係わるコバルト基合金においては、ニオブとシリコンと反応して硬質な三元系の金属間化合物相Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉを形成すると共に、Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉが分散する固溶体相を形成する。

鉄は、ニオブ源となる金属ニオブの一部または全部をフェロニオブとして添加することを可能にし、原材料費を安価にさせる。鉄量が４０．０質量％を超えると、十分な硬さが得られず、耐摩耗性が不十分となる。よって、鉄量は４０．０質量％以下とした。

クロムは、耐酸化性を向上させる点で、５．０質量％以上が好ましく、１０．０質量％以上がより好ましい。一方、優れた耐摩耗性を得るためには、固体潤滑性を持つ酸化皮膜の生成が不可欠であるが、クロムは酸化皮膜の生成を抑制する効果を持つため、耐摩耗性を維持する点で、１５．０質量％以下が好ましく、１０．０質量％以下がより好ましい。よって、クロム量は１５．０質量％以下とした。

本発明の実施例について、以下に説明する。なお、従来材としては、トリバロイＴ−４００，Ｔ−８００に加え，ステライトＮｏ．６も評価した。

最初に、発明材について、エックス線回折測定による相同定を行った。測定用試料の作製方法を以下に示す。表２に示す試料Ｎｏ．９の組成について、高周波遠心鋳造によってインゴットを作製し、そのインゴットについて、１１００度で２時間、熱的に平衡な状態とすることを目的に熱処理を行った。熱処理後の試料について、所定の寸法に加工し、測定面を鏡面仕上げとして、エックス線回折測定用試料とした。

上記したエックス線回折試料を用いて、エックス線回折測定による相同定を行った。その結果、最大強度の回折線を含むほとんどの回折線が、Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉの回折線位置と良い一致を示したため、主に析出している相はＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉであると考えられる。また、Ｎｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉの回折線に一致しない回折線については、コバルト基固溶体相や他のけい化物相の回折線であると考えられる。

次に、試料Ｎｏ．９の発明材と従来材であるトリバロイＴ−４００について、大気中で急速に重量増加を開始する温度を示差熱天秤により調査した。測定用試料には、ガスアトマイズ処理により作製したアトマイズ粉末を用いた。アトマイズ粉末の作製に当たっては、マグネシア質の坩堝を使用して溶解を行い、φ２ｍｍの溶湯ノズルを用いて、アルゴンガスでアトマイズ処理を行った。処理後の粉末について分級を行い、２５０μｍ以下の粉末をアトマイズ粉末試料とした。

上記したアトマイズ粉末試料を用いて、示差熱天秤による測定を行った。図１にその結果を示す。従来材であるトリバロイＴ−４００が酸化を開始する温度は約６５０度であるのに対し、発明材である試料Ｎｏ．９が酸化を開始する温度は約４００度となり、発明材の方がより低温から酸化を開始することがわかった。

次に、表２に示すＮｏ．１〜３０の試料について、板状の試料を作製し、大越式迅速摩耗試験及びビッカース硬度（ＨＶ１）の測定を行った。板状の試料の作製方法を以下に示す。最初に、高周波遠心鋳造によってインゴットを作製し、そのインゴットについて、９００度で３０分間、焼きなましを行った。焼きなまし後の試料について、所定の寸法に加工し、その表面粗さを６．３Ｚ以下として、板状の試料とした。なお、ビッカース硬度（ＨＶ１）については、摩耗試験で用いた板状の試料を研磨し、鏡面仕上げとした試料を用いて測定した。

上記した板状の試料を用いて、大越式迅速摩耗試験及びビッカース硬度（ＨＶ１）の測定を行った。大越式迅速摩耗試験は、図２の概略図に示すように、リング状の相手材５１に、板状の試料５０を所定の荷重（１０ｋｇｆ）で押し当てた状態で、リング状の相手材５１を回転させることを１０分間継続させる試験である（リング回転速度：１ｍ／ｓ）。リング状の相手材にはＳ４５Ｃを用い、その表面粗さを１２．５Ｚ以下とした。

