鐵系密封滑動構件及其製造方法

2023-04-28 19:10:46 2

專利名稱：鐵系密封滑動構件及其製造方法
技術領域：
本發明涉及在建築機械用滾輪，惰輪，減速裝置等中使用的鐵系密封滑動構件及其製造方法。
背景技術：
裝入到建築機械的下滾輪輥組件及齒輪減速裝置中的鐵系浮動密封件，防止其內部的潤滑油的洩漏，同時防止砂土向其內部的侵入。因此，大多通過將該密封滑動面進行淬火處理形成高硬度的馬氏體組織，或者在將硬質滲碳體、Cr7C3碳化物以大約30體積％大量結晶的同時通過淬火處理，將母相製成馬氏體組織，製造成其防燒傷性及耐磨損性得到改進的鐵系浮動密封件。例如，利用高碳高Cr鑄鐵，鎳鉻冷硬鑄鐵(Ni-Hard)的鐵系浮動密封件就是它的例子(例如，參照專利文獻1)。進而，根據不同的目的，使用在前述密封滑動面上噴鍍耐磨損性材料的鐵系浮動密封件。[專利文獻1]特開昭51-59007號公報將上述齒輪減速機裝置及下滾輪輥組件中的潤滑油密封的鐵系浮動密封件，在該機構中，由於在砂土中的碾壓運動，微細的砂土粒子一面侵入密封面，一面進行磨損。此外， 前述鐵系浮動密封件，由於利用密封的潤滑油潤滑其密封面，所以，在極為嚴苛的潤滑條件下使用。從而，即使在耐磨損性及防燒傷性更優異、最通用的利用高硬度的高碳高Cr鑄鐵製的鐵系浮動密封件中，存在著當將其裝入時的調定壓力(推壓力)增高時，在其滑動面上發生顯著的燒裂(熱裂紋)、燒熔、異常磨損，引起漏油的問題。此外，作為提高上述防燒傷性及耐磨損性的材料，即使在採用低溫工具鋼及高速鋼(SKH材料)等各種工具鋼的情況下，由於防燒傷性不足，也很容易發生粘著，其結果是， 存在著耐熱裂性、耐磨損性不足的問題。此外，由於前述各種工具鋼是價格極高的鋼材，所以，在考慮到一直精加工到製品形狀的材料利用率時，存在著材料費變成高價的問題。進而，在近年來的推土機等建築機械中，希望通過更高速地移動，提高工作效率， 由於鐵系浮動密封件的高速旋轉，同樣存在著會發生燒裂、燒熔、異常磨損，引起油的洩漏的問題。

發明內容
本發明考慮到上述情況，其目的是，提供一種耐熱裂性、防燒傷性及耐磨損性優異的鐵系密封滑動構件及其製造方法。為了解決上述課題，根據本發明的鐵系密封滑動構件，在備有密封滑動面的密封滑動構件中，其特徵在於，
在前述密封滑動面上，形成淬火硬化層，前述淬火硬化層具有如下所述的組織，即，在該組織中具備固溶有0. 15 0. 6重量％的碳的馬氏體母相，和分散在前述馬氏體母相中的3 50體積％的滲碳體。此外，前述密封滑動構件，包括鐵系浮動密封件。根據本發明的鐵系密封滑動構件，在備有密封滑動面的鐵系密封滑動構件中，其特徵在於，在前述密封滑動面上形成淬火硬化層，前述淬火硬化層具有如下所述的組織，即，在組織中，具備固溶有0. 15 0. 7重量％的碳的馬氏體母相，和分散在前述馬氏體母相中的3 50體積％的滲碳體，以及分散在前述馬氏體母相中的3 15體積％的石墨。根據本發明的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，它包括準備含有 0. 5 1. 8重量％的C，進而含有從0. 3 3重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2 重量％的Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一組以上的鋼材的工序，在超過Al溫度之後以10秒鐘以內的加熱速度，將前述鋼材加熱到850 1100°C 的淬火溫度之後，急劇冷卻的淬火工序。此外，也可以將前述鋼材，成形為鐵系密封滑動構件的形狀。根據本發明的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，它包括準備在含有 2 4. 5重量％的C，進而含有從0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的珠光體組織的母相中， 分散有石墨的灰鑄鐵、球墨鑄鐵、緻密蠕蟲狀石墨鑄鐵、灰色可鍛鑄鐵構成的組選擇出來的一種構成的鑄鐵材料的工序，在超過Al溫度之後以10秒鐘以內的加熱速度，將前述鑄鐵材料加熱到850 1IOO0C的淬火溫度之後，急劇冷卻的淬火工序。此外，也可以將前述鑄鐵材料，成形為鐵系密封滑動構件的形狀。根據本發明的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，它包括準備含有2 4. 5重量％的C，進而含有從0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％ 的Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的白鑄鐵或者將前述白鑄鐵的滲碳體的一部分石墨化的鑄鐵材料的工序，在超過Al溫度之後以10秒鐘以內的加熱速度，將前述鑄鐵材料加熱到850 1IOO0C的淬火溫度之後，急劇冷卻的淬火工序。此外，也可以將前述鑄鐵材料，成形為鐵系密封滑動構件的形狀。根據上面說明的本發明，本發明考慮到了上述情況，其目的是可以提供一種耐熱裂性、防燒傷性及耐磨損性優異的鐵系密封滑動構件及其製造方法。


圖1(a) (d)是表示含有珠光體組織的鐵系浮動密封件用原材料的鑄鐵組織例的照片。圖2是使用!^e-C-M系平衡相圖和碳的等碳活度線圖的、向、相中的固溶機理圖。圖3是!^e-C-Cr系等碳活度線圖(在1000°C )。
