JP2002179473A - Metal-ceramic joined body - Google Patents
Metal-ceramic joined bodyInfo
- Publication number
- JP2002179473A JP2002179473A JP2000378392A JP2000378392A JP2002179473A JP 2002179473 A JP2002179473 A JP 2002179473A JP 2000378392 A JP2000378392 A JP 2000378392A JP 2000378392 A JP2000378392 A JP 2000378392A JP 2002179473 A JP2002179473 A JP 2002179473A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- metal
- brazing material
- ceramic
- steel
- mps
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Valve-Gear Or Valve Arrangements (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は金属−セラミック接
合体、特に内燃機関のタペット、ロッカーアーム、バル
ブブリッジ等の摺動部品に適した金属−セラミック接合
体と、それを用いて構成されたタペットに関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a metal-ceramic joint, particularly a metal-ceramic joint suitable for sliding parts such as tappets, rocker arms, and valve bridges of internal combustion engines, and a tappet formed using the same. About.
【０００２】[0002]
【従来の技術】タペット等に使用される金属−セラミッ
ク接合体（以下、単に接合体ともいう）においては、従
来、金属体の材質として炭素鋼やＣｒ−Ｍｏ鋼等の汎用
で安価な鋼が使用されることが多い。他方、接合体の製
造に際しては、セラミック体と金属体との線膨張係数差
が大きいことから、冷却過程での熱応力により接合剥が
れ等が発生しやすい問題がある。金属体とセラミック体
とでは線膨張係数は一般に前者のほうが大きく、接合後
の冷却時には金属体の方が大きく収縮して、接合界面に
剥離等の原意となる残留応力を生ずる。この場合、ろう
材層が組成変形することにより残留応力はある程度緩和
できるが、効果は必ずしも十分でないことがあった。そ
こで、特開平２−１９９０７３号公報には、ろう材が溶
融する温度にてろう付け後、オーステナイト相を例えば
マルテンサイト相などのα型固溶体相に変態させ、その
変態に伴う体積膨張に基づいて、金属体とセラミック体
との間の収縮差を減少させる方法が開示されている。2. Description of the Related Art Metal-ceramic joints (hereinafter, also simply referred to as joints) used for tappets and the like are conventionally made of general-purpose and inexpensive steel such as carbon steel and Cr-Mo steel as the material of the metal body. Often used. On the other hand, in the production of the joined body, there is a problem that the peeling of the joint is apt to occur due to the thermal stress in the cooling process due to a large difference in linear expansion coefficient between the ceramic body and the metal body. In general, the former has a larger linear expansion coefficient between the metal body and the ceramic body, and the metal body shrinks more during cooling after joining, resulting in an original residual stress such as peeling at the joining interface. In this case, the residual stress can be reduced to some extent by the composition deformation of the brazing material layer, but the effect is not always sufficient. Therefore, JP-A-2-199073 discloses that after brazing at a temperature at which the brazing material melts, the austenite phase is transformed into an α-type solid solution phase such as, for example, a martensite phase, and based on the volume expansion accompanying the transformation. A method is disclosed for reducing the difference in shrinkage between a metal body and a ceramic body.
【０００３】[0003]
【発明が解決しようとする課題】上記の方法において
は、ろう付け後の冷却過程、すなわちオーステナイト状
態からの冷却過程により、変態温度を含めた鋼の変態挙
動は変化を受ける。具体的には、該変態挙動は、当然に
鋼の種類やろう付け温度あるいは冷却速度により敏感に
変化する。しかしながら、従来は、この点にあまり大き
な注意が払われておらず、ろう材の融点（あるいは液相
線温度や固相線温度）に応じた鋼の材質や冷却条件の選
定がなされていなかったため、接合部に欠陥や強度バラ
ツキが生じやすかった。In the above method, the transformation process of the steel including the transformation temperature is changed by the cooling process after brazing, that is, the cooling process from the austenitic state. Specifically, the transformation behavior naturally changes sensitively depending on the type of steel, brazing temperature or cooling rate. However, conventionally, much attention has not been paid to this point, and steel materials and cooling conditions have not been selected according to the melting point (or liquidus temperature or solidus temperature) of the brazing material. In addition, defects and variations in strength were likely to occur at the joint.
【０００４】本発明の課題は、ろう材の融点と関連付け
て鋼の材質や冷却条件を選定することにより、接合部に
欠陥や強度バラツキが生じにくい金属−セラミック接合
体と、それを用いたタペットとを提供することにある。[0004] An object of the present invention is to select a steel material and cooling conditions in relation to the melting point of a brazing filler metal, so that a joint and a metal-ceramic joint which are less likely to have defects and variations in strength, and a tappet using the same. And to provide.
【０００５】[0005]
【課題を解決するための手段及び作用・効果】上記の課
題を解決するために、本発明の金属−セラミック接合体
は、ろう材層を介して金属体とセラミック体とが接合さ
れた構造を有する金属−セラミック接合体において、金
属体としてオーステナイト状態から所定の冷却速度にて
冷却することにより硬化する性質を有する鋼材を使用す
るとともに、鋼材及びろう材は、ろう材層の固相線温度
をＭPs、鋼材をオーステナイト状態から冷却したときの
硬化相への変態開始温度をＴsとして、０．１〜２００
℃／分の範囲内にて冷却速度を選択することにより０．
４ＭPs＜Ｔｓ＜０．７５ＭPsとすることができる材質が
選定されたことを特徴とする。In order to solve the above-mentioned problems, a metal-ceramic joined body of the present invention has a structure in which a metal body and a ceramic body are joined via a brazing material layer. In the metal-ceramic joint having, a steel having a property of being hardened by cooling at a predetermined cooling rate from an austenitic state as a metal is used, and the steel and the brazing material have a solidus temperature of a brazing material layer. MPs, Ts is the transformation start temperature to the hardened phase when the steel material is cooled from the austenitic state, and Ts is 0.1 to 200.
By selecting the cooling rate within the range of ℃ / min.
A material capable of satisfying 4MPs <Ts <0.75MPs is selected.
【０００６】本発明の上記金属−セラミック接合体は、
セラミック体と鋼材からなる金属体とをろう材が溶融す
る温度にてろう付け後、ろう付け温度にて少なくとも部
分的にオーステナイト化した鋼材を、冷却によりマルテ
ンサイト相などのα型固溶体相に変態させ、その変態に
伴う体積膨張に基づいて、金属体とセラミック体との間
の収縮差を減少させる形で製造できる。この場合、その
変態による体積膨張が適度に大きくなることで残留応力
緩和の効果が高められる。ここで、冷却時の鋼材の変態
挙動は冷却速度に応じて異なるものなり、例えば冷却速
度が十分大きい場合にはいわゆるマルテンサイト変態
（生成する相はα型固溶体の一つであるマルテンサイト
相である）を起こして、比較的大きな体積膨張を生ずる
ので、残留応力緩和効果も高くなる。一方、冷却速度が
十分小さい場合は、炭化物とフェライト相（α相）に分
解する変態が主体的となり、体積膨張はそれほど顕著で
なくなる。なお、両者の中間の冷却速度となった場合は
ベイナイト変態等の高温変態挙動をとり、体積膨張もそ
れらの中間的なものとなる。[0006] The above metal-ceramic joint of the present invention comprises:
After brazing a ceramic body and a metal body made of steel at a temperature at which the brazing material melts, the steel material at least partially austenitized at the brazing temperature is transformed into an α-type solid solution phase such as a martensite phase by cooling. Then, based on the volume expansion accompanying the transformation, the metal body and the ceramic body can be manufactured in a form in which the difference in shrinkage is reduced. In this case, the volume expansion due to the transformation is appropriately increased, so that the effect of relaxing the residual stress is enhanced. Here, the transformation behavior of the steel material during cooling differs depending on the cooling rate. For example, when the cooling rate is sufficiently high, the so-called martensite transformation (the generated phase is a martensite phase which is one of α-type solid solutions) Is caused) and a relatively large volume expansion occurs, so that the residual stress relaxing effect is also enhanced. On the other hand, when the cooling rate is sufficiently low, the transformation that decomposes into carbide and a ferrite phase (α phase) becomes dominant, and the volume expansion is not so remarkable. When the cooling rate is intermediate between the two, a high-temperature transformation behavior such as bainite transformation is taken, and the volume expansion is intermediate between them.
