(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
焼結合金に原料として配合される硬質粒子であって、Ｍｏ：２０〜６０質量％、Ｍｎ：３〜１５質量％、残部が不可避不純物とＦｅとからなることを特徴とする焼結合金配合用硬質粒子。
【請求項２】
前記焼結合金配合用硬質粒子には、０．５質量％以下のＣがさらに添加されていることを特徴とする請求項１に記載の焼結合金配合用硬質粒子。
【請求項３】
請求項１または２に記載の焼結合金配合用硬質粒子が分散するように、該焼結合金配合用硬質粒子からなる粉末を基地となる鉄系粉末に混合して、焼結した耐摩耗性鉄基焼結合金であって、
前記焼結合金配合用硬質粒子は、前記耐摩耗性鉄基焼結合金に対して、１５〜６０質量％含有していることを特徴とする耐摩耗性鉄基焼結合金。
【請求項４】
請求項１または２に記載の焼結合金配合用硬質粒子からなる粉末１５〜６０質量％、黒鉛粉末０．２〜２質量％、基地となる鉄系粉末とを混合した混合粉末を圧粉成形後、前記黒鉛粉末のＣを焼結合金配合用硬質粒子に拡散させながら焼結することを特徴とする耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼結合金に配合されるに好適な硬質粒子に係り、特に、焼結合金の耐摩耗性を向上させるに好適な硬質粒子、さらには、これを含有した耐摩耗性鉄基焼結合金、及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から、バルブシートなどには、鉄を基地とした焼結合金が適用されることがある。焼結合金には、耐摩耗性をさらに向上させるべく、硬質粒子を含有させることがある。硬質粒子を含有させる場合、硬質粒子の粉末を、低合金鋼またはステンレス鋼の組成をもつ粉末に混入し、この混合粉末で圧粉成形体を形成し、その後、圧粉成形体を焼結して焼結合金とすることが一般的である。
【０００３】
このような硬質粒子として、例えば、質量％でＭｏ：２０〜６０％、Ｃ：０．２〜３％、Ｎｉ：５〜４０％、Ｍｎ：１〜１５％、Ｃｒ：０．１〜１０％を含み、残部が不可避不純物とＦｅからなる硬質粒子が提案されており、さらにこの硬質粒子に対してＣｏ等を添加してもよい点が記載されている（例えば特許文献１参照）。
【０００４】
この硬質粒子を用いて、鉄を基地とした焼結合金を製造した場合には、硬質粒子と母材である鉄系基地との密着性を向上できる。さらに、硬質粒子にＭｏの酸化皮膜が形成されるので凝着摩耗を抑制することができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００１−１８１８０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ところで、特許文献１に記載の硬質粒子の場合には、硬質粒子にＮｉを添加することにより、硬質粒子へのＭｏの固溶量を高めることができ、これにより、添加されたＭｏの酸化特性を向上させ、耐摩耗性を向上させることができる。また、Ｃｏは、積層欠陥エネルギが小さいため、Ｃｏを硬質粒子に添加することにより、硬質粒子の硬さを高め、耐摩耗性を向上させることができる。しかしながら、圧粉成形前にＣｏにより硬質粒子の硬度を高めた場合には、圧粉成形体への成形性が阻害されることがある。さらに、上述したＮｉ，Ｃｏは、他の元素と比べて高価であるため、硬質粒子のコストが高くなってしまう。
【０００７】
このような点を鑑みると、たとえばコバルト、ニッケルを含まない低コストであるフェロモリブデン（Ｆｅ−Ｍｏ−Ｓｉ）の硬質粒子を用いることが考えられる。フェロモリブデン（Ｆｅ−Ｍｏ−Ｓｉ）の硬質粒子は、Ｓｉを添加することにより粒子そのものの硬さを高めることができるが、基地となる鉄系粉末とともに圧粉成形し、焼結した際には、Ｓｉの酸化皮膜が形成される。これにより、焼結時における鉄系基地と硬質粒子との固溶拡散させることが阻害されてしまい、鉄系基地に対する硬質粒子の密着強度が低下し、焼結合金の耐摩耗性が低下することがある。また、Ｓｉの酸化によりＭｏの酸化が抑制されるので、硬質粒子にＭｏの酸化皮膜が形成され難くなり、摺動時にＳｉの酸化皮膜が破壊され、鉄が露出するため、凝着摩耗が促進されてしまうことがある。
【０００８】
本発明は、前記課題を鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、安価に、焼結前の圧粉成形体への成形性を高めつつ、圧粉成形体を焼結した焼結合金の耐摩耗性を向上させることができる焼結合金配合用硬質粒子、さらには、これを含有した耐摩耗性鉄基焼結合金、及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、前記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、Ｃｏを用いず、焼結合金に含まれる硬質粒子の硬さを高めるためには、Ｃの固溶量を高めることが望ましいが、硬質粒子を製造する際に、Ｃの固溶量を高めてしまうと、Ｍｏとの炭化物が形成されてしまうため、Ｍｏの酸化物の生成が抑制されてしまうと考えた。