摩耗体積については、数１に示す式より算出した。

ここで、Ｗ：摩耗体積（ｍｍ^３），Ｂ：リングの厚み（ｍｍ），ｂ：摩耗痕の幅（ｍｍ），ｒ：リングの半径（ｍｍ）である。

大越式迅速摩耗試験の結果を図３〜図６に示す。

図３は、ニオブ量を変化させた試料の摩耗体積と硬さを示している。ニオブ量が２０．０質量％未満では、固体潤滑性を持つＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉの形成量が不十分であるため、硬さ（ＨＶ１）が８００未満と低くなり、耐摩耗性が不十分となる。４０．０質量％を超えると、固体潤滑性を持つＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉの形成量が増えるため、硬さ（ＨＶ１）が１２５０まで高くなり、良好な耐摩耗性が得られるが、溶解時に高融点化合物を形成し易くなるため、母合金を使用しなければ溶解が困難となる。さらに、溶解におけるニオブの歩留まりも低下する。このため、ニオブ量は上記した範囲とした。

図４は、シリコン量を変化させた試料の摩耗体積と硬さを示している。シリコン量が２．６質量％未満では、固体潤滑性を持つＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉの形成量が不十分であるため、硬さ（ＨＶ１）が８００未満と低くなり、耐摩耗性が不十分となる。１２．７質量％を超えると、固体潤滑性を持つＮｂ_２Ｃｏ_３Ｓｉのコバルト基固溶体相への固着性が悪化するため、耐摩耗性が不十分となる。このため、シリコン量を上記した範囲とした。

図５は、鉄量を変化させた試料の摩耗体積と硬さを示している。０質量％は、試料Ｎｏ．４に相当する。鉄量が４０．０質量％を超えると、硬さ（ＨＶ１）が８００未満と低くなり、耐摩耗性が不十分となる。このため、鉄量を上記した範囲とした。

図６は、クロム量を変化させた試料の摩耗体積と硬さを示している。０質量％は、試料Ｎｏ．４に相当する。クロム量が１５．０質量％を超えると、固体潤滑性を持つ酸化皮膜の生成を抑制する効果が大きくなるため、耐摩耗性を維持できなくなる。このため、クロム量を上記した範囲とした。

なお、鉄とクロムについては、クロムの含有量が１５．０質量％以下且つ鉄とクロムの合計量が４０．０質量％以下となる量にて含有することができるものとする。（試料Ｎｏ．２６，２７）

本発明に係る耐摩耗性コバルト基合金は、例えば、内燃機関の摺動部分の摺動部材を構成するコバルト基合金に適用することができる。さらに、各種産業機械の摩耗箇所に用いられるコバルト基合金に適用することができる。

５０板状の試料
５１リング状の相手材

Claims

２０．０質量％〜４０．０質量％のニオブと、２．６質量％〜１２．７質量％のシリコンと、コバルト及び不可避不純物とからなることを特徴とするコバルト基合金。
１５．０質量％以下のクロムを含む、請求項１に記載のコバルト基合金。
４０．０質量％以下の鉄を含む、請求項１に記載のコバルト基合金。
鉄及びクロムを、クロムの含有量が１５．０質量％以下且つ鉄とクロムの合計量が４０．０質量％以下となる量にて含有することを特徴とする、請求項１に記載のコバルト基合金。
試験荷重１ｋｇｆのビッカース硬さが８００〜１２５０であることを特徴とする、請求項１〜４の何れか１つに記載のコバルト基合金。
溶湯を噴霧化するアトマイズ法で粉末化することを特徴とする、請求項５に記載のコバルト基合金の製造方法。
溶湯を凝固させた凝固体を機械的粉砕で粉末化することを特徴とする、請求項５に記載のコバルト基合金の製造方法。