【０００７】他方、冷却速度は、セラミック体に過度の
熱衝撃が加わらない範囲にて所期の残留応力緩和効果が
達成できるよう、適宜調整する必要がある。そして、鋼
材の材質としては、気体冷却媒雰囲気にて適当な体積膨
張を伴う変態を起こす材質を選定することが望ましいと
いえる。本発明において、鋼材の変態点を特定するため
の冷却速度範囲として０．１〜２００℃／分を指定して
いるのはこの理由による。なお、ろう付け温度において
は、鋼材組織は２０％以上がオーステナイト相にて構成
されていること（本明細書においては、この状態をオー
ステナイト状態と称する）が、顕著な応力緩和効果を得
る上で有効である。なお、ろう付け温度にて組織が略完
全にオーステナイト化している場合は、変態に関与する
相の体積率が多く、過度に急激に変態が進行すると応力
分布が不均一になることもありうるので、より望ましい
冷却速度範囲として０．１〜５０℃／分を採用するのが
よい。On the other hand, the cooling rate needs to be appropriately adjusted so that the desired residual stress relaxation effect can be achieved within a range where excessive thermal shock is not applied to the ceramic body. Then, it can be said that it is desirable to select a material that causes a transformation accompanied by an appropriate volume expansion in a gas cooling medium atmosphere as the material of the steel material. For this reason, in the present invention, 0.1 to 200 ° C./min is specified as the cooling rate range for specifying the transformation point of the steel material. At the brazing temperature, at least 20% of the steel microstructure is composed of an austenitic phase (this state is referred to as an austenitic state in the present specification), but in order to obtain a remarkable stress relaxation effect. It is valid. When the structure is almost completely austenitized at the brazing temperature, the volume ratio of the phase involved in the transformation is large, and if the transformation proceeds excessively rapidly, the stress distribution may become non-uniform. It is preferable to adopt 0.1 to 50 ° C./min as a more desirable cooling rate range.
【０００８】また、本発明においては、形成されるろう
材層の固相線温度ＭPs（これはろう付け温度の目安とも
なる）を基準として、鋼材の材質を、０．１〜２００℃
／分の範囲内にて適当な冷却速度を選択することによ
り、その変態温度Ｔｓを、０．５ＭPs≦Ｔｓ≦０．７５
ＭPsとすることができるものを選んでいる。このよう
に、使用するろう材と鋼材との材質を、前者の固相線温
度と後者の変態温度との間に上記の関係が成立するよう
に選定することで、得られる接合体のろう材内部の応力
を効果的に低減することができ、接合部の欠陥や強度バ
ラツキの少ない接合体が実現される。なお、鋼材の材質
としては、接合体製造工程にて実際に使用される冷却速
度条件（以下、実操業冷却条件という）において、０．
５ＭPs≦Ｔｓ≦０．７５ＭPsとなっているものを選ぶこ
とが望ましい。In the present invention, the material of the steel material is set to 0.1 to 200 ° C. based on the solidus temperature MPs of the brazing material layer to be formed (this is also a measure of the brazing temperature).
/ Min by selecting an appropriate cooling rate within the range of 0.5MPs ≦ Ts ≦ 0.75
Choose what can be MPs. As described above, by selecting the materials of the brazing material and the steel material to be used so that the above-mentioned relationship is established between the former solidus temperature and the latter transformation temperature, the brazing material of the obtained joined body is obtained. The internal stress can be effectively reduced, and a bonded body with less defects and reduced strength at the bonded portion can be realized. In addition, as a material of the steel material, in a cooling rate condition actually used in a joined body manufacturing process (hereinafter, referred to as an actual operation cooling condition), the steel material is set to 0.1.
It is desirable to select one that satisfies 5MPs ≦ Ts ≦ 0.75MPs.
【０００９】冷却速度の調整を行っても０．５ＭPs≦Ｔ
ｓとできない鋼材を選択した場合、０．１〜２００℃／
分の範囲内にて実操業冷却条件が設定されれば、必ず
０．５ＭPs＞Ｔｓとなってしまう。この場合は、ろう材
が固化してから室温まで冷却されるための温度区間が広
くなりすぎるので、セラミック体と金属体との熱収縮差
が過度に大きくなり、板状のセラミック体を板厚方向に
接合する場合はいわゆるクラウニング量が大きくなりす
ぎたり、甚だしい場合にはセラミック体に割れ等が生じ
たりすることがある。また、セラミック外周部に大きな
引張応力が残留しやすくなり、強度等の低下も招き易く
なる。Even if the cooling rate is adjusted, 0.5 MPs ≦ T
When a steel material that cannot be used as s is selected, 0.1 to 200 ° C /
If the actual operation cooling condition is set within the range of 0.5 minutes, 0.5 MPs> Ts will always be satisfied. In this case, the temperature zone for the brazing material to solidify and then cool to room temperature becomes too wide, so that the difference in thermal shrinkage between the ceramic body and the metal body becomes excessively large, and the thickness of the plate-shaped ceramic body is reduced. In the case of joining in the direction, the so-called crowning amount may be too large, and in the case of extreme joining, the ceramic body may be cracked. In addition, a large tensile stress tends to remain on the outer peripheral portion of the ceramic, and the strength and the like are likely to be reduced.
【００１０】他方、冷却速度の調整を行ってもＴｓ≦
０．７５ＭPsとできない鋼材を選択した場合は、上記の
実操業冷却条件では、必ずＴｓ＞０．７５ＭPsとなる。
この場合は、ろう材層温度がかなり高い状態で先に鋼材
の変態が起こってしまうから、以降の冷却で生ずる熱収
縮差はもはや変態により相殺できなくなり、ろう材内部
に不均一で大きな残留応力が生じ、接合部の強度や耐久
性が損なわれることにつながる。On the other hand, even if the cooling rate is adjusted, Ts ≦
When a steel material that cannot be 0.75 MPs is selected, Ts> 0.75 MPs is always satisfied under the above-mentioned actual operation cooling conditions.
In this case, since the transformation of the steel material occurs first with the brazing material layer temperature being quite high, the difference in heat shrinkage caused by the subsequent cooling can no longer be canceled out by the transformation, resulting in a non-uniform and large residual stress inside the brazing material. Occurs, which leads to impaired strength and durability of the joint.
