鋳鉄の鋳造方法及びその方法を使用した内燃機関用シリンダヘッドの製造方法
【課題】鋳鉄による鋳造に際し，その一部における耐摩耗性及び耐熱性を向上するようにした鋳造方法と、この鋳造方法を使用した内燃機関用シリンダヘッドの製造方法を提供する。
【解決手段】鋳鉄の鋳造を行う鋳物型Ａ内に，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体Ｂを設置し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合する。
【解決手段】鋳鉄の鋳造を行う鋳物型Ａ内に，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体Ｂを設置し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，鋳鉄による鋳造に際し，その一部における耐摩耗性及び耐熱性を向上するようにした鋳造方法と，この鋳造方法を使用した内燃機関用シリンダヘッドの製造方法とに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来，内燃機関におけるシリンダヘッド等のように，部分的に耐摩耗性及び耐熱性が必要な部分には，耐摩耗性及び耐熱性を有する合金製の部材を，冷し嵌めにて固着するか，鋳込むようにしていたが，前記部材のガタ付き及び脱落が発生するおそれがあるばかりか，コストの大幅なアップ等を招来するという問題があった。
【０００３】
そこで，本発明者達は，先の特許出願（特願２００４−０５９４５５号）において以下に述べるようにした鋳造方法を提案した。
【０００４】
すなわち、この先願の鋳造方法は，
「鋳鉄の鋳造を行う鋳物型内に，０．５〜１．５ｗｔ％の黒鉛粉末と，３〜１０ｗｔ％の銅粉末と，１０〜２０ｗｔ％のニッケル粉末と，１０〜１５ｗｔ％の鉄−クロム合金粉末と，１５〜３０ｗｔ％のコバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体を配設し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合する。」
というものである。
【０００５】
この先願の鋳造方法において，前記金属粉末圧粉体に対する黒鉛粉末の添加は，焼結の促進及び鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであるが，その配合比が０．５ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく，その配合比が１．５ｗｔ％を超えると炭化物の生成が多くなり靱性の低下及び被削性の低下が生じる。
【０００６】
前記金属粉末圧粉体に対する銅粉末の添加は，融点の低い銅による液相の発生にて焼結を促進する効果を図るためであるが，その配合比が３ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく他の合金粉末における未拡散の部分が多く残り，その配合比が１０ｗｔ％を超えると液相の発生量が多くなるため焼結層の変形が生じて寸法精度が悪くなる。
【０００７】
前記金属粉末圧粉体に対するニッケル粉末の添加は，純鉄粉末に拡散して鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであるが，その配合比が１０ｗｔ％未満ではオーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト（このフェライトが多くなると，その分だけ前記オーステナイト生成量が少なくなる）及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライト（このパーライトが多くなると，その分だけ前記オーステナイト生成量が少なくなる）が多くなって，耐熱性が低下することになり，また，その配合比が２０ｗｔ％を超えると添加量に見合った効果が得られない。
【０００８】
前記金属粉末圧粉体に対する鉄−クロム合金粉末の添加は，クロムの一部が純鉄粉末に拡散して鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果と，未拡散の鉄−クロム合金粉末による耐摩耗性の向上の効果とを図るためであるが，その配合比が１０ｗｔ％未満ではオーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトが多くなって，耐熱性が低下することになり，また，その配合比が１５ｗｔ％を超えると添加量に見合った効果が得られないばかりか，金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化する。
【０００９】
前記金属粉末圧粉体に対するコバルト−モリブデン−クロム合金粉末の添加は，このコバルト−モリブデン−クロム合金は高硬度の硬質粒子であることから，これを分散することによる耐摩耗性の向上の効果と，コバルト及び／又はクロムの一部が純鉄粉末に拡散して鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果とを図るためであるが，その配合比が１５ｗｔ％未満では耐摩耗性向上の効果が少なく，その配合比が３０ｗｔ％を超えると金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化するために鋳造に際して十分な焼結が得られずに耐摩耗性が低下する。
【００１０】
そして，金属粉末圧粉体に対する純鉄粉末の添加は，粉末の混合物を所定の形状に固め成形するときにおける成形性向上の効果と，固め成形後における多孔質の密度を高くし空隙率を低くする効果とを図るためのである。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
ところで，前記先願の鋳造方法においては，前記鉄−クロム合金粉末の配合比が１０ｗｔ％未満の場合には，耐熱性を有するオーステナイトの生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態で残る部分におけるパーライトが多くなって，耐熱性が低下することになるから，前記鉄−クロム合金粉末の配合比の下限値を１０ｗｔ％に規定しており，その一方で，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比が，３０ｗｔ％を超える場合には，金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化するために十分を焼結が得られずに耐摩耗性が低下することになるから，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比の上限値を３０ｗｔ％に規定していた。
【００１２】
つまり，前記先願の鋳造方法においては，金属粉末圧粉体による耐摩耗性の向上は，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を３０ｗｔ％を超えることがないように添加する場合が限度であり，耐摩耗性をこれ以上に向上することはできないと考えられていたのであった。