圖4是表示合金元素對 ^-3重量％ Si的影響的狀態圖。圖5(a)是表示高頻加熱溫度和淬火硬度的關係的曲線，(b)是表示高頻加熱溫度與馬氏體C濃度的關係的曲線，(c)是表示高頻加熱溫度與θ相體積％的關係的曲線。圖6是表示球狀化處理No. 4試樣的急速高頻淬火組織的照片。圖7是表示加熱溫度與淬火硬度及殘留、量的各自的關係的曲線。圖8是表示使珠光體狀滲碳體和粒狀滲碳體分散的No. 4試樣的急速高頻淬火組織的照片。圖9是表示鐵系浮動密封件的形狀的剖視圖。圖10是浮動密封件試驗機的簡圖。
具體實施例方式在本發明的實施形式中，通過急劇感應加熱和冷卻，至少在前述密封面上，形成淬火硬化層，在該淬火硬化層中，以20面積％以上的面積比例，形成由硬質的片狀滲碳體和耐熱衝擊性優異的低碳濃度的馬氏體相構成的層狀的組織區域(珠光體的組織區域，也將該組織中的滲碳體稱作珠光體狀的滲碳體)，使含有片狀滲碳體的滲碳體以3 50體積％ 分散。藉此，提高密封滑動面上的潤滑油的供應性能，進而，可以實現耐抗回火軟化性能和耐熱裂性優異的鐵系密封滑動構件，進而，通過在鐵系密封滑動構件的一部分上殘留淬火未硬化層，可以實現高韌性的鐵系密封滑動構件。此外，也可以代替前述急劇的感應加熱， 應用雷射等輻射加熱及鹽浴加熱，但感應加熱生產率及經濟性優異。在作為鐵系密封滑動構件的一個例子的鐵系浮動密封件的使用環境下十分重要的密封滑動面的耐燒傷性，可以通過提高耐熱裂性加以改進。因此，根據本實施形式的鐵系浮動密封件，至少密封滑動面是通過感應加熱淬火被淬火硬化的(淬火硬化層)。構成前述密封滑動面的部位，通過將馬氏體母相中固溶的碳濃度調整到0. 15 0.6重量％的範圍內，改進密封滑動面的耐熱裂性，進而，具有使對於提高耐磨損性和防燒傷性有效的硬質滲碳體在前述馬氏體母相中分散3 50體積％的組織。此外，根據本實施形式的鐵系浮動密封件，備有密封滑動面，在前述密封滑動面上，形成0. 15 0. 7重量％的碳固溶的馬氏體母相。在前述馬氏體母相中除3 50體積％ 的滲碳體之外，還分散有3 15體積％的石墨。之所以令上述分散滲碳體的量的下限值為3體積％，是因為，通過分散作為硬質粒子的滲碳體提高防燒傷性的效果，在通常的滑動條件下可以得到充分的發揮，並且，作為其結果，可以同時改進其耐磨損性。進而，在進一步改進對砂土侵入的耐磨損性的情況下， 更多地分散更加硬質的碳化物、氮化物、碳氮化物等是有效的。例如，在高碳高Cr鑄鐵材料中，由於將Cr7C3碳化物調整到35 50體積％，所以，上述滲碳體的量的上限值優選地為50 體積％，進而，滲碳體量的下限值，優選地為10體積％。此外，令上述分散滲碳體量的上限值為50體積％的理由，是因為當上述分散滲碳體量超過50體積％時，鐵系浮動密封件會過分脆化。此外，在前述高碳高Cr鑄鐵等的鐵系浮動密封件中的耐熱裂性優異的馬氏體母相中的碳濃度，估計為約0.8重量％左右。從而，固溶到前述馬氏體母相中的碳的上限濃度，優選地為0. 7重量％。此外，當參考要求耐熱裂性的高溫工具鋼(SKD6、SKD7、SKD61、SKD8、3Ni-3Mo鋼)等所含有的碳濃度時，更優選地，前述馬氏體母相中固溶的碳的上限濃度為0.6重量％，下限濃度為0. 15重量％。進而，在考慮到耐砂土磨損性的情況下，優選地，前述馬氏體母相的硬度在HRC50 以上，為了確保更穩定的耐熱裂性，更優選地，將馬氏體母相中的碳濃度調整到0. 2 0. 5
重量％。此外，可以認為，所分散的碳化物在MC、Cr7C3、M6C型特殊碳化物中，越是硬質的，越可以提高作為鐵系浮動密封件的耐砂土磨損性。但是，在碳化物過分硬質的情況下，對於滑動面的對手材料的破壞性增大，容易發生因滑動面發熱引起的燒傷及熱裂。因此，在本實施形式中，優選地，分散HvlOOO 1300左右的比較軟質的滲碳體。此外，石墨作為固體潤滑劑和油槽，改進潤滑性，改進防燒傷性。石墨量，優選地， 將明顯地出現其潤滑性的改進作用的3體積％作為其下限值。此外，令石墨量的上限值為 15體積％，這是因為在現有的鑄鐵中，石墨的最大量為15體積％。此外，當考慮到改進潤滑性的效果的飽和、並且具有強的韌性時，更優選地，石墨的量，以10體積％作為其上限值。此外，在本實施形式中，為了改進作為上述鐵系浮動密封件在過分嚴苛的滑動環境中的潤滑性，具有在馬氏體相中呈層狀分散發揮滑動面潤滑油的油槽功能的珠光體狀 (片狀)滲碳體的組織區域(集聚組織)。在密封滑動面上，以20面積％以上的面積比例， 在馬氏體母相中形成前述組織區域。藉此，改進密封滑動面上的防燒傷性和耐熱裂性，進而，通過在硬質馬氏體母相中，還分散含有除上述珠光體狀之外的滲碳體，全部滲碳體的量為3 50體積％，可以改進耐砂土磨損性。此外，存在於上述珠光體狀滲碳體之間的，是硬質馬氏體相，但是，由於滲碳體是更硬質的，所以，在滑動面上的潤滑油，在珠光體狀的滲碳體之間，可以發揮油槽的作用，通過潤滑性的改進，可以改進防燒傷性並抑制熱裂紋的發生。圖1 (a)是表示使大致共析碳濃度(0. 8重量％ )的鋼材從奧氏體狀態冷卻引起珠光體相變時的組織(珠光體組織)的圖示。該圖中的灰色部分是滲碳體，白色部分是鐵素體相。進而，從圖1(a)可以看出，多個珠光體相變區域(集聚組織)集合起來，基本上在整個區域都變成珠光體相變組織。在本實施形式中的由滲碳體-馬氏體相構成的珠光體狀集聚組織，作為高頻淬火(感應加熱淬火)的前組織，通過將由上述滲碳體和鐵素體相構成的珠光體相變組織急劇加熱、冷卻，一面在未熔化狀態殘留滲碳體，一面將鐵素體馬氏體化。由此，珠光體的滲碳體集聚組織所佔的面積率，通常，根據相變圖的關係，在該鋼的共析濃度以上，大致在成為100面積％，這時的滲碳體的量不會以超過12體積％的量出現。從而，從耐磨損的觀點出發，大量分散粒狀滲碳體是優選的，在本實施形式中，在上述珠光體狀滲碳體的分散區域中，可以一直分散到20體積％。從上述滑動面的潤滑性的改進的觀點出發， 通過在通常的軸承滑動面上形成15面積％左右的油槽，可以明顯改進其潤滑性。因此，優選地，珠光體狀滲碳體集聚組織的面積％在20面積％以上，進而，更優選地，在50體積％以上。圖1 (b) (d)，是表示以上述珠光體組織作為母相的代表性的鑄鐵組織的圖示。 圖1(b)表示分散片狀石墨的灰鑄鐵(Gray Cast Iron)，圖1 (c)表示分散球狀石墨的鑄鐵 (Nodular Graphite Cast Iron)，圖1 (d)表示由萊氏體中的滲碳體(白色相)和珠光體組織(黑色部)構成的白鑄鐵(White Cast Iron)，這些鑄鐵材料可以應用於本發明。