【００１１】鋼材の具体的な材質としては、金属体を構
成するＦｅ系材料としては、各種炭素鋼、合金鋼（ステ
ンレス鋼あるいは耐熱鋼を含む）、あるいは鋳鉄を使用
できる。この場合、セラミック体への熱衝撃付加を抑制
する観点から、なるべく小さな冷却速度で比較的大きな
ヒステリシスを描く材料を選択することが望ましい。具
体的には、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ等の合金元素の配合
量が、冷却速度とヒステリシスとの関係に大きな影響を
及ぼす。例えば、接合径の相当大きな接合体の作製を行
う場合は、表層部と内部とでは冷却速度に不可避的な差
が生ずるが、こうした冷却速度分布の不均一が生じやす
い製品の製造を行う場合においては、低冷却速度で大き
なヒステリシスを描く材料の選定は特に重要であり、上
記の合金元素の配合が有効となる。As a specific material of the steel material, various types of carbon steel, alloy steel (including stainless steel or heat-resistant steel), or cast iron can be used as the Fe-based material constituting the metal body. In this case, from the viewpoint of suppressing the application of thermal shock to the ceramic body, it is desirable to select a material that exhibits a relatively large hysteresis at a cooling rate as small as possible. Specifically, the amount of alloying elements such as Ni, Cr, Mo, and Mn greatly affects the relationship between the cooling rate and hysteresis. For example, when manufacturing a joined body having a considerably large joining diameter, an unavoidable difference in cooling rate occurs between the surface layer and the inside, but when manufacturing a product in which such uneven cooling rate distribution is likely to occur. In particular, it is particularly important to select a material that draws a large hysteresis at a low cooling rate, and the above-described alloy element is effective.
【００１２】例えば、Ｎｉの添加により、鋼材のオース
テナイト変態点を下げて質量効果を小さくし、不完全な
焼入れ状態が生じても靭性低下等を生じにくくすること
ができる。該Ｎｉの含有量は、１〜５質量％とするのが
よい。また、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎは、所期の体積膨張を伴
う変態（例えばベイナイト変態やマルテンサイト変態）
が生じうるための臨界冷却速度を小さくする働きをな
す。Ｃｒの含有量は、コストと効果との兼ね合いにより
０．５〜８質量％とするのがよい。他方、ＭｏやＭｎは
少量でも著しく臨界冷却速度を低下させる効果を有す
る。Ｍｎ含有量は０．３〜１．５質量％とするのがよ
く、Ｍｏ含有量は０．３〜１．５質量％とするのがよ
い。なお、鋼材に含有されるＣ含有量は、ろう付け後の
硬度調整のために２質量％以下とするのがよい。また、
その他、性能の安定性を調整するためにＳｉ、Ｗ、Ｖあ
るいはＰ等をそれぞれ１質量％以下の範囲で含有させる
こともできる。For example, by adding Ni, the austenite transformation point of a steel material can be lowered to reduce the mass effect, and even if an incomplete quenched state occurs, it is possible to prevent a decrease in toughness or the like. The content of Ni is preferably set to 1 to 5% by mass. In addition, Cr, Mo, and Mn are transformations accompanied by an intended volume expansion (for example, bainite transformation or martensitic transformation).
And serves to reduce the critical cooling rate for the generation of the critical cooling. The content of Cr is preferably set to 0.5 to 8% by mass depending on the balance between cost and effect. On the other hand, Mo and Mn, even in small amounts, have the effect of significantly lowering the critical cooling rate. The Mn content is preferably 0.3 to 1.5% by mass, and the Mo content is preferably 0.3 to 1.5% by mass. The C content in the steel material is preferably 2% by mass or less for adjusting the hardness after brazing. Also,
In addition, Si, W, V, P or the like may be contained in an amount of 1% by mass or less for adjusting the stability of performance.
【００１３】例えばＪＩＳに規定されたものでは、次の
ような鋼材を例示できる（組成の単位は質量％）。 (1)機械構造用Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼：ＳＮＣＭ６３０
（Ｃ：０．２５〜０．３５、Ｓｉ：０．１５〜０．３
５、Ｍｎ：０．３５〜０．６０、Ｎｉ：２．５〜３．
５、Ｃｒ：２．５〜３．５、Ｍｏ：０．５〜０．７、残
Ｆｅ）、ＳＮＣＭ４３９（Ｃ：０．３６〜０．４３、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５、Ｍｎ：０．６〜０．９０、Ｎ
ｉ：１．６〜２．０、Ｃｒ：０．６〜１．０、Ｍｏ：
０．１５〜０．３、残Ｆｅ）、ＳＮＣＭ４４７（Ｃ：
０．４４〜０．５０、Ｓｉ：０．１５〜０．３５、Ｍ
ｎ：０．６〜０．９０、Ｎｉ：１．６〜２．０、Ｃｒ：
０．６〜１．０、Ｍｏ：０．１５〜０．３、残Ｆｅ）
等。 (2)機械構造用Ｃｒ−Ｍｏ鋼：ＳＣＭ４４５（Ｃ：０．
４３〜０．４８、Ｓｉ：０．１５〜０．３５、Ｍｎ：
０．６〜０．８５、Ｃｒ：０．９〜１．２、Ｍｏ：０．
１５〜０．３、残Ｆｅ）等。 (3)機械構造用Ｃｒ鋼：ＳＣｒ４４０（Ｃ：０．４３〜
０．４８、Ｓｉ：０．１５〜０．３５、Ｍｎ：０．６〜
０．８５、Ｃｒ：０．９〜１．２、残Ｆｅ）、ＳＣｒ４
１５（Ｃ：０．１３〜０．１８、Ｍｎ：０．６０〜０．
８５、Ｃｒ：０．９０〜１．２０、残Ｆｅ）等。 (4)機械構造用炭素鋼：Ｓ５０Ｃ（Ｃ：０．４７〜０．
５３、Ｍｎ：０．６〜０．９、残Ｆｅ）等For example, according to JIS, the following steel materials can be exemplified (the unit of composition is mass%). (1) Ni-Cr-Mo steel for machine structure: SNCM630
(C: 0.25 to 0.35, Si: 0.15 to 0.3
5, Mn: 0.35 to 0.60, Ni: 2.5 to 3.
5, Cr: 2.5 to 3.5, Mo: 0.5 to 0.7, residual Fe), SNCM439 (C: 0.36 to 0.43, S
i: 0.15 to 0.35, Mn: 0.6 to 0.90, N
i: 1.6 to 2.0, Cr: 0.6 to 1.0, Mo:
0.15 to 0.3, residual Fe), SNCM447 (C:
0.44 to 0.50, Si: 0.15 to 0.35, M
n: 0.6 to 0.90, Ni: 1.6 to 2.0, Cr:
0.6-1.0, Mo: 0.15-0.3, residual Fe)
etc. (2) Cr-Mo steel for machine structure: SCM445 (C: 0.
43 to 0.48, Si: 0.15 to 0.35, Mn:
0.6-0.85, Cr: 0.9-1.2, Mo: 0.
15-0.3, residual Fe) and the like. (3) Cr steel for machine structure: SCr440 (C: 0.43 ~
0.48, Si: 0.15 to 0.35, Mn: 0.6 to
0.85, Cr: 0.9-1.2, residual Fe), SCr4
15 (C: 0.13-0.18, Mn: 0.60-0.
85, Cr: 0.90 to 1.20, residual Fe) and the like. (4) Carbon steel for machine structure: S50C (C: 0.47-0.
53, Mn: 0.6-0.9, residual Fe), etc.