【００１３】
本発明は，前記先願の鋳造方法を基本的に踏襲するものの，金属粉末圧粉体による耐摩耗性を，更に向上することを技術的課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
この技術的課題を達成するため本発明における鋳造方法は，請求項１に記載したように，
「鋳鉄の鋳造を行う鋳物型内に，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体を設置し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合するようにした鋳造方法において，
前記黒鉛粉末の配合比を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末の配合比を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末の配合比を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末の配合量を１０ｗｔ％未満に，そして，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を１５ｗｔ％を超えて多くする一方，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくする。」
ことを特徴としている。
【００１５】
また，本発明における鋳造方法は，請求項２に記載したように， 「前記請求項１の記載において，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約１４９ミクロンであるに対して，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約７４ミクロン以下である。」
ことを特徴としている。
【００１６】
次に，本発明におけるシリンダヘッドの製造方法は，請求項３に記載したように，
「前記請求項１又は２の記載において，前記金属粉末圧粉体をリング状にして，このリング状の金属粉末圧粉体を，内燃機関におけるシリンダヘッドを鋳造する鋳造型内のうち，当該シリンダヘッドにおける吸気ポート及び排気ポートのいずれか一方又は両方における弁座部に設置し，この状態でシリンダヘッドを鋳造し，鋳造後に前記弁座部を，前記金属粉末圧粉体における焼結層がバルブシートに露出するように機械加工する。」
ことを特徴としている。
【発明の効果】
【００１７】
前記金属粉末圧粉体に対する鉄−クロム合金粉末の配合比の上限値を１０ｗｔ％未満にした場合には，前記したように，耐熱性を有するオーステナイトの生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している部分が未拡散のままで残るパーライトが多くなるものの，これは前記鉄−クロム合金粉末における粒径を前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径と同じくした場合であり，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記金属粉末圧粉体に対して同時に添加するコバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，この鉄−クロム合金粉末における全体の表面積が，その粒径を前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と同じくした場合よりも，増大するから，クロムにおける純鉄粉末への拡散が促進し，前記金属粉末圧粉体の母材組織のオーステナイト生成量を，配合比を１０ｗｔ％未満と少なくした場合においても，増大することができる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトを少なくすることができる。
【００１８】
一方，前記鉄−クロム合金粉末の配合比を１０ｗｔ％未満と少なくする一方，この鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記金属粉末圧粉体に対して同時に添加するコバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を，先願発明における上限値である３０ｗｔ％を超えて多くした場合における金属粉末圧粉体への固め成形性の悪化を確実に回避することができ，換言すると，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を，金属粉末圧粉体への固め成形性の悪化を招来することなく，ひいては，鋳造に際して十分な焼結を得ることがきる状態のもとで，３０ｗｔ％を超えるように多くすることができるから，耐摩耗性及び耐熱性を，先願発明の場合よりも大幅に向上できる。
【００１９】
この場合，請求項２に記載したように，前記鉄−クロム合金粉末における粒径は，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径が約１４９ミクロンである場合，略半分の約７４ミクロン以下にすることが好ましい。
【００２０】
また，請求項３に記載した製造方法によると，吸気ポート及び排気ポートのいずれか一方又は両方の弁座部における耐熱性を向上し，且つ，前記弁座部におけるバルブシートの耐摩耗性と，このバルブシートに着座を繰り返すバルブ側における耐摩耗性との両方を同時に向上したシリンダヘッドを，低コストで製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
以下，本発明の実施の形態を，内燃機関における鋳鉄製のシリンダヘッドを鋳造することに適用した場合について説明する。
【００２２】
図１及び図２は，内燃機関における鋳鉄製のシリンダヘッド１を示し，このシリンダヘッド１は，従来から良く知られているように，その内部に，吸気ポート２及び排気ポート３と，冷却水ジャケット４とが形成され，前記吸気ポート２におけるシリンダヘッド１の下面１ａへの開口部には，ポペット型の吸気バルブ５が着座するバルブシート６ａを有する弁座部６が，前記排気ポート３におけるシリンダヘッド１の下面１ａへの開口部には，ポペット型の排気バルブ７が着座するバルブシート８ａを有する弁座部８が各々設けられている。
【００２３】
図３は，前記シリンダヘッド１を鋳造するための鋳造型Ａを示す，この鋳造型Ａは，前記シリンダヘッド１における下面を形成する下型Ａ１と，前記シリンダヘッド１の上面を形成する上型Ａ２と，前記吸気ポート２を形成する中子Ａ３と，前記排気ポート３を形成する中子Ａ４と，前記冷却水ジャケット４を形成する中子Ａ５とによって構成されており，この鋳物型Ａにおける空間部に，溶融した鋳鉄を注ぎ込むことにより，前記シリンダヘッド１を鋳造するように構成している。
【００２４】