如上述本實施形式所述，在固溶0. 15 0. 7重量％的碳的淬火狀態在馬氏體母相中，高密度地分散滲碳體(粒狀、珠光體狀)，在平衡圖中是很難的現象。為了實現這一點， 在本實施形式中，構成密封滑動面的部位，由包含以下元素的鋼材形成，所述元素為至少 0. 5 1. 8重量％的C，作為在滲碳體中顯著濃縮的合金元素的Cr、V、Mo及W構成的組中選擇出來的一種以上，其中所述各個元素的含量範圍為Cr在0. 3 3重量％，V在0. 1 0. 5重量％，Mo在0. 3 2重量％，W在0. 5 2重量％。在鐵素體相及奧氏體相至少其中的一個相和滲碳體共存的加熱狀態，實行將這些鋼中的滲碳體中的Cr含量，提高到至少在 2. 5重量％以上，更優選地，提高到3重量％以上的前熱處理。藉此，可以阻礙在感應加熱淬火時，在加熱過程中的滲碳體向奧氏體向中的固溶。此外，前述鋼材，包含上述C及合金元素，殘量實質上由鐵構成，從確保本發明的主旨以外的作用的恰當的淬火性、抗回火軟化性、耐腐蝕性、切削性能、耐磨損性、耐燒傷性的觀點出發，可以適當地添加從由Si、Al、Mn、 Ni、Cr、V、Mo、W、Cu、Co、B、Ti、Nb、Zr、P、S、Ca、Pb及Mg構成的組中選擇出來的一種以上的合金元素，進而有時不能避免作為前述合金元素及雜質元素的S、P、0、N構成的組中選擇出來的一種以上元素，混入制鋼原料中，在不影響本發明的主旨作用的範圍內，其混入是可以允許的。前述殘量實質上是由鐵構成的(鋼材)，指的是恰當地含有這些合金元素及雜質元素。此外，對於後面描述的鑄鐵材料，也是同樣的。此外，根據本實施形式的鐵系浮動密封件，備有滑動面，具有形成在前述滑動面上的固溶有0. 15 0. 7重量％的碳的馬氏體母相，分散在前述馬氏體母相中的3 50體積％ 的滲碳體，以及分散在前述馬氏體母相中的3 15體積％的石墨。在該鐵系浮動密封件中，前述密封滑動面的部位，也可以利用從以下各種鑄鐵組成的組中選擇出來的一種構成的鑄鐵材料形成，組成該組的各種鑄鐵為至少含有2 4. 5 重量％的碳，進而在含有從0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo 及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的珠光體組織的母相中分散有3 15 體積 ％的石墨的灰鑄鐵(Gray Cast Iron)、球墨鑄鐵(Nodular Graphite Cast Iron)、 緻密蠕蟲狀石墨鑄鐵(Compacted Vermicular Cast Iron)，珠光體可鍛鑄鐵(Pearlite Malleable Cast Iron)。進而，在上述鐵系浮動密封件中，構成前述密封滑動面的部位，利用至少含有 2. 0 4. 5重量％的C，進而含有從由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的白鑄鐵(White Cast Iron)或者將該白鑄鐵的滲碳體的一部分石墨化的鑄鐵材料形成，也可以用在固溶有 0. 15 0. 7重量％的碳的馬氏體母相中、或者在珠光體狀的滲碳體和馬氏體構成的母相中，分散15 50體積％的滲碳體以及3 15體積％的石墨的材料構成。此外，由於在700°C平衡加熱鐵素體相和滲碳體相共存的淬火前組織時的合金元素M的分配係數α KM =(滲碳體中的M元素濃度重量％ /鐵素體中的M元素濃度重量％ )， 為 α KCr = 28、α KMn = 10. 5、α Kv = 9、α KMo = 7· 5、α KW = 2、α KNi = 0. 34、α KCo =
0. 23、aKSi、Al三0，所以，就可以看出，Mn、Cr、Mo、V、W向滲碳體中濃縮，Si、Al、Ni、Co向鐵素體中濃縮。從而，如前面所述，在以50體積％分散滲碳體的鐵素體相中，例如，Si、Al約濃縮添加量的2倍，Ni約濃縮1. 5倍，Co約濃縮1. 6倍，相反地，Cr約稀釋0. 07倍，Mn約稀釋0. 17倍。
此外，作為使Cr在前述高頻淬火處理前的滲碳體中濃化的熱處理，優選地，有以下方法在(鐵素體+滲碳體)二相區域加熱處理馬氏體或珠光體組織的方法，在珠光體組織形成的階段、例如以空冷、爐冷等的冷卻速度緩慢冷卻的方法，以及從Al溫度至600°C的範圍內恆溫處理的方法，進而，為了將滲碳體球狀化的球狀化退火處理(參照「鋼的熱處理改訂版」日本鐵鋼協會編，丸善株式會社發行，P44 46)等。進而，在具有共析碳濃度以上的碳濃度的鋼中，優選地，在Al溫度 Acm溫度的 (奧氏體+滲碳體)二相區域加熱保持，在使Cr在其滲碳體中濃縮之後冷卻，將母相製成馬氏體、貝氏體和/或微細珠光體組織的前處理也是優選的。此外，在上述加熱保持後，一面徐冷到600°C —面分散粒狀滲碳體和/或珠光體狀滲碳體的前熱處理也是優選的。此外，可以看出，在750 850°C的(奧氏體+滲碳體)二相區域的滲碳體中的Cr的濃度濃縮到奧氏體中的Cr的濃度約8 10倍、例如i^e-0. 9重量％ C-1. 5重量％ Cr的鋼中，通過加熱保持在820°C，變成含有11重量％的Cr的滲碳體約2體積％分散的組織，如後面所述，通過感應淬火，在該狀態分散的滲碳體未固溶殘留下來。此外，使滲碳體分散到前述0. 15 0. 