【００１４】また、セラミック体は窒化珪素を主体に構
成することができる。窒化珪素は機械的強度、耐磨耗性
及び耐食性に優れ、例えばタペットなど、高温・高負荷
かつ腐食性の苛酷な環境下で使用される動弁系摺動部品
においても、十分な強度及び耐久性を確保することが可
能である。なお、窒化珪素以外では、サイアロン、炭化
珪素、窒化アルミニウム等も使用も可能である。Further, the ceramic body can be mainly composed of silicon nitride. Silicon nitride has excellent mechanical strength, abrasion resistance, and corrosion resistance. Sufficient strength and durability even for valve train sliding parts used in high-temperature, high-load and corrosive harsh environments such as tappets. It is possible to secure the property. Note that, other than silicon nitride, sialon, silicon carbide, aluminum nitride, and the like can also be used.
【００１５】また、ろう材層を形成するためのろう材
は、Ａｇを主成分とするＡｇ系ろう材を好適に使用する
ことができる。また、Ｃｕを主成分とするＣｕ系ろう材
を使用すれば、ろう材層の耐熱性、ひいては接合体の高
温接合強度を著しく高めることができる。なお、本明細
書において「主成分」とは、最も含有率の高い成分のこ
とを意味する。Further, as the brazing material for forming the brazing material layer, an Ag-based brazing material containing Ag as a main component can be suitably used. In addition, if a Cu-based brazing material containing Cu as a main component is used, the heat resistance of the brazing material layer and, consequently, the high-temperature joining strength of the joined body can be significantly increased. In addition, in this specification, a "main component" means the component with the highest content rate.
【００１６】Ｃｕ系ろう材を使用すれば、形成されるろ
う材層はＣｕを主体とするものとなる。この場合、鋼材
は、０．１〜２００℃／分の範囲内にて冷却速度を選択
することにより０．４ＭPs＜Ｔｓ＜０．６７ＭPsとする
ことができる材質が選定するのがよい。Ｃｕ系ろう材は
固相線温度すなわちろう付け温度が高く、ろう材層温度
がかなり高い状態で先に鋼材の変態が起こってしまう場
合の、前述の不具合をより生じやすいともいえる。従っ
て、Ｔｓの望ましい上限値は、ろう材層の固相線温度Ｍ
Psに対する相対的な値にてやや低めの０．６７ＭPsに留
めている。If a Cu-based brazing material is used, the formed brazing material layer is mainly composed of Cu. In this case, as the steel material, a material that can satisfy 0.4 MPs <Ts <0.67 MPs by selecting a cooling rate within the range of 0.1 to 200 ° C./min is preferably selected. It can be said that the Cu-based brazing material has a higher solidus temperature, that is, a brazing temperature, and the above-mentioned problem is more likely to occur when the transformation of the steel material occurs first when the brazing material layer temperature is considerably high. Therefore, the desirable upper limit of Ts is the solidus temperature M of the brazing material layer.
The value relative to Ps is set at 0.67 MPs, which is slightly lower.
【００１７】他方、Ａｇ系ろう材を使用すれば、形成さ
れるろう材層はＡｇを主体とするものとなる。Ａｇ系ろ
う材は、ろう付け温度が７５０〜９００℃と低いので、
鋼材は、０．１〜２００℃／分の範囲内にて前記冷却速
度を選択することにより０．５ＭPs≦Ｔｓ≦０．７５Ｍ
Psとすることができる材質が選定するのがよい（つま
り、Ｔｓのろう材層の固相線温度ＭPsに対する相対的な
値を、Ｃｕ系ろう材よりやや高くする）。固相線温度の
低いろう材を用いる場合は、特に合金鋼の場合、ろう付
け処理温度において鋼材の組織がオーステナイトとフェ
ライトとの混相組織になりやすい。そこで、上記のよう
にＴｓをろう材固相線温度に近づけることで、マルテン
サイト変態等に関与するオーステナイト相の体積率を増
加させることができ、ひいては応力緩和効果をより高め
ることができる。On the other hand, if an Ag-based brazing material is used, the formed brazing material layer is mainly composed of Ag. Ag-based brazing material has a low brazing temperature of 750 to 900 ° C.
For steel materials, 0.5MPs ≦ Ts ≦ 0.75M by selecting the cooling rate within the range of 0.1 to 200 ° C./min.
It is preferable to select a material that can be Ps (that is, the value of Ts relative to the solidus temperature MPs of the brazing material layer is made slightly higher than that of the Cu-based brazing material). When a brazing material having a low solidus temperature is used, particularly in the case of an alloy steel, the structure of the steel material tends to become a mixed phase structure of austenite and ferrite at the brazing treatment temperature. Therefore, by bringing Ts close to the solidus temperature of the brazing material as described above, the volume ratio of the austenite phase involved in martensitic transformation or the like can be increased, and the stress relaxation effect can be further enhanced.
【００１８】Ｃｕ系ろう材としては、Ｃｕを８０質量％
以上含有するものを使用することで、接合部の耐熱性に
とりわけ優れた接合体を得ることができる。Ｃｕを８０
質量％以上含有するろう材は、溶融により生ずる液相の
粘性が高いため流動性に乏しい欠点がある。例えば、ろ
う材層の厚さが小さくなると、例えばろう材層の周縁部
が表面張力によって丸まって、その外側に環状の隙間が
形成されたり、あるいは金属体やセラミック体との界面
に気孔状の空隙が形成されたりし、良好な接合状態を得
られなくなることがある。この場合、ろう材層を２５〜
１００μｍと厚く形成することで、発生する液相の量も
増えて接合界面への供給もスムーズに進み、良好な接合
状態を安定的に形成できる。As the Cu brazing material, Cu is 80% by mass.
By using the one containing the above, it is possible to obtain a joined body particularly excellent in heat resistance of the joined part. Cu 80
The brazing filler metal containing more than 10% by mass has a disadvantage of poor fluidity due to high viscosity of a liquid phase generated by melting. For example, when the thickness of the brazing material layer becomes small, for example, the peripheral portion of the brazing material layer is rounded due to surface tension, and an annular gap is formed outside the brazing material layer, or a pore-like material is formed at the interface with the metal or ceramic body. In some cases, voids may be formed, and a good bonding state may not be obtained. In this case, the brazing material layer
By forming the layer as thick as 100 μm, the amount of generated liquid phase also increases, the supply to the bonding interface proceeds smoothly, and a good bonding state can be stably formed.
【００１９】Ｃｕ系ろう材としては、具体的にはＣｕ−
Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ系のろう材を使用することができる。
Ｃｕの含有量は前述の通り８０質量％以上に設定するこ
とで、ろう材層の耐熱性が特に良好となる。Ａｌは主に
ろう材の融点を調整する働きをなし、含有量が高いほど
ろう材の融点が低下する。一方、Ｓｉはろう材が溶融し
てできる液相の流れ性を高め、空隙等の欠陥が少ない接
合構造を形成するのに寄与する。ただし、Ｓｉ含有量が
０．１質量％未満になると液相の流動性改善効果が乏し
くなり、逆に８質量％を超えるとろう材層が脆弱化して
接合強度の低下につながる場合がある。As the Cu-based brazing material, specifically, Cu-
Al-Si-Ti-based brazing material can be used.