この鋳造に際しては，前記吸気ポート２用の中子Ａ３及び排気ポート３用の中子Ａ４のうち，前記弁座部６，７の箇所に，図４に示すように，以下に述べる各種の金属粉末の混合物を多孔質のリング状に固め成形して成る金属粉末圧粉体Ｂを，当該金属粉末圧粉体Ｂが前記中子Ａ３，Ａ４の表面から突出するようにして固定装着しておき，この状態で，前記溶融した鋳鉄を注ぎ込むことで，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，前記シリンダヘッド１のうち吸気ポート２及び排気ポート３における弁座部６，７の部分に前記金属粉末圧粉体Ｂによる焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合するようにする。
【００２５】
図５及び図６は，鋳造後におけるシリンダヘッド１を示すものであり，この鋳造されたシリンダヘッド１には，その下面１ａを二点鎖線Ｄ１で示すようにする機械加工するとともに，その吸気ポート２及び排気ポート３における前記下面１ａに対する開口部内を二点鎖線Ｄ２で示すようにする機械加工することにより，前記金属粉末圧粉体Ｂによる焼結層を，前記吸気ポート２及び排気ポート３の弁座部６，８における円錐形のバルブシート６ａ，８ａに露出するのであり，これにより，前記吸気ポート２及び排気ポート３の弁座部６，８における耐摩耗性及び耐熱性を向上できる。
【００２６】
ところで，前記金属粉末圧粉体Ｂは，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合して，多孔質に固め成形して成るものであり，その各種粉末の配合比は，前記黒鉛粉末を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末を１０ｗｔ％未満にし，そして，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末を１５ｗｔ％を超えて多くする一方，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくしている。
【００２７】
ここにおいて，前記黒鉛粉末の添加は，焼結の促進及びシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであり，その配合比が０．５ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく，その配合比が１．５ｗｔ％を超えると炭化物の生成が多くなり靱性の低下及び被削性の低下が生じる。
【００２８】
前記銅粉末の添加は，融点の低い銅による液相の発生にて焼結を促進する効果を図るためのであり，その配合比が３ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく他の合金粉末における未拡散の部分が多く残り，その配合比が１０ｗｔ％を超えると液相の発生量が多くなるため焼結層の変形が生じて寸法精度が悪くなる。
【００２９】
前記ニッケル粉末の添加は，純鉄粉末に拡散してシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであり，その配合比が１０ｗｔ％未満ではオーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトが多くなって，耐熱性が低下することになり，また，その配合比が２０ｗｔ％を超えると添加量に見合った効果が得られない。
【００３０】
前記鉄−クロム合金粉末の添加は，クロムの一部がシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織に拡散して，この部分における母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果と，未拡散の鉄−クロム合金粉末による耐摩耗性の向上の効果とを図るためである。
【００３１】
前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の添加は，このコバルト−モリブデン−クロム合金は高硬度の硬質粒子であることから，これを分散することによる耐摩耗性の向上の効果と，コバルト及び／又はクロムの一部がシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織に拡散して前記硬質粒子の母材組織への結合を強固にするとともに、前記母材組織をオーステナイト化する効果とを図るためである。
【００３２】
そして，前記純鉄粉末の添加は，粉末の混合物を所定の形状に固め成形するときにおける成形性向上の効果と，固め成形後における多孔質の密度を高くし空隙率を低くする効果とを図るためである。
【００３３】
この場合において，前記した先願発明は，前記黒鉛粉末における配合比を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末における配合比を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末における配合比を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末における配合比を１０〜１５ｗｔに，そして，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を１５〜３０ｗｔ％に規定していた。
【００３４】
すなわち，前記した先願発明においては，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を約１４９ミクロンにするというように，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径の約１４９ミクロンと同じにしたために，この鉄−クロム合金粉末における配合比を，オーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトが多くなることを回避するために１０〜１５ｗｔ％と可成り多くする一方，このように鉄−クロム合金粉末における配合比を多くしたことによって，金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化することを回避するために，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を１５〜３０ｗｔ％に規定しければならないから，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末による耐摩耗性の向上は，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末を，上限値で３０ｗｔ％添加する場合が限度であった。
【００３５】
これに対して，本発明においては，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径より小さくするものである。
【００３６】