7重量％的低碳濃度的馬氏體母相中的方法，可以根據通過感應加熱等急劇加熱將由前述Cr濃縮的滲碳體和鐵素體相構成的組織體保持在淬火溫度時，滲碳體向奧氏體中固溶時的滲碳體的固溶機理(速度)加以說明。該固溶機理，可以從在圖2所示的加熱溫度時的!^e-C-M(M 合金元素)三元系平衡相圖和該圖中所示的碳的等活度線圖(等碳活度線圖)的關係加以理解。圖2是示意地表示添加與碳親和力強的Cr和類似的合金元素的 ^-C-M三元系平衡相圖的圖示。圖2的A點表示，在本實施形式中，利用含有0. 5 1. 8重量％的C和0. 3 3重量％的0以及0. 1 0. 5重量％的至少其中之一，含有從Si、Al、Mn、Ni、Mo、W、Cu、Co、 B、Ti、P構成的組中選擇出來的一種以上的合金元素以及S、0、N等不可避免的雜質元素，餘量實質上由狗構成的鋼材形成密封滑動面的部位鐵系浮動密封件的代表性的組成。如圖中通過A點的細線所示，由於通過M元素的添加，碳活度降低，所以碳等活度線向右肩上方推移，與滲碳體的固溶度線相交，與該組成的鋼中的碳活度相等的碳活度，由連接其交點(B 點)與含有平衡的M元素的滲碳體組成點(C點)的直線表示。圖2中的其它的等活度線(細線)，是根據各碳活度計算出來的，碳的濃度越高，碳活度越大，但是，Fe-C軸O^e-C 二元系)的石墨的固溶度(D點)，定義為碳活度Ac = 1。在前述圖2中使用的鋼材組成A點的淬火前組織中的鐵素體和滲碳體的組成，由 E、F點給出，在急劇加熱到淬火加熱溫度的溫度的F點組成的滲碳體，合金元素M殘留在該處，只有擴散性極大的碳急劇地固溶到奧氏體中。可以看出，與這種情況下的的滲碳體界面局部平衡的奧氏體界面組成，在G點給出，由於G點的碳活度比鋼材組成的A點的碳活度大，所以，藉助碳的化學勢的梯度急劇擴散，在滲碳體固溶的位置和原鐵素體所在的位置， 首先，沿著通過圖中B點的等活度線碳均勻化之後(一，一號)，合金元素均勻化。但是，在向鋼中更多地添加合金元素的添加量(H點)、在滲碳體中有更多的合金元素(J點)濃縮的情況下，滲碳體與合金元素M殘留在該處、只有碳固溶時的滲碳體平衡的鐵素體中的碳活度(K點)、比原來的H點的組成的碳活度低。由此，可以看出，碳沿著通過K點的等碳活度，在極短的時間迅速地擴散到L點的濃度，但是，在繼續進一步進行固溶、 滲碳體的完全固溶的期間內，沒有合金元素M從K點沿著滲碳體的固溶度線向B點的擴散，滲碳體不能固溶，可以看出，滲碳體的固溶一面受到合金元素M的擴散的速度的支配，一面急劇地變慢。此外，在通過A、H點組成的等碳活度與滲碳體固溶度線的交點B所示的M元素濃度以上，滲碳體中的M元素濃度變得越大，為了滲碳體完全固溶所用的時間變得越慢。可以看出，為了減少由高頻加熱(感應加熱)、淬火引起的未固溶滲碳體的量，將滲碳體中的M元素的濃度抑制在B點的M元素的濃度以下，是必要的。進而，由於通過前述K點的等碳活度線上的L點的碳濃度，基本上與在未固溶狀態分散滲碳體的馬氏體母相中的碳濃度對應， 所以，可以看出，如果L點的碳濃度是本實施形式的0. 15 0. 7重量％的話，有必要對L點成為0. 15 0. 7重量％的滲碳體的J點進行控制。此外，可以看出，在未固溶狀態分散的滲碳體的周邊的滲碳體固溶部位的組成，基本上變成圖2中的K點的組成，在該部位的合金元素濃度，即使與L點、H點比較濃度顯著高，碳濃度也容易變高。因此，在該部位的馬氏體開始溫度Ms點向更低溫度側推移，在未固溶滲碳體周邊以高韌性形成磨合性優異的殘留奧氏體相。為了更加具體，使用圖3所示的Fe-C-Cr三元系平衡相圖和碳等活度線圖(在 1000°C )，對於迅速加熱到1000°C、進行淬火處理的高頻淬火時的情況進行以下的研究。(1)滲碳體急劇固溶時的情況(滲碳體中的Cr濃度低時的情況)當以(滲碳體+鐵素體)共存區域的700°C加熱圖中A點(0.8質量％(，0.4重量％ Cr)所示的鋼時，變成B點(滲碳體，2. 6重量％ Cr)和C點(鐵素體，0. 09重量％ Cr) 的組成。在該狀態，例如當通過高頻加熱急劇加熱到成為奧氏體狀態的1000°C時，B點、C點沿著箭頭的方向向A點變得均勻化。如前面所述，可以看出，在B點的滲碳體中的合金元素幾乎不在奧氏體中擴散的期間內，碳在具有鐵素體組成的奧氏體(C點)中，一面經由圖中的D點如丨丨號所示急劇擴散，將滲碳體固溶後，在通過A點的碳等活度線上一面伴隨著Cr 的擴散，Cr元素一面緩慢地向A點均勻化，但是，在藉助更急劇的高頻加熱達到滲碳體的固溶的時刻，馬氏體母相的碳濃度變成基本上與A點相同的碳濃度，獲得更高硬度的馬氏體。從而，可以看出，本發明的馬氏體相中的固溶碳濃度變成0.7重量％時的滲碳體中的Cr濃度，大致為4. 5重量％，至少通過將滲碳體中的Cr控制在4. 5重量％以下，未固溶的滲碳體不會殘留。(2)滲碳體的固溶被延遲很多的情況1當在鐵素體和滲碳體共存區域的700°C充分加熱圖中E點(0. 8重量％ C，1重量％ Cr)所示的鋼時，變成G點(鐵素體，0. 24重量％ Cr)和F點(滲碳體、6. 61重量％ Cr)的組成。在這種狀態，例如，當通過高頻加熱急劇加熱到變成奧氏體狀態的1000°C時，如前述例子那樣，F點向H點固溶。可以看出，在H點(與滲碳體固溶的情況下的滲碳體處於等碳活度的關係的奧氏體界面)處的碳活度，變得比原來的E點的碳活度低，所以，首先，一直到通過H點的等碳活度線，滲碳體以碳擴散反應速率控制機構固溶後，與滲碳體平衡的γ相組成(H點)沿著滲碳體固溶度線，在與E點有等活度關係的滲碳體的固溶度線上的I點， 一面伴隨著Cr的擴散一面將滲碳體固溶，在γ組成到達I點的時刻，滲碳體完全固溶。此外，可以看出，淬火後的馬氏體母相中的碳濃度，變成約0. 5重量％，約5體積％的滲碳體以未固溶的狀態分散在非常硬質的馬氏體中。