By setting the content of Cu to 80% by mass or more as described above, the heat resistance of the brazing material layer becomes particularly good. Al mainly serves to adjust the melting point of the brazing material, and the higher the content, the lower the melting point of the brazing material. On the other hand, Si enhances the flowability of the liquid phase formed by melting the brazing material, and contributes to the formation of a joint structure with few defects such as voids. However, if the Si content is less than 0.1% by mass, the effect of improving the fluidity of the liquid phase becomes poor, and if it exceeds 8% by mass, the brazing material layer becomes brittle, which may lead to a decrease in bonding strength.
【００２０】一方、Ｔｉは活性金属成分であり、セラミ
ックスとの化学的結合層を形成することによりその接合
性を高める働きをなす。活性金属成分としては、Ｔｉに
代えて、またはＴｉとともにＺｒやＨｆ等も使用でき
る。活性金属成分の含有量が１０質量％を超えるとセラ
ミックス被接合体との界面反応生成物の量が増大して接
合強度が低下するため、活性金属の含有量は１０質量％
以下、望ましくは５質量％以下の範囲で調整するのがよ
い。なお、Ａｌの含有量は、Ｓｉ及び活性金属成分の含
有量と、ろう材の狙い融点（固相線温度）とを勘案し
て、０．１〜５質量％の範囲で適宜調整する。On the other hand, Ti is an active metal component, and functions to enhance the bonding property by forming a chemical bonding layer with ceramics. As the active metal component, Zr, Hf, or the like can be used instead of Ti or together with Ti. When the content of the active metal component exceeds 10% by mass, the amount of the interface reaction product with the ceramic joined body increases and the joining strength decreases, so that the content of the active metal is 10% by mass.
Hereinafter, it is desirable to adjust the content within a range of preferably 5% by mass or less. The content of Al is appropriately adjusted in the range of 0.1 to 5% by mass in consideration of the content of Si and the active metal component and the target melting point (solidus temperature) of the brazing material.
【００２１】なお、上記以外のＣｕ系ろう材としては、
Ｃｕ−Ｐｄ−Ｓｉ−Ｔｉ系、Ｃｕ−Ｓｉ−Ｔｉ系、Ｃｕ
−Ｓｉ系等を使用できる。また、Ａｇ系ろう材を使用す
る場合は、Ａｇ−Ｃｕ−Ｔｉ系あるいはＡｇ−Ｃｕ−Ｉ
ｎ−Ｔｉ系等のろう材を使用できる（この場合も、Ｔｉ
に代えて、またはＴｉとともにＺｒやＨｆ等を活性金属
成分として配合することができる）。In addition, Cu-based brazing materials other than the above include:
Cu-Pd-Si-Ti, Cu-Si-Ti, Cu
-Si type or the like can be used. When an Ag-based brazing material is used, Ag-Cu-Ti-based or Ag-Cu-I
A brazing material such as an n-Ti-based material can be used.
Alternatively, Zr, Hf, or the like can be blended with Ti as an active metal component.)
【００２２】また、接合部の強度を確保しつつ、応力緩
和効果を高めるために、ろう材層の厚さは２０〜１００
μｍの範囲にて調整することが望ましい。なお、ろう材
層と金属体あるいはセラミック体との各隣接境界（ある
いは接合界面）は、成分拡散等のため一般には不明瞭と
なることが多い。具体的には、各隣接境界付近に、成分
の拡散ないし反応により拡散層あるいは反応層（以下、
両者を総称して拡散・反応層という）が形成されること
がある。本明細書においては、図３に示すように、金属
体とセラミック体との接合方向において、セラミック体
を構成する金属イオンあるいは珪素イオン等のカチオン
成分のうち、最も含有量の高いもの（以下、主カチオン
成分という）の濃度をセラミック体側からろう材層側に
向けて分析した場合に、該主カチオン成分濃度の分析値
レベルが、その平均濃度Ｃmの１／２となる位置を、セ
ラミック体とろう材層との境界ＢXとして定めるものと
する。また、同様に金属体を構成する金属成分のうち、
最も含有量の高いもの（以下、主金属成分という）の濃
度を金属体側からろう材層側に向けて分析した場合に、
該主金属成分濃度の分析値レベルが、その平均濃度Ｍm
の１／２となる位置を、金属体とろう材層との境界ＢY
として定めるものとする。そして、両境界間の距離をろ
う材層の厚さｔとして定義する（ただし、ろう材層の厚
さに分布を生じている場合には、その平均値にて代表さ
せるものとする）。なお、こような分析は、電子プロー
ブ・マイクロ・アナライザ（ＥＰＭＡ）、ＥＤＳ（エネ
ルギー分散型Ｘ線分光）及びＷＤＳ（波長分散型Ｘ線分
光）、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）等の公知の方法に
より実施することができる。The thickness of the brazing material layer is set to 20 to 100 in order to increase the stress relaxation effect while securing the strength of the joint.
It is desirable to adjust in the range of μm. In addition, each adjacent boundary (or bonding interface) between the brazing material layer and the metal body or the ceramic body is generally unclear due to component diffusion or the like. Specifically, a diffusion layer or a reaction layer (hereinafter, referred to as a diffusion layer or a reaction layer)
Both may be collectively referred to as a diffusion / reaction layer). In the present specification, as shown in FIG. 3, in the joining direction of the metal body and the ceramic body, the cation component having the highest content among the cation components such as metal ions or silicon ions constituting the ceramic body (hereinafter, referred to as When the concentration of the main cation component is analyzed from the ceramic body side to the brazing material layer side, the position where the analysis value level of the main cation component concentration becomes 1/2 of the average concentration Cm is defined as the ceramic body. It shall be determined as the boundary BX with the brazing material layer. Similarly, of the metal components constituting the metal body,
When the concentration of the highest content (hereinafter referred to as main metal component) is analyzed from the metal body side to the brazing material layer side,
The analysis value level of the main metal component concentration is the average concentration Mm.
Is set at the boundary BY between the metal body and the brazing material layer.
Shall be defined as Then, the distance between the two boundaries is defined as the thickness t of the brazing material layer (however, if a distribution occurs in the thickness of the brazing material layer, the average value thereof is used). Such analysis is performed by a known method such as electron probe micro analyzer (EPMA), EDS (energy dispersive X-ray spectroscopy), WDS (wavelength dispersive X-ray spectroscopy), Auger electron spectroscopy (AES), etc. Can be implemented.
【００２３】接合熱処理時等における金属体とセラミッ
ク体との間の熱膨張差に起因した残留応力（あるいは熱
応力）を緩和するために、金属体とろう材層との間に中
間層（あるいは緩衝板）を介挿することもできる。この
中間層は、例えばＣｕやＮｉ等の軟質金属を主体とする
もので構成でき、自身の塑性変形により上記残留応力を
緩和する効果をさらに高める働きをなす。また、Ｗ合金
やコバール等、セラミック部と金属本体部との中間の線
膨張係数を有する材質で中間層を構成してもよい。な
お、中間層は、上記材質の薄板を金属体側にろう付け等
により接合する一方、セラミック部側には上記ろう材層
を介して同様にろう付け接合することができる。この場
合、接合により一体化した金属体と中間層との全体をあ
らためて金属体とみなおせば、当該構造も本発明の請求
項に記載した接合体の構成を有していると見ることがで
きる。In order to alleviate the residual stress (or thermal stress) caused by the difference in thermal expansion between the metal body and the ceramic body during the heat treatment for joining, etc., an intermediate layer (or between the metal body and the brazing material layer) is formed. (A buffer plate) can also be inserted. This intermediate layer can be composed mainly of a soft metal such as Cu or Ni, for example, and serves to further enhance the effect of relaxing the residual stress by its own plastic deformation. Further, the intermediate layer may be made of a material having an intermediate linear expansion coefficient between the ceramic portion and the metal main portion, such as W alloy or Kovar. The intermediate layer may be formed by joining a thin plate made of the above material to the metal body by brazing or the like, and may be joined to the ceramic portion by the same brazing via the brazing material layer. In this case, if the whole of the metal body and the intermediate layer integrated by bonding is regarded as a metal body again, it can be seen that the structure also has the structure of the bonded body described in the claims of the present invention.