このように，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，この鉄−クロム合金粉末における全体の表面積が，その粒径を前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と同じくした場合よりも，増大するから，クロムにおける純鉄粉末への拡散が促進し，前記金属粉末圧粉体Ｂの母材組織のオーステナイト生成量を，配合比を１０ｗｔ％未満と少なくした場合においても，増大することができる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトを少なくすることができる。
【００３７】
一方，前記鉄−クロム合金粉末の配合比を１０ｗｔ％未満と少なくする一方，この鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を，先願発明において上限値である３０ｗｔ％を超えて多くした場合における金属粉末圧粉体への固め成形性の悪化を確実に回避することができ，換言すると，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を，金属粉末圧粉体Ｂへの固め成形性の悪化を招来することなく，ひいては，鋳造に際して十分な焼結を得ることがきる状態のもとで，３０ｗｔ％を超えるように多くすることができるから，耐摩耗性及び耐熱性を，先願発明の場合よりも大幅に向上できるのである。
【００３８】
次に，耐摩耗性の評価を，本発明による実施例１及び実施例２と，前記先願発明による比較例とについて，以下に述べる実物単体摩擦試験によって実施した。
【００３９】
この実物単体摩擦試験は，前記弁座部６の部分を２００℃にした状態で，この弁座部６におけるバルブシート６ａに対して，バネにて閉に付勢されるポペット型の吸気バルブ５を，モータ駆動の回転カムにてその一回転当たり一回着座することを，前記回転カムにおける毎分の回転数を１２００にして１６時間にわたって継続することによって，前記バルブシート６ａにおける摩耗量と，この着座する吸気バルブ５側における摩耗量との両方を測定するという実験である。
【００４０】
この実験において，前記実施例１，実施例２及び比較例に使用する各種粉末における成分は，表１の通りにした。
【００４１】
【表１】
【００４２】
また，前記各種粉末における粒径は，黒鉛粉末を除いて，表２の通りにした。
【００４３】
【表２】
【００４４】
そして，実施例１，実施例２及び比較例において，各種粉末の配合比は，表３の通りにした。
【００４５】
【表３】
【００４６】
そして，これら，実施例１，実施例２及び比較例の各々についての「実物単体摩擦試験」の結果は，図７の通りであった。
【００４７】
すなわち，前記実施例１及び実施例２のように，鉄−クロム合金粉末における粒径を，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，前記鉄−クロム合金粉末における配合比を，先願発明における下限値よりも少なくすることができる一方で，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を，先願発明における上限値よりも多くすることができ，これにより，前記弁座部６におけるバルブシート面６ａ側における耐摩耗性，及び，このバルブシート面６ａに対して繰り返して着座するバルブ側における耐摩耗性との両方を，先願発明の場合（比較例）よりも大幅に向上できるのであった。
【００４８】
しかも，バルブシート面６ａの耐摩耗性及びバルブ側における耐摩耗性の向上は，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比の増大に比例するのであった。
【００４９】
なお，前記した実験において，前記鉄−クロム合金粉末における配合比の下限値は，３ｗｔ％であり，これより未満に少なくした場合には，鉄−クロム合金粉末を添加する効果を認めることはできなかった。
【００５０】
また，前記した実験において，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比の上限値は，７０ｗｔ％以下であり，これを超えて多くした場合は，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を小さくしたことによる固め成形性の改善を認めることができないのであった。
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】内燃機関用シリンダヘッドにおける一部を示す縦断正面図である。
【図２】図１の要部拡大図である。
【図３】前記シリンダヘッドにおける鋳物型の一部を示す縦断正面図である。
【図４】前記鋳物型に装填する金属粉末圧粉体の斜視図である。
【図５】鋳造したシリンダヘッドの一部を示す縦断正面図である。
【図６】図５の要部拡大図である。
【図７】実物単体摩擦試験の結果を示す図である。
【符号の説明】
【００５２】
１ シリンダヘッド
２ 吸気ポート
３ 排気ポート
４ 冷却水ジャケット
５ 吸気バルブ
７ 排気バルブ
６，８ 弁座部
６ａ，８ａ バルブシート面
Ａ 鋳物型
Ａ１ 下型
Ａ２ 上型
Ａ３，Ａ４，Ａ５ 中子
Ｂ 金属粉末圧粉体
【技術分野】
【０００１】
本発明は，鋳鉄による鋳造に際し，その一部における耐摩耗性及び耐熱性を向上するようにした鋳造方法と，この鋳造方法を使用した内燃機関用シリンダヘッドの製造方法とに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来，内燃機関におけるシリンダヘッド等のように，部分的に耐摩耗性及び耐熱性が必要な部分には，耐摩耗性及び耐熱性を有する合金製の部材を，冷し嵌めにて固着するか，鋳込むようにしていたが，前記部材のガタ付き及び脱落が発生するおそれがあるばかりか，コストの大幅なアップ等を招来するという問題があった。
【０００３】
そこで，本発明者達は，先の特許出願（特願２００４−０５９４５５号）において以下に述べるようにした鋳造方法を提案した。
【０００４】
すなわち、この先願の鋳造方法は，
「鋳鉄の鋳造を行う鋳物型内に，０．５〜１．５ｗｔ％の黒鉛粉末と，３〜１０ｗｔ％の銅粉末と，１０〜２０ｗｔ％のニッケル粉末と，１０〜１５ｗｔ％の鉄−クロム合金粉末と，１５〜３０ｗｔ％のコバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体を配設し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合する。」
というものである。
【０００５】
この先願の鋳造方法において，前記金属粉末圧粉体に対する黒鉛粉末の添加は，焼結の促進及び鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであるが，その配合比が０．５ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく，その配合比が１．５ｗｔ％を超えると炭化物の生成が多くなり靱性の低下及び被削性の低下が生じる。
【０００６】