此外，前述馬氏體母相中的碳濃度成為0. 15重量％的上限滲碳體中的Cr濃度，可以理解為約12重量％。由此，可以看出，在令淬火溫度為1000°C、急劇加熱後冷卻的淬火條件下，通過將滲碳體中的Cr濃度調整到4. 5 13重量％，獲得在碳濃度為0. 15 0. 7重量％的馬氏體母相中分散未固溶滲碳體的淬火硬化層。(3)滲碳體的固溶被延遲很多的情況2此外，在上述O)的情況下的H點，與滲碳體不同的Cr7C3碳化物與、相平衡，假定在滲碳體固溶過程中，非平衡的滲碳體與Y相的二相平衡成立。在這種滲碳體的固溶過程中，一直到通過Cr7C3碳化物固溶度線上的J點的等碳活度線(約0. 2)，滲碳體以碳擴散反應速率固溶。但是，可以看出，在之後的滲碳體固溶中，在滲碳體消失前，為了沒有形成 Cr7C3碳化物的必要性，由於γ相界面的組成，增加了至少從Cr7C3碳化物不析出的J點起、 沿著Cr7C3碳化物固溶度線，到達Cr7C3碳化物不析出也可以的(γ相+滲碳體+Cr7C3)三相共存區域的K點的約束條件，所以，滲碳體的固溶被進一步延遲。可以看出，在這種情況下的上述高頻加熱、淬火獲得的馬氏體母相中的碳濃度，變成約為0. 4重量％，約6體積％的滲碳體以未固溶狀態分散到硬質(HRC57 61)的馬氏體母相中。此外，根據上述研究結果，滲碳體的顯著發生固溶延遲的臨界點，是在1000°C的加熱條件下、滲碳體中的Cr濃度濃縮到約3.5重量％以上時的情況，但是，在900°C加熱時，約為2.5重量％ Cr (在800°C，2.0重量％ Cr)。例如，計算出在700°C加熱含有C為0. 55重量％、Cr為0. 3重量％的鋼的情況下的滲碳體中的[Cr濃度]=α KCr X鋼中的Cr濃度/ (1-(鋼中的碳濃度/6.67) X (1-α KCr))為2.6重量％。由此，可以看出Cr的下限添加量， 大致為0. 3重量％，優選地，在0. 5重量％以上。此外，為了穩定地分散未固溶的滲碳體所必要的滲碳體中的平均Cr濃度，2. 5 15重量％是恰當的，優選地為3. 5 13重量％。此外，α KCr是表示前述鐵素體相和滲碳體之間的Cr的濃縮性的分配係數，在 600°C的Cr、Mn、Mo的分配係數，α KCr = 52、α KMn = 19、α KMo = 12，向滲碳體中濃縮的
傾向增大。進而，在將前述滲碳體中的Cr濃度控制在2. 5重量％以下的情況下，在實施急劇的高頻加熱時，除滲碳體以前述碳擴散反應速率控制進行固溶的機理之外，還要考慮到通過抵抗滲碳體相/奧氏體相界面的移動引起的滲碳體的固溶延遲，由於該影響造成的滲碳體向硬化層中的未固溶分散。在這種情況下，可以認為，也可以通過從Al溫度以500°C / sec以上的加熱速度急劇加熱到淬火溫度的溫度範圍之後，立即進行淬火，但是，由於不能控制向馬氏體中固溶的碳的量，以及通過使Cr固溶到滲碳體中，滲碳體的硬度顯著高硬度化( Hvl300)，所以，優選地，Cr的添加成為不可避免的。此外，Mn與V、Mo相比，α KMn更大，是滲碳體中顯著濃縮的元素，但是，在通常的鋼材的添加範圍(0.3 2重量％)中，不存在奧氏體狀態的特殊碳化物，並且，降低奧氏體中的碳活度的Mn的作用，只相當於Cr的約1/2以下。因此，前述滲碳體的固溶延遲作用少， 但是由於很有助於前述機理引起的殘留奧氏體的生成和淬硬性，所以，優選地，適時地在通常鋼材的添加範圍(0. 1 2重量％ )內進行調整。此外，上述滲碳體和鐵素體之間的分配係數α KM,如上所述，是在700°C充分加熱時的係數，例如，在加熱溫度下降到600°C以下時，這些分配係數變得更大，Cr、Mn、V、Mo進一步被濃縮在滲碳體中，但是在其加熱時間過短的情況下，由於不能充分濃縮，所以，優選地，預先在共析溫度以下進行加熱處理。進而，由於上述滲碳體即使是珠光體狀的滲碳體，分配係數αΚΜ也不會變化，所以，優選地，在高頻淬火前的珠光體相變組織狀態，在鋼的共析溫度以下進行加熱處理。進而，優選地，作為使珠光體狀滲碳體和滲碳體粒子分散的前組織，通過在奧氏體和滲碳體平衡存在的溫度區域，預先使滲碳體呈粒狀分散後，一面冷卻一面使之引起珠光體相變進行調整。進而，上述鐵素體和滲碳體之間的合金元素的分配係數α KM大的V、Cr、Mo、W，不僅向滲碳體內的濃縮傾向大，而且和上述⑶的關系所描述的那樣的Cr7C3碳化物的存在一樣，由於Fe21Mo2C6、V4C3、WC等特殊碳化物存在，所以進行了和Cr7C3同樣的研究。其結果是， 由於通過添加0. 1重量％以上的V、0. 3重量％以上的Mo以及0.5重量％以上的W，發現上述滲碳體的固溶的延遲，所以，在本實施形式中，當考慮到經濟性時，優選地，至少添加0.3 重量％以上的Cr，V、Mo、W根據需要，複合添加。進而，當V超過0. 05重量％時，作為V4C3碳化物在高頻淬火前的組織中析出，即使施行高頻淬火，V4C3碳化物也幾乎不固溶，殘留在馬氏體母相中。這種V4C3碳化物是極硬質的碳化物，在前述高速鋼中，顯著改進耐磨損性，所以，當參考高速鋼時，作為V的添加範圍，優選地為0. 05 5重量％ (約0. 1 約10體積％ )。因此，優選地，構成本實施形式的鐵系浮動密封件中的密封滑動面的部位，以總計 0. 05 5重量％含有從V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf構成的組中選擇出來的一種以上的合金元素， 前述一種以上的合金元素成為主體的平均粒徑為0. 1 5 μ m的碳化物、氮化物以及碳氮化物的至少一種，以總計0. 1 10體積％進行分散。此外，從進一步改進耐磨損性的目的出發，優選地，V的添加量在0. 5重量％以上， 進而，更優選地，在1重量％以上。在上述珠光體狀滲碳體之外的滲碳體中的平均Cr濃度，為2. 