【００２４】上記本発明の金属−セラミック接合体は、
各種摺動部品、例えばタペット、ロッカーアーム、バル
ブブリッジ等の内燃機関用摺動部品に好ましく使用する
ことができる。例えば、タペットはカム摺動に伴い大き
な衝撃負荷が繰返し付加される厳しい使用環境下で使用
されるが、摺動面を形成するセラミック体には、例えば
高速運転時等においてその外周部分にカムからの繰り返
し応力が負荷されやすい。そのため、接合開放端を形成
する該外周部分においてろう材層に変形が集中し、接合
界面の剥離といった問題が特に生じやすい。したがっ
て、本発明の金属−セラミック接合体は、このようなタ
ペットに適用した場合にその効果が特に顕著に発揮され
る。The above-mentioned metal-ceramic joined body of the present invention comprises:
It can be preferably used for various sliding parts, for example, sliding parts for internal combustion engines such as tappets, rocker arms, and valve bridges. For example, tappets are used in harsh operating environments in which a large impact load is repeatedly applied as the cam slides. Is likely to be applied repeatedly. For this reason, deformation concentrates on the brazing material layer at the outer peripheral portion forming the joint open end, and the problem of separation at the joint interface is particularly likely to occur. Therefore, when the metal-ceramic joint of the present invention is applied to such a tappet, its effect is particularly remarkably exhibited.
【００２５】[0025]
【実施例】（実施例１）図１は本発明のタペットが使用
されたオーバーヘッドバルブ機構を示している。カム１
００の回転によりタペット１及びプッシュロッド１０３
が上下運動し、ロッカーアーム１０２を介してバルブ１
０１を開閉させる。図２は、タペット１の拡大図であ
る。該タペット１は、本発明の接合体として構成されて
おり、ろう材層３を介してタペット金具（金属体）２と
セラミック板（セラミック体）４とが接合された構造を
有している。タペット金具２は鉄系材料（例えばＳＮＣ
Ｍ６３０）にて構成され、セラミック板４は窒化珪素の
焼結体として構成される。また、ろう材層３を構成する
ろう材は、Ｃｕ系もしくはＡｇ系ろう材であり、例えば
Ｃｕ系ろう材の場合は、ろう材層厚さが例えば２６〜１
００μｍ程度で調整される。そして、セラミック板４
の、ろう材層３と接しているのとは反対側の端面４ａが
カム１００との摺動面とされている。なお、この端面４
ａには、仮想線で誇張して示すように、中央部が突出す
る小さな曲率（クラウニング）を施すことができる。(Embodiment 1) FIG. 1 shows an overhead valve mechanism using the tappet of the present invention. Cam 1
00 and the tappet 1 and the push rod 103
Moves up and down, and the valve 1 moves through the rocker arm 102.
01 is opened and closed. FIG. 2 is an enlarged view of the tappet 1. The tappet 1 is configured as a joined body of the present invention, and has a structure in which a tappet fitting (metal body) 2 and a ceramic plate (ceramic body) 4 are joined via a brazing material layer 3. The tappet fitting 2 is made of an iron-based material (for example, SNC
M630), and the ceramic plate 4 is formed as a sintered body of silicon nitride. The brazing material forming the brazing material layer 3 is a Cu-based or Ag-based brazing material. For example, in the case of a Cu-based brazing material, the brazing material layer thickness is, for example, 26 to 1.
It is adjusted to about 00 μm. And the ceramic plate 4
The end face 4 a on the opposite side to the contact with the brazing material layer 3 is a sliding surface with the cam 100. In addition, this end face 4
As shown in a exaggerated phantom line, a can have a small curvature (crowning) in which the central portion protrudes.
【００２６】上記のタペット（接合体）１を評価するた
めに、以下の条件で試作品を製作し、それについて剪断
強度評価を行った。まず、鋼材としてＳＮＣＭ６３０、
ＳＮＣＭ４４７、ＳＮＣＭ４３９、ＳＮＣＭ４２０、Ｓ
ＮＣ８１５、Ｓ５０Ｃ、Ｓ４５Ｃを鍛造、機械研削する
ことにより図２に示した形状のタペット金具２を作製し
た。ただし、セラミック板４の接合が予定された端面の
外径は３０ｍｍである。一方これとは別に、Ｓｉ３Ｎ４
粉末を主体にＹ２Ｏ３−Ａｌ２Ｏ３系焼結助剤と成型バ
インダーを配合し、金型プレスにて成型後、窒素ガス雰
囲気中で焼成することにより、外径３０ｍｍ、厚さ２ｍ
ｍの円板状のセラミック板４を作製した。得られたセラ
ミック板４の両面を研磨後、各種ろう材箔を用いて加熱
ろう付け処理することにより、セラミック板４をタペッ
ト金具２の端面にろう付けしてタペット１を作成した。
また、ろう付け後の焼入れ冷却速度は、ろう付け温度以
下にて１５０℃までの平均冷却速度が２〜１０℃／分と
なるよう各種設定した。また、鋼材の冷却時の変態温度
Ｔｓは、各冷却速度の条件にて別途、寸法変化率測定に
より確認している。In order to evaluate the above tappet (joined body) 1, a prototype was manufactured under the following conditions, and the shear strength was evaluated. First, SNCM630 as steel material,
SNCM447, SNCM439, SNCM420, S
NC815, S50C, and S45C were forged and mechanically ground to produce a tappet fitting 2 having the shape shown in FIG. However, the outer diameter of the end face where the joining of the ceramic plate 4 is planned is 30 mm. On the other hand, separately from this, Si 3 N 4
Powder blending the principal to Y 2 O 3 -Al 2 O 3 sintering auxiliary and molding binder, after molding at mold pressing, by sintering in a nitrogen gas atmosphere, an outer diameter of 30 mm, a thickness of 2m
m was prepared. After polishing both surfaces of the obtained ceramic plate 4, the ceramic plate 4 was brazed to the end face of the tappet fitting 2 by heating and brazing using various brazing material foils, thereby forming a tappet 1.
The quenching cooling rate after brazing was set variously so that the average cooling rate up to 150 ° C. below the brazing temperature was 2 to 10 ° C./min. Further, the transformation temperature Ts at the time of cooling the steel material is separately confirmed by dimensional change rate measurement under each cooling rate condition.