前記金属粉末圧粉体に対する銅粉末の添加は，融点の低い銅による液相の発生にて焼結を促進する効果を図るためであるが，その配合比が３ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく他の合金粉末における未拡散の部分が多く残り，その配合比が１０ｗｔ％を超えると液相の発生量が多くなるため焼結層の変形が生じて寸法精度が悪くなる。
【０００７】
前記金属粉末圧粉体に対するニッケル粉末の添加は，純鉄粉末に拡散して鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであるが，その配合比が１０ｗｔ％未満ではオーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト（このフェライトが多くなると，その分だけ前記オーステナイト生成量が少なくなる）及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライト（このパーライトが多くなると，その分だけ前記オーステナイト生成量が少なくなる）が多くなって，耐熱性が低下することになり，また，その配合比が２０ｗｔ％を超えると添加量に見合った効果が得られない。
【０００８】
前記金属粉末圧粉体に対する鉄−クロム合金粉末の添加は，クロムの一部が純鉄粉末に拡散して鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果と，未拡散の鉄−クロム合金粉末による耐摩耗性の向上の効果とを図るためであるが，その配合比が１０ｗｔ％未満ではオーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトが多くなって，耐熱性が低下することになり，また，その配合比が１５ｗｔ％を超えると添加量に見合った効果が得られないばかりか，金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化する。
【０００９】
前記金属粉末圧粉体に対するコバルト−モリブデン−クロム合金粉末の添加は，このコバルト−モリブデン−クロム合金は高硬度の硬質粒子であることから，これを分散することによる耐摩耗性の向上の効果と，コバルト及び／又はクロムの一部が純鉄粉末に拡散して鋳造物のうち前記金属粉末圧粉体の母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果とを図るためであるが，その配合比が１５ｗｔ％未満では耐摩耗性向上の効果が少なく，その配合比が３０ｗｔ％を超えると金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化するために鋳造に際して十分な焼結が得られずに耐摩耗性が低下する。
【００１０】
そして，金属粉末圧粉体に対する純鉄粉末の添加は，粉末の混合物を所定の形状に固め成形するときにおける成形性向上の効果と，固め成形後における多孔質の密度を高くし空隙率を低くする効果とを図るためのである。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
ところで，前記先願の鋳造方法においては，前記鉄−クロム合金粉末の配合比が１０ｗｔ％未満の場合には，耐熱性を有するオーステナイトの生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態で残る部分におけるパーライトが多くなって，耐熱性が低下することになるから，前記鉄−クロム合金粉末の配合比の下限値を１０ｗｔ％に規定しており，その一方で，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比が，３０ｗｔ％を超える場合には，金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化するために十分を焼結が得られずに耐摩耗性が低下することになるから，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比の上限値を３０ｗｔ％に規定していた。
【００１２】
つまり，前記先願の鋳造方法においては，金属粉末圧粉体による耐摩耗性の向上は，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を３０ｗｔ％を超えることがないように添加する場合が限度であり，耐摩耗性をこれ以上に向上することはできないと考えられていたのであった。
【００１３】
本発明は，前記先願の鋳造方法を基本的に踏襲するものの，金属粉末圧粉体による耐摩耗性を，更に向上することを技術的課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
この技術的課題を達成するため本発明における鋳造方法は，請求項１に記載したように，
「鋳鉄の鋳造を行う鋳物型内に，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体を設置し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合するようにした鋳造方法において，
前記黒鉛粉末の配合比を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末の配合比を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末の配合比を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末の配合量を１０ｗｔ％未満に，そして，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を１５ｗｔ％を超えて多くする一方，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくする。」
ことを特徴としている。
【００１５】
また，本発明における鋳造方法は，請求項２に記載したように， 「前記請求項１の記載において，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約１４９ミクロンであるに対して，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約７４ミクロン以下である。」
ことを特徴としている。
【００１６】
次に，本発明におけるシリンダヘッドの製造方法は，請求項３に記載したように，
「前記請求項１又は２の記載において，前記金属粉末圧粉体をリング状にして，このリング状の金属粉末圧粉体を，内燃機関におけるシリンダヘッドを鋳造する鋳造型内のうち，当該シリンダヘッドにおける吸気ポート及び排気ポートのいずれか一方又は両方における弁座部に設置し，この状態でシリンダヘッドを鋳造し，鋳造後に前記弁座部を，前記金属粉末圧粉体における焼結層がバルブシートに露出するように機械加工する。」
ことを特徴としている。
【発明の効果】
【００１７】