5 15重量％，其形式可以是析出在舊的奧氏體晶界的滲碳體，但從強度的觀點出發，優選地，是平均粒徑為 0. 1 10 μ m的粒狀滲碳體。進而，通過觀察滑動材料及工具鋼材料的耐磨損性，在該鋼材中的碳化物粒徑大時獲得很好地改進、滑動時的摩擦力集中在從滑動面起約10 μ m以內進行作用，所以，對於耐磨損性的改進而言，優選地，令滲碳體晶粒的上限平均粒徑為IOym 左右ο此外，在使粒狀滲碳體長大到平均粒徑3 μ m以上的情況下，優選地，施行900°C以上的在上述(奧氏體+滲碳體)二相區域的加熱處理，優選地，利用添加1.2重量％以上的碳的上述鋼材或鑄鐵材料。如前面所述，在急劇感應加熱後急劇冷卻的熱處理方法中，在未固溶滲碳體的周邊，處於Cr等向滲碳體中濃縮的元素和碳濃化的狀態，容易形成殘留的奧氏體相。利用這一點，在本實施形式中，將該殘留奧氏體相調整到母相的10 50體積％。藉此，在緩和發生在大量分散的滲碳體的內部缺陷效果的同時，改進滑動面上的磨合性，可以抑制熱裂的發生以及改進燒傷性。此外，之所以令殘留奧氏體相的上限含量為50體積％，是因為超過 50體積％的過剩的殘留奧氏體的生成，耐磨損性會惡化，優選地，令其上限值為35體積％。實施上述高頻淬火利用的鐵系浮動密封件，如前面所述，由於使Cr、Mo、V、W、Mn等濃縮到滲碳體中進行高頻淬火，所以，在淬火硬化層的馬氏體母相中的這些合金元素的濃度，處於極少的狀態。由於該馬氏體相的抗回火軟化性低，所以由耐磨損性和防燒傷性惡化的危險性。因此，在本實施形式中，利用含有幾乎不固溶到滲碳體中、前述馬氏體母相的抗回火軟化性提高的、0. 5 3. 5重量％的Si以及0. 25 2重量％的Al其中之一、或者Si 及Al總計為0. 5 3. 5重量％的鋼材或鑄鐵，通過將其感應加熱、淬火，製作鐵系浮動密封件。此外，對於抗回火軟化性的Si、Al，直到450°C顯示出最顯著的抗回火軟化性，進而，在500 600°C的高溫狀態，也比Cr更有效地作用，是很經濟的，所以，優選地，應該更積極地添加。進而，與上述Cr相反，由於Si顯著提高奧氏體相中的碳活度，以0. IXSi重量％ 的關係，使固溶在馬氏體相中的碳濃度降低，以及，提高Al、A3溫度，所以，起著提高滑動面上耐熱裂性的作用。從令固溶到馬氏體相中的碳的上限濃度優選地為0.5重量％的觀點出發，優選地，以令馬氏體相中的Si濃度為3重量％的方式添加，以Si的添加量重量(馬氏體相體積％ X:3)/100計算。此外，該馬氏體母相中的上限濃度為6.5重量％，但是，優選地，積極地添加對奧氏體相中的碳活度影響小的Al，優選地，在不使馬氏體母相中的碳濃度降低的情況下，提高抗回火軟化性。此外，在本發明中，由於大量使用Si、Al等鐵素體穩定化元素，所以，有必要首先研究在高頻淬火時鐵素體相殘留在淬火硬化層中的危險性。如圖4的Fe3重量％ Si-C系計算相圖所示，可以看出，在添加3重量％ Si的鋼中，通過將碳量添加到0. 35重量％以上、 更優選地添加到0. 55重量％以上，在高頻淬火時的加熱溫度(850 1100°C )，充分奧氏體化。優選地，以總量2重量％以上添加Mn、Ni、Cu等。此外，在代替Si添加Al的情況下， 由於Al具有大約Si的2倍的鐵素體穩定化能力，所以，在本實施形式中，優選地，以2. 0重量％作為Al上限添加量。此外，在使Al和Ni共存進行添加的情況下，顯著改進其韌性，進而，由於顯示出時效硬化，所以，在本實施形式中，優選地，共存添加1 6重量％ Ni和0. 25 2重量％ Al。 由此，在本實施形式中，優選地使用以總量計含有2 7重量％的Mn、Ni的鋼材或鑄鐵材料製作鐵系浮動密封件。此外，如前面所述，在馬氏體分散滲碳體的情況下，Ni、Al、Si、Co、 Cu濃縮在馬氏體相中，例如，在分散50體積％的滲碳體的情況下，馬氏體相中的M濃度為 1. 5 9重量、馬氏體相中的Si或(Si+Al)的濃度為1 7重量％，馬氏體相中的Al濃度為0. 5 4重量％。從而，例如，如在析出硬化型的高溫工具鋼(5Ni-2Al工具鋼)中所看到的那樣，可以期待著顯著的時效硬化性。進而，作為提高抗回火軟化性的合金元素，Mo、W是有效的，但是Mo、W向滲碳體中的固溶限度為2重量％，是極少的，固溶到馬氏體母相中、作用於抗回火軟化性的Mo的濃度，變成0. 5重量％以下，所以，優選地，令Mo的上限添加量為2重量％。此外，對於W，由於具有和Mo大致相同的向馬氏體中的固溶限度，所以，優選地，令Mo及W的總量添加量在
2重量％以下。作為前述高頻淬火的前組織，是(鐵素體+珠光體)組織，在粗大的鐵素體存在的情況下，通過短時間的高頻加熱，有碳在奧氏體中不能充分擴散的危險性。因此，如前面所述，在本實施形式中，優選地，構成密封滑動面的部位，含有0. 05 5重量％的從V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf構成的組中選擇出來的一種以上的合金元素，分散0. 1 10體積％的前述一種以上的合金元素為主體的平均粒徑為0. 1 5 μ m的碳化物、氮化物及碳氮化物的至少一種， 將(鐵素體+珠光體)組織細化，抑制粗大的鐵素體的發生以及將鋼材的碳量調整到0.6