【００２７】また、使用したろう材箔は以下の通りであ
る： Ａｇ−Ｃｕ−Ｔｉ系ろう材（Ｃｕ：３５、Ｔｉ：２．
０、残部Ａｇ（単位：質量％、以下同じ）：厚さ０．０
５ｍｍ； Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ系ろう材（Ａｌ：２．０、Ｓ
ｉ：３．０、Ｔｉ：２．０、残部Ｃｕ）：厚さ０．０６
ｍｍ； Ａｇ−Ｃｕ−Ｉｎ−Ｔｉ系ろう材（Ｃｕ：２７、Ｉｎ：
１２．５、Ｔｉ：１．５、残部Ａｇ）：厚さ０．０６ｍ
ｍ。 なお、ろう付けは真空雰囲気にて行い、ろう付け温度と
保持時間及びろう付け後の冷却速度は表１に記載してい
る。The brazing material foils used are as follows: Ag-Cu-Ti-based brazing materials (Cu: 35, Ti: 2.
0, balance Ag (unit: mass%, the same applies hereinafter): thickness 0.0
5 mm; Cu-Al-Si-Ti brazing material (Al: 2.0, S
i: 3.0, Ti: 2.0, balance Cu): thickness 0.06
mm; Ag-Cu-In-Ti brazing material (Cu: 27, In:
12.5, Ti: 1.5, balance Ag): thickness 0.06 m
m. The brazing was performed in a vacuum atmosphere, and the brazing temperature, holding time, and cooling rate after brazing are shown in Table 1.
【００２８】ろう材層の固相線温度ＭPsについては、各
種試験終了後のタペット試験品から、セラミック体と金
属体とに接合方向にまたがる形でろう材層を含む試験片
を切り出して昇温しながら示唆熱分析を行い、放熱ピー
クの開始温度により測定した。Regarding the solidus temperature MPs of the brazing material layer, a test piece including the brazing material layer is cut out from the tappet test product after various tests in such a manner as to extend in the joining direction between the ceramic body and the metal body, and the temperature is raised. While performing the suggestive thermal analysis, the temperature was measured by the starting temperature of the heat release peak.
【００２９】タペットは各条件２個ずつ作製した。ま
た、金属体表面の硬度を、ＪＩＳ：Ｚ２２４４に規定さ
れた方法により、マイクロビッカース硬度計（Ａｋａｓ
ｈｉ社製、形式：ＭＶＫ−ＶＬ（本体；ＶＬ１０１）を
用いて試験荷重９．８×１０２Ｎにて測定した。Two tappets were prepared for each condition. Further, the hardness of the surface of the metal body is measured by a method specified in JIS: Z2244 by a micro Vickers hardness meter (Akas).
The measurement was performed at a test load of 9.8 × 10 2 N using a model MVK-VL (main body: VL101) manufactured by Hi Corporation.
【００３０】一方、他方のタペットは下記のようにして
接合部の剪断強度試験に供した。すなわち、図４（ａ）
に示すように、中央に直径１５ｍｍの接合強度評価部を
残す形で、セラミック板４及びろう材層３の外周部をタ
ペット金具２が露出するまで研削し、試験片１００とし
た。そして、その試験片１００のタペット金具２を強度
試験機のチャックに保持させる一方、セラミック板４の
側面部分にのみ剪断パンチがかかる形で、該パンチによ
り、図４（ｂ）に示すように試験片１００の中心軸線Ｏ
と直交する向きに荷重を加え、セラミック板を剥離させ
たときの最大荷重を測定した。そして、剪断接合強度
は、その最大荷重を接合面積（（１５／２）２π（ｍｍ
２））で除した値として算出している。以上の結果を表
１に示す。On the other hand, the other tappet was subjected to a shear strength test at the joint as follows. That is, FIG.
As shown in FIG. 5, the outer peripheral portions of the ceramic plate 4 and the brazing filler metal layer 3 were ground until the tappet metal fitting 2 was exposed, leaving a bonding strength evaluation part having a diameter of 15 mm at the center. Then, while the tappet fitting 2 of the test piece 100 is held by the chuck of the strength tester, a shearing punch is applied only to the side surface portion of the ceramic plate 4 and the punch is tested as shown in FIG. Center axis O of piece 100
A load was applied in a direction perpendicular to the above, and the maximum load when the ceramic plate was peeled was measured. Then, the shearing joint strength is obtained by dividing the maximum load by the joining area ((15/2) 2 π (mm
2 ) Calculated as the value divided by ()). Table 1 shows the above results.
【００３１】[0031]
【表１】 [Table 1]
【００３２】この結果から明らかなように、０．４ＭPs
≦Ｔｓ≦０．７５ＭPsを満足するろう材及び鋼材の組み
合わせにより、接合強度も十分高い値に確保、また、ク
ラウニングの過大化によるセラミック体の割れ等も生じ
ていないことがわかる。As is evident from the results, 0.4 MPs
It can be seen that the combination of the brazing material and the steel material satisfying ≦ Ts ≦ 0.75MPs ensures a sufficiently high joining strength and does not cause cracking of the ceramic body due to excessive crowning.
【００３３】（実施例２）実施例１における試験品１、
８（以上、実施例）、１０、１６（以上、比較例）をカ
ムモータリング試験機に装着し、以下の条件にて耐久試
験を行った。まず、カムとタペットとの間のクリアラン
スは１．５ｍｍ（標準クリアランス（０．３〜０．４ｍ
ｍ程度）よりも大きく設定され、加速試験となってい
る）に設定した。そして、エンジンを１５００ｒｐｍ
（カムの回転数はこの２倍）にて連続運転し、セラミッ
ク板４に割れが生じるまでのカムの回転サイクル数を、
そのタペットの耐久サイクル数として評価した。以上の
結果を表２に示す。(Example 2) Test article 1 in Example 1
8 (above, Examples), 10 and 16 (above, Comparative Examples) were mounted on a cam motoring tester, and a durability test was performed under the following conditions. First, the clearance between the cam and the tappet is 1.5 mm (standard clearance (0.3 to 0.4 m).
m), which is an acceleration test). And the engine is 1500rpm
(The number of rotations of the cam is twice this), and the number of rotation cycles of the cam until the ceramic plate 4 cracks is
The tappet was evaluated as the number of endurance cycles. Table 2 shows the above results.
【００３４】[0034]
【表２】 [Table 2]
【００３５】この結果から明らかなように、実施例の試
験品は良好な耐久性を示していることがわかる。As is clear from the results, it is understood that the test products of the examples show good durability.
【図１】本発明のタペットを含むオーバーヘッドバルブ
機構の正面図。FIG. 1 is a front view of an overhead valve mechanism including a tappet of the present invention.
【図２】図１のタペットの拡大図。FIG. 2 is an enlarged view of the tappet of FIG.
【図３】ろう材層の概念を示す説明図。FIG. 3 is an explanatory view showing the concept of a brazing material layer.
【図４】実施例１で用いた剪断接合強度の試験片の説明
図。FIG. 4 is an explanatory view of a test piece of shear bonding strength used in Example 1.