前記金属粉末圧粉体に対する鉄−クロム合金粉末の配合比の上限値を１０ｗｔ％未満にした場合には，前記したように，耐熱性を有するオーステナイトの生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している部分が未拡散のままで残るパーライトが多くなるものの，これは前記鉄−クロム合金粉末における粒径を前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径と同じくした場合であり，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記金属粉末圧粉体に対して同時に添加するコバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，この鉄−クロム合金粉末における全体の表面積が，その粒径を前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と同じくした場合よりも，増大するから，クロムにおける純鉄粉末への拡散が促進し，前記金属粉末圧粉体の母材組織のオーステナイト生成量を，配合比を１０ｗｔ％未満と少なくした場合においても，増大することができる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトを少なくすることができる。
【００１８】
一方，前記鉄−クロム合金粉末の配合比を１０ｗｔ％未満と少なくする一方，この鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記金属粉末圧粉体に対して同時に添加するコバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を，先願発明における上限値である３０ｗｔ％を超えて多くした場合における金属粉末圧粉体への固め成形性の悪化を確実に回避することができ，換言すると，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を，金属粉末圧粉体への固め成形性の悪化を招来することなく，ひいては，鋳造に際して十分な焼結を得ることがきる状態のもとで，３０ｗｔ％を超えるように多くすることができるから，耐摩耗性及び耐熱性を，先願発明の場合よりも大幅に向上できる。
【００１９】
この場合，請求項２に記載したように，前記鉄−クロム合金粉末における粒径は，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径が約１４９ミクロンである場合，略半分の約７４ミクロン以下にすることが好ましい。
【００２０】
また，請求項３に記載した製造方法によると，吸気ポート及び排気ポートのいずれか一方又は両方の弁座部における耐熱性を向上し，且つ，前記弁座部におけるバルブシートの耐摩耗性と，このバルブシートに着座を繰り返すバルブ側における耐摩耗性との両方を同時に向上したシリンダヘッドを，低コストで製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
以下，本発明の実施の形態を，内燃機関における鋳鉄製のシリンダヘッドを鋳造することに適用した場合について説明する。
【００２２】
図１及び図２は，内燃機関における鋳鉄製のシリンダヘッド１を示し，このシリンダヘッド１は，従来から良く知られているように，その内部に，吸気ポート２及び排気ポート３と，冷却水ジャケット４とが形成され，前記吸気ポート２におけるシリンダヘッド１の下面１ａへの開口部には，ポペット型の吸気バルブ５が着座するバルブシート６ａを有する弁座部６が，前記排気ポート３におけるシリンダヘッド１の下面１ａへの開口部には，ポペット型の排気バルブ７が着座するバルブシート８ａを有する弁座部８が各々設けられている。
【００２３】
図３は，前記シリンダヘッド１を鋳造するための鋳造型Ａを示す，この鋳造型Ａは，前記シリンダヘッド１における下面を形成する下型Ａ１と，前記シリンダヘッド１の上面を形成する上型Ａ２と，前記吸気ポート２を形成する中子Ａ３と，前記排気ポート３を形成する中子Ａ４と，前記冷却水ジャケット４を形成する中子Ａ５とによって構成されており，この鋳物型Ａにおける空間部に，溶融した鋳鉄を注ぎ込むことにより，前記シリンダヘッド１を鋳造するように構成している。
【００２４】
この鋳造に際しては，前記吸気ポート２用の中子Ａ３及び排気ポート３用の中子Ａ４のうち，前記弁座部６，７の箇所に，図４に示すように，以下に述べる各種の金属粉末の混合物を多孔質のリング状に固め成形して成る金属粉末圧粉体Ｂを，当該金属粉末圧粉体Ｂが前記中子Ａ３，Ａ４の表面から突出するようにして固定装着しておき，この状態で，前記溶融した鋳鉄を注ぎ込むことで，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，前記シリンダヘッド１のうち吸気ポート２及び排気ポート３における弁座部６，７の部分に前記金属粉末圧粉体Ｂによる焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合するようにする。
【００２５】
図５及び図６は，鋳造後におけるシリンダヘッド１を示すものであり，この鋳造されたシリンダヘッド１には，その下面１ａを二点鎖線Ｄ１で示すようにする機械加工するとともに，その吸気ポート２及び排気ポート３における前記下面１ａに対する開口部内を二点鎖線Ｄ２で示すようにする機械加工することにより，前記金属粉末圧粉体Ｂによる焼結層を，前記吸気ポート２及び排気ポート３の弁座部６，８における円錐形のバルブシート６ａ，８ａに露出するのであり，これにより，前記吸気ポート２及び排気ポート３の弁座部６，８における耐摩耗性及び耐熱性を向上できる。
【００２６】
ところで，前記金属粉末圧粉体Ｂは，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合して，多孔質に固め成形して成るものであり，その各種粉末の配合比は，前記黒鉛粉末を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末を１０ｗｔ％未満にし，そして，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末を１５ｗｔ％を超えて多くする一方，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくしている。
【００２７】
ここにおいて，前記黒鉛粉末の添加は，焼結の促進及びシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであり，その配合比が０．５ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく，その配合比が１．５ｗｔ％を超えると炭化物の生成が多くなり靱性の低下及び被削性の低下が生じる。
【００２８】
前記銅粉末の添加は，融点の低い銅による液相の発生にて焼結を促進する効果を図るためのであり，その配合比が３ｗｔ％未満では焼結促進の効果が少なく他の合金粉末における未拡散の部分が多く残り，その配合比が１０ｗｔ％を超えると液相の発生量が多くなるため焼結層の変形が生じて寸法精度が悪くなる。
【００２９】