重量％以上。此外，從V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf構成的組中選擇出來的一種以上的合金元素的碳化物、氮化物及碳氮化物，與前述滲碳體相比，是在高頻加熱時幾乎不固溶到奧氏體中、並且極其硬質的，對鋼的防燒傷性極其優異的化合物。由此，通過它們的微量添加，可以使奧氏體結晶晶粒的微細化並改進防燒傷性。因此，在本實施形式中，考慮到有前述化合物引起的耐磨損性的改進效果，進而，當參考高速鋼中的V4C3、WC碳化物的量時，優選地，令前述一種以上的合金元素的上限添加量為5重量％，令前述化合物的上限含量為10體積％。例如， 在作為TiC的情況下，由於TiC的比重基本上為4. 9gr/cm3，所以，通過5重量％的Ti的添加，形成6. 3重量％的TiC，其體積％變成10體積％。此外，為了有效地改進前述滑動面上的防燒傷性和耐磨損性，優選地，在前述鋼的熔煉階段析出的碳化物、氮化物及碳氮化物中至少一種化合物比較多。作為前述化合物的平均粒徑，如在高速鋼的碳化物的分布中看到的，優選地，在0. 1 μ m以上，並且，在考慮到在滑動時對與之匹配的材料的破壞性時，希望，在5μπι以下。此外，如前面所述，構成根據本實施形式的鐵系浮動密封件中的密封滑動面的部位，可以利用從灰鑄鐵、球墨鑄鐵、緻密蠕蟲狀石墨鑄鐵、珠光體可鍛鑄鐵構成的組中選擇出來的一種構成的鑄鐵材料形成，所述鑄鐵材料，在含有2 4. 5重量％的C、含有由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％ Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的珠光體組織的母相中，分散有石墨。在前述鑄鐵材料中，優選地， 含有5 15重量％的Cu，在滑動面上分散有3 10體積％的Cu合金相。藉此，可以改進滑動時的磨合性、潤滑性，並抑制熱裂發生時的裂紋的傳播。Cu合金相的下限值(3體積％ ) 和石墨分散時一樣，是油槽效果明確出現時的體積，考慮到耐磨損性的惡化，上限為10體積％。此外，根據本實施形式的鐵系浮動密封件的製造方法，通過將鋼材或鑄鐵材料從室溫或Al溫度以下預熱的狀態，感應加熱到850 1100°C的淬火溫度，以6°C /sec以上的加熱速度，在10秒鐘之內進行急劇加熱，然後急冷。通過這樣感應加熱淬火作業，至少使密封滑動面淬火硬化。前述鋼材或前述鑄鐵材料，利用前面所述的材料。S卩，前述鋼材或前述狀態材料，(1)可以利用含有0.5 1.8重量％的C，進而含有從0. 3 3重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％ 的W構成的組織選擇出來的一種以上的鋼材，(2)可以利用從由灰鑄鐵、球墨鑄鐵、緻密蠕蟲狀石墨鑄鐵、珠光體可鍛鑄鐵構成的組中選擇出來的一種構成的鑄鐵材料，所述鑄鐵材料在含有2 4. 5重量％的C、進而，含有由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、 0. 3 2重量％ Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的珠光體組織的母相中，分散有石墨。(3)可以利用從在含有2 4. 5重量％的C、進而，含有由0. 5 4 重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中選擇出來的一種以上的白鑄鐵或者將前述白鑄鐵的滲碳體的一部分石墨化的鑄鐵材料，(4)可以使用在(1) (3)中含有0.5 3.5重量％ Si及0.25 2重量％ Al中之一，或者Si和Al兩者總計0.5 3.5重量％的溝鋼材和鑄鐵材料，(5)可以使用在(1) (3)中含有總量為2 7的Mn及Ni的鋼材或鑄鐵材料。此外，優選地，(6)在上述O)、(3)的鑄鐵材料中，含有5 15重量％的Cu，以3 10體積％分散Cu合金相。進而，在(1) (6)的鋼材或鑄鐵中，除指定的合金元素及其添加量之外，如前面所述，從確保本發明主旨之外的最佳淬火性、抗回火軟化性、耐腐蝕性、切削性能、耐磨損性、防燒傷性的觀點、以及調整分散在前述鑄鐵材料中的石墨形式及珠光體組織的形成容易程度的觀點出發，可以恰當地添加從Si、Al、Mn、Ni、Cr、V、Mo、W、Cu、Co、B、 Ti、Nb、Zr、P、S、Ca、Pb、Mg、Sn、Ba以及Re (稀土元素)構成的組中選擇出來的一種以上，進而，有時會有在作為前述合金元素和雜質的S、P、0及N構成的組中選擇出來的一種以上不可避免地混入制鋼原料的情況，在對本發明的主旨不產生影響的範圍內，其混入是允許的， 但是，該合金元素的添加的總量不超過5重量％，優選地，抑制在2重量％以下。通過準備上面所述的鋼材或鑄鐵材料工序，和將前述鋼材或鑄鐵材料在超過Al 溫度之後，以10秒鐘以內的加熱速度加熱到850 1100°C的淬火溫度後急劇冷卻的淬火工序，實施本實施方式的表面的鐵系浮動密封件的製造方法，但是，藉助淬火工序，在鋼材的情況下，前述鋼材形成將3 50體積％的滲碳體分散到固溶有0. 15 0. 6重量％的碳的馬氏體相中的組織，在鑄鐵材料的情況下，前述鑄鐵材料形成將3 50體積％的滲碳體和 3 15體積％的石墨分散到固溶有0. 15 0. 7重量％的碳的馬氏體相中的組織。前述製造方法，優選地，進一步包括熱處理工序，該熱處理工序使從由前述Cr、V、 Mo、W構成的組中選擇出來的一種以上濃縮到前述鐵系浮動密封件中的滲碳體中。此外，前述製造方法，優選地，進一步包括熱處理工序，該熱處理工序以20面積％ 的面積比例將由片狀滲碳體和鐵素體構成的珠光體組織分散到淬火前組織中。此外，如後面所述，考察了以6°C /sec的加熱速度將滲碳體充分球狀化處理過的 SUJ2(1. 01重量％ C-1. 5重量％ Cr、Hv200)加熱到各淬火溫度後急劇冷卻時的淬火硬化層的硬度、滲碳體殘留量，馬氏體相的固溶碳量。根據將結果，確認，充分形成作為本實施形式的主旨的、以高密度將5體積％以上的滲碳體分散到低碳馬氏體相中的組織。可以看出，在這種情況下的最佳加熱溫度為900 1000°C。在Cr濃度比SUJ2低的情況下，滲碳體中的 Cr濃度降低，最佳加熱下限溫度變成約850°C左右，與此相反，在Cr濃度升高的情況下，最佳加熱上限溫度變成1100°C左右。此外，在從至少6°C /sec的加熱速度推斷的情況下，可以預期，能夠恰當的應用由鹽浴加熱的加熱方式，但是，當考慮到生產率及淬火作業的環境性能，以及經濟性時，優選感應加熱方式，特別是，根據感應加熱速度換算，上述感應加熱時間優選地在10秒鐘以內。進而，將鐵系浮動密封件的滑動面預熱到300 不足Al溫度，用60kHz以下的頻率的高頻加熱，以150°C /sec以上(3秒鐘以內)的加熱速度。急速加熱後，冷卻。通過這種淬火作業，至少將密封滑動面淬火硬化。藉此，珠光體狀的滲碳體分散在馬氏體相中，可以製造更高硬度、更低應變淬火處理的浮動密封構件。[實施例]其次，參照