１ タペット（金属−セラミック接合体） ２ タペット金具（金属体） ３ ろう材層 ４ セラミック板（セラミック体） ２０ 焼入れ硬化層（焼入れ硬化部） ２１ 本体部分 REFERENCE SIGNS LIST 1 tappet (metal-ceramic joined body) 2 tappet fitting (metal body) 3 brazing material layer 4 ceramic plate (ceramic body) 20 hardened hardened layer (hardened hardened part) 21 main body part
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ０１Ｌ 1/14 Ｆ０１Ｌ 1/14 Ｂ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｂ Ｂ２３Ｋ 103:16 Ｂ２３Ｋ 103:16 103:18 103:18 Ｆターム(参考） 3G016 AA05 AA19 BA18 BB06 BB08 BB09 EA02 EA14 EA24 FA16 FA17 FA33 GA02 GA10 4G026 BA17 BB24 BF16 BF17 BG02 BG25 BH01 ────────────────────────────────────────────────── ─── of the front page continued (51) Int.Cl 7 identification mark FI theme Court Bu (reference) F01L 1/14 F01L 1/14 B // C22C 38/00 301 C22C 38/00 301B B23K 103:. 16 B23K 103 : 16 103: 18 103: 18 F term (reference) 3G016 AA05 AA19 BA18 BB06 BB08 BB09 EA02 EA14 EA24 FA16 FA17 FA33 GA02 GA10 4G026 BA17 BB24 BF16 BF17 BG02 BG25 BH01
Claims (5)
とが接合された構造を有する金属−セラミック接合体に
おいて、前記金属体としてオーステナイト状態から所定
の冷却速度にて冷却することにより硬化する性質を有す
る鋼材を使用するとともに、前記鋼材及び前記ろう材
は、前記ろう材層の固相線温度をＭPs、前記鋼材をオー
ステナイト状態から冷却したときの硬化相への変態開始
温度をＴsとして、０．１〜２００℃／分の範囲内にて
前記冷却速度を選択することにより０．４ＭPs＜Ｔｓ＜
０．７５ＭPsとすることができる材質が選定されたこと
を特徴とする金属−セラミック接合体。In a metal-ceramic joined body having a structure in which a metal body and a ceramic body are joined via a brazing material layer, the metal body is cured by cooling from an austenitic state at a predetermined cooling rate. Along with using a steel material having properties, the steel material and the brazing material have a solidus temperature of the brazing material layer as MPs, and a transformation start temperature to a hardened phase when the steel material is cooled from an austenitic state as Ts, By selecting the cooling rate within the range of 0.1 to 200 ° C./min, 0.4 MPs <Ts <
A metal-ceramic joint, characterized in that a material capable of providing 0.75 MPs is selected.
あり、前記鋼材は、０．１〜２００℃／分の範囲内にて
前記冷却速度を選択することにより０．５ＭPs≦Ｔｓ≦
０．７５ＭPsとすることができる材質が選定されている
請求項1記載の金属セラミッ−ク接合体。2. The brazing material layer is mainly composed of Ag, and the steel material is formed by selecting the cooling rate within a range of 0.1 to 200 ° C./min.
2. The metal ceramic joint according to claim 1, wherein a material capable of being 0.75 MPs is selected.
あり、前記鋼材は、０．１〜２００℃／分の範囲内にて
前記冷却速度を選択することにより０．４ＭPs＜Ｔｓ＜
０．６７ＭPsとすることができる材質が選定されている
請求項1記載の金属セラミック−接合体。3. The brazing material layer is mainly composed of Cu, and the steel material has a cooling rate of 0.4 MPs <Ts <by selecting the cooling rate within a range of 0.1 to 200 ° C./min.
The metal-ceramic-joined body according to claim 1, wherein a material capable of being set to 0.67 MPs is selected.
０℃以上であり、かつＣｕの含有量が８０質量％以上で
ある請求項３記載の金属セラミック−接合体。4. The brazing material layer has a solidus temperature MPs of 90.
The metal-ceramic-joined body according to claim 3, wherein the temperature is 0C or more and the content of Cu is 80% by mass or more.
属−セラミック接合体として構成され、かつ前記セラミ
ック体の前記ろう材層と接しているのとは反対側の端面
がカム摺動面とされたことを特徴とするタペット。5. A cam sliding surface formed as the metal-ceramic joined body according to claim 1, wherein an end face of the ceramic body opposite to the brazing material layer is a cam sliding surface. And a tappet characterized by:
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000378392A JP2002179473A (en) | 2000-12-13 | 2000-12-13 | Metal-ceramic joined body |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000378392A JP2002179473A (en) | 2000-12-13 | 2000-12-13 | Metal-ceramic joined body |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002179473A true JP2002179473A (en) | 2002-06-26 |
Family
ID=18846976
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000378392A Pending JP2002179473A (en) | 2000-12-13 | 2000-12-13 | Metal-ceramic joined body |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002179473A (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004170421A (en) * | 2002-11-20 | 2004-06-17 | General Electric Co <Ge> | Zircalloy tipped ecp sensor electrode |
| JP2007237248A (en) * | 2006-03-09 | 2007-09-20 | Ngk Insulators Ltd | Method for manufacturing dissimilar material joined body |
| WO2007119377A1 (en) | 2006-03-15 | 2007-10-25 | Ngk Insulators, Ltd. | Method for fabricating dissimilar material jointed body |
-
2000
- 2000-12-13 JP JP2000378392A patent/JP2002179473A/en active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004170421A (en) * | 2002-11-20 | 2004-06-17 | General Electric Co <Ge> | Zircalloy tipped ecp sensor electrode |
| JP2007237248A (en) * | 2006-03-09 | 2007-09-20 | Ngk Insulators Ltd | Method for manufacturing dissimilar material joined body |
| WO2007119377A1 (en) | 2006-03-15 | 2007-10-25 | Ngk Insulators, Ltd. | Method for fabricating dissimilar material jointed body |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8479700B2 (en) | Iron-chromium alloy with improved compressive yield strength and method of making and use thereof | |
| EP1614762B1 (en) | Wear resistant alloy for valve seat insert | |
| EP1347068B1 (en) | Sintered alloy for valve seats, valve seat and manufacturing method thereof | |
| KR101245069B1 (en) | A powder metal engine composition | |
| US6485678B1 (en) | Wear-resistant iron base alloys | |
| EP0333129B1 (en) | Gas turbine, shroud for gas turbine and method of producing the shroud | |
| US9638075B2 (en) | High performance nickel-based alloy | |
| US10837087B2 (en) | Copper infiltrated molybdenum and/or tungsten base powder metal alloy for superior thermal conductivity | |
| EP2253727B1 (en) | Iron-based alloy powder | |
| JP2006326609A (en) | Build-up welding material for hot forged metallic die and hot-forged metallic die using the same | |
| JP2005537438A (en) | A nozzle for a fuel valve in a diesel engine and a method of manufacturing the nozzle. | |
| US5076863A (en) | Joined body of ceramic member and metallic member, and process for joining ceramic member and metallic member | |
| JP2002179473A (en) | Metal-ceramic joined body | |
| US5803037A (en) | Joined type valve seat | |
| WO1996015359A1 (en) | Ceramic sliding part | |
| US5922479A (en) | Brazing alloy and composite assembly joined by using the same | |
| JPH11141316A (en) | Valve seat body having two layer structure and its manufacture | |
| JP4516697B2 (en) | Hard particle dispersion type iron-based sintered alloy | |
| JP3683451B2 (en) | Ceramic sliding parts | |
| JP3855257B2 (en) | Cr-Ni-Nb-Fe base alloy for overlaying | |
| JP2000327443A (en) | Metal-ceramic joined body and tappet using the same | |
| JPH09317413A (en) | Joining type valve seat | |
| KR100246705B1 (en) | Manufacturing method for sliding parts | |
| JPS6119762A (en) | Abrasion resistant sintered alloy | |
| JP3713159B2 (en) | Ceramic sliding parts |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Effective date: 20070122 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20090415 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20090427 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20091009 |