前記ニッケル粉末の添加は，純鉄粉末に拡散してシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果を図るためであり，その配合比が１０ｗｔ％未満ではオーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトが多くなって，耐熱性が低下することになり，また，その配合比が２０ｗｔ％を超えると添加量に見合った効果が得られない。
【００３０】
前記鉄−クロム合金粉末の添加は，クロムの一部がシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織に拡散して，この部分における母材組織を耐熱性を有するオーステナイトにする効果と，未拡散の鉄−クロム合金粉末による耐摩耗性の向上の効果とを図るためである。
【００３１】
前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の添加は，このコバルト−モリブデン−クロム合金は高硬度の硬質粒子であることから，これを分散することによる耐摩耗性の向上の効果と，コバルト及び／又はクロムの一部がシリンダヘッド１のうち前記弁座部６，８の付近における母材組織に拡散して前記硬質粒子の母材組織への結合を強固にするとともに、前記母材組織をオーステナイト化する効果とを図るためである。
【００３２】
そして，前記純鉄粉末の添加は，粉末の混合物を所定の形状に固め成形するときにおける成形性向上の効果と，固め成形後における多孔質の密度を高くし空隙率を低くする効果とを図るためである。
【００３３】
この場合において，前記した先願発明は，前記黒鉛粉末における配合比を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末における配合比を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末における配合比を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末における配合比を１０〜１５ｗｔに，そして，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を１５〜３０ｗｔ％に規定していた。
【００３４】
すなわち，前記した先願発明においては，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を約１４９ミクロンにするというように，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径の約１４９ミクロンと同じにしたために，この鉄−クロム合金粉末における配合比を，オーステナイト生成量が少なくなる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトが多くなることを回避するために１０〜１５ｗｔ％と可成り多くする一方，このように鉄−クロム合金粉末における配合比を多くしたことによって，金属粉末圧粉体への固め成形性が悪化することを回避するために，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を１５〜３０ｗｔ％に規定しければならないから，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末による耐摩耗性の向上は，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末を，上限値で３０ｗｔ％添加する場合が限度であった。
【００３５】
これに対して，本発明においては，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径より小さくするものである。
【００３６】
このように，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，この鉄−クロム合金粉末における全体の表面積が，その粒径を前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と同じくした場合よりも，増大するから，クロムにおける純鉄粉末への拡散が促進し，前記金属粉末圧粉体Ｂの母材組織のオーステナイト生成量を，配合比を１０ｗｔ％未満と少なくした場合においても，増大することができる一方，純鉄粉末が未拡散のままで残る部分におけるフェライト及び黒鉛粉末だけが拡散している状態のままで残る部分におけるパーライトを少なくすることができる。
【００３７】
一方，前記鉄−クロム合金粉末の配合比を１０ｗｔ％未満と少なくする一方，この鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を，先願発明において上限値である３０ｗｔ％を超えて多くした場合における金属粉末圧粉体への固め成形性の悪化を確実に回避することができ，換言すると，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を，金属粉末圧粉体Ｂへの固め成形性の悪化を招来することなく，ひいては，鋳造に際して十分な焼結を得ることがきる状態のもとで，３０ｗｔ％を超えるように多くすることができるから，耐摩耗性及び耐熱性を，先願発明の場合よりも大幅に向上できるのである。
【００３８】
次に，耐摩耗性の評価を，本発明による実施例１及び実施例２と，前記先願発明による比較例とについて，以下に述べる実物単体摩擦試験によって実施した。
【００３９】
この実物単体摩擦試験は，前記弁座部６の部分を２００℃にした状態で，この弁座部６におけるバルブシート６ａに対して，バネにて閉に付勢されるポペット型の吸気バルブ５を，モータ駆動の回転カムにてその一回転当たり一回着座することを，前記回転カムにおける毎分の回転数を１２００にして１６時間にわたって継続することによって，前記バルブシート６ａにおける摩耗量と，この着座する吸気バルブ５側における摩耗量との両方を測定するという実験である。
【００４０】
この実験において，前記実施例１，実施例２及び比較例に使用する各種粉末における成分は，表１の通りにした。
【００４１】
【表１】
【００４２】
また，前記各種粉末における粒径は，黒鉛粉末を除いて，表２の通りにした。
【００４３】
【表２】
【００４４】
そして，実施例１，実施例２及び比較例において，各種粉末の配合比は，表３の通りにした。
【００４５】
【表３】
【００４６】
そして，これら，実施例１，実施例２及び比較例の各々についての「実物単体摩擦試験」の結果は，図７の通りであった。
【００４７】
すなわち，前記実施例１及び実施例２のように，鉄−クロム合金粉末における粒径を，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることにより，前記鉄−クロム合金粉末における配合比を，先願発明における下限値よりも少なくすることができる一方で，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比を，先願発明における上限値よりも多くすることができ，これにより，前記弁座部６におけるバルブシート面６ａ側における耐摩耗性，及び，このバルブシート面６ａに対して繰り返して着座するバルブ側における耐摩耗性との両方を，先願発明の場合（比較例）よりも大幅に向上できるのであった。