根據本發明的鐵系浮動密封件及其製造方法的具體實施例。(實施例1)
在本實施例中，為了驗證以低碳馬氏體作為母相，高密度分散滲碳體，鐵系浮動密封件的滑動特性獲得顯著改進，利用表1所示的鋼材，一面調整高頻淬火前的組織，一面實施在各種條件下的高頻淬火，考察這時的淬火組織。此外，表1中的滲碳體體積％及殘留Y 體積％，是利用組織照片觀察求出的，關於PV值，後面描述。[表1]供試驗鋼組成表(重量％ )及其特性kg/cm*m/
權利要求
1.一種鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，包括準備含有0. 5 1. 8重量％ 的C、進而含有選自由0. 3 3重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及 0. 5 2重量％的W構成的組中的一種以上的鋼材的工序，以及在超過Al溫度之後在10秒鐘以內將前述鋼材加熱到850 1100°C的淬火溫度之後， 急劇冷卻的淬火工序，還包括使選自由前述Cr、V、Mo、W構成的組中的一種以上濃縮到前述滑動構件中的滲碳體中的工序，以50面積％以上的面積比例，將由片狀滲碳體和鐵素體構成的珠光體組織區域分散到淬火前的組織中的熱處理工序。
2.一種鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，包括準備由選自灰鑄鐵、球墨鑄鐵、緻密蠕蟲狀石墨鑄鐵、灰色可鍛鑄鐵中的一種構成的鑄鐵材料的工序，其中，所述鑄鐵材料在含有2 4. 5重量％的C、進而含有選自由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％ 的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％的W構成的組中的一種以上的珠光體組織的母相中，分散有石墨，以及在超過Al溫度之後在10秒鐘以內將前述鑄鐵材料加熱到850 1100°C的淬火溫度之後，急劇冷卻的淬火工序，還包括使選自由前述Cr、V、Mo、W構成的組中的一種以上濃縮到前述滑動構件中的滲碳體中的工序，以50面積％以上的面積比例，將由片狀滲碳體和鐵素體構成的珠光體組織區域分散到淬火前的組織中的熱處理工序。
3.一種鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，包括準備含有2 4. 5重量％的 C、進而含有選自由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及 0. 5 2重量％的W構成的組中的一種以上的白鑄鐵或者將前述白鑄鐵的滲碳體的一部分石墨化的鑄鐵材料的工序，以及在超過Al溫度之後在10秒鐘以內將前述鑄鐵材料加熱到850 1100°C的淬火溫度之後，急劇冷卻的淬火工序，還包括使選自由前述Cr、V、Mo、W構成的組中的一種以上濃縮到前述滑動構件中的滲碳體中的工序，以50面積％以上的面積比例，將由片狀滲碳體和鐵素體構成的珠光體組織區域分散到淬火前的組織中的熱處理工序。
4.如權利要求1至3中任何一項所述的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於， 前述準備鋼材和鑄鐵材料的工序是準備進一步含有0. 5 3. 5重量％的Si及0. 25 2重量％的Al中之一或者含有總計0. 5 3. 5重量％的Si和Al兩者的鋼材或鑄鐵材料的工序。
5.如權利要求1至3中任何一項所述的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，準備前述鋼材或鑄鐵材料的工序，是準備進一步含有總量為2 7重量％的Mn及M的鋼材或鑄鐵材料的工序。
6.如權利要求2或3所述的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，在前述鑄鐵材料中，含有5 15重量％的Cu，以3 10體積％分散Cu合金相。
7.如權利要求1至3中任何一項所述的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，前述加熱速度在150°C /sec以上。
8.如權利要求1至3中任何一項所述的鐵系密封滑動構件的製造方法，其特徵在於，在前述準備工序和前述淬火工序之間，進一步包括將前述鋼材或鑄鐵材料預熱到300°C Al 溫度的工序。
全文摘要
本發明提供一種耐熱裂性、防燒傷性及耐磨損性優異的鐵系密封滑動構件及其製造方法。根據本發明的鐵系密封滑動構件，備有密封滑動面，其特徵在於，在前述密封滑動面上形成淬火硬化層，前述淬火硬化層具有如下所述的組織，在該組織中，包括0.15～0.6重量％的碳固溶的馬氏體母相，和分散到前述馬氏體母相中的3～50體積％的滲碳體。
文檔編號C21D1/18GK102242312SQ201110176889
公開日2011年11月16日 申請日期2005年3月1日 優先權日2004年3月1日
發明者中尾力, 高山武盛 申請人:株式會社小松製作所