【００４８】
しかも，バルブシート面６ａの耐摩耗性及びバルブ側における耐摩耗性の向上は，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比の増大に比例するのであった。
【００４９】
なお，前記した実験において，前記鉄−クロム合金粉末における配合比の下限値は，３ｗｔ％であり，これより未満に少なくした場合には，鉄−クロム合金粉末を添加する効果を認めることはできなかった。
【００５０】
また，前記した実験において，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における配合比の上限値は，７０ｗｔ％以下であり，これを超えて多くした場合は，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を小さくしたことによる固め成形性の改善を認めることができないのであった。
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】内燃機関用シリンダヘッドにおける一部を示す縦断正面図である。
【図２】図１の要部拡大図である。
【図３】前記シリンダヘッドにおける鋳物型の一部を示す縦断正面図である。
【図４】前記鋳物型に装填する金属粉末圧粉体の斜視図である。
【図５】鋳造したシリンダヘッドの一部を示す縦断正面図である。
【図６】図５の要部拡大図である。
【図７】実物単体摩擦試験の結果を示す図である。
【符号の説明】
【００５２】
１ シリンダヘッド
２ 吸気ポート
３ 排気ポート
４ 冷却水ジャケット
５ 吸気バルブ
７ 排気バルブ
６，８ 弁座部
６ａ，８ａ バルブシート面
Ａ 鋳物型
Ａ１ 下型
Ａ２ 上型
Ａ３，Ａ４，Ａ５ 中子
Ｂ 金属粉末圧粉体
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋳鉄の鋳造を行う鋳物型内に，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体を設置し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合するようにした鋳造方法において，
前記黒鉛粉末の配合比を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末の配合比を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末の配合比を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末の配合量を１０ｗｔ％未満に，そして，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を１５ｗｔ％を超えて多くする一方，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることを特徴とする鋳鉄の鋳造方法。
【請求項２】
前記請求項１の記載において，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約１４９ミクロンであるに対して，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約７４ミクロン以下であることを特徴とする鋳鉄の鋳造方法。
【請求項３】
前記請求項１又は２の記載において，前記金属粉末圧粉体をリング状にして，このリング状の金属粉末圧粉体を，内燃機関におけるシリンダヘッドを鋳造する鋳造型内のうち，当該シリンダヘッドにおける吸気ポート及び排気ポートのいずれか一方又は両方における弁座部に設置し，この状態でシリンダヘッドを鋳造し，鋳造後に前記弁座部を，前記金属粉末圧粉体における焼結層がバルブシートに露出するように機械加工することを特徴とする内燃機関用シリンダヘッドの製造方法。
【請求項１】
鋳鉄の鋳造を行う鋳物型内に，黒鉛粉末と，銅粉末と，ニッケル粉末と，鉄−クロム合金粉末と，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末と，残りが純鉄粉末を混合し固め成形して成る金属粉末圧粉体を設置し，次いで，前記鋳物型内に，溶融した鋳鉄を注ぎ込み，この溶融した鋳鉄の熱を利用して前記金属粉末圧粉体を焼結及び拡散させることにより，鋳造時に，鋳造物の一部に前記金属粉末圧粉体による焼結層を生成するとともに，その焼結層を鋳造物の母材に結合するようにした鋳造方法において，
前記黒鉛粉末の配合比を０．５〜１．５ｗｔ％に，前記銅粉末の配合比を３〜１０ｗｔ％に，前記ニッケル粉末の配合比を１０〜２０ｗｔ％に，前記鉄−クロム合金粉末の配合量を１０ｗｔ％未満に，そして，コバルト−モリブデン−クロム合金粉末の配合比を１５ｗｔ％を超えて多くする一方，前記鉄−クロム合金粉末における粒径を，前記コバルト−モリブデン−クロム合金粉末における粒径よりも小さくすることを特徴とする鋳鉄の鋳造方法。
【請求項２】
前記請求項１の記載において，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約１４９ミクロンであるに対して，前記鉄−クロム合金粉末における粒径が，約７４ミクロン以下であることを特徴とする鋳鉄の鋳造方法。
【請求項３】
前記請求項１又は２の記載において，前記金属粉末圧粉体をリング状にして，このリング状の金属粉末圧粉体を，内燃機関におけるシリンダヘッドを鋳造する鋳造型内のうち，当該シリンダヘッドにおける吸気ポート及び排気ポートのいずれか一方又は両方における弁座部に設置し，この状態でシリンダヘッドを鋳造し，鋳造後に前記弁座部を，前記金属粉末圧粉体における焼結層がバルブシートに露出するように機械加工することを特徴とする内燃機関用シリンダヘッドの製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２００７−６１８９０（Ｐ２００７−６１８９０Ａ）
【公開日】平成１９年３月１５日（２００７．３．１５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−２５４８３７（Ｐ２００５−２５４８３７）
【出願日】平成１７年９月２日（２００５．９．２）
【出願人】（０００００６７８１）ヤンマー株式会社 (3,810)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年３月１５日（２００７．３．１５）
【国際特許分類】
【出願日】平成１７年９月２日（２００５．９．２）
【出願人】（０００００６７８１）ヤンマー株式会社 (3,810)
【Ｆターム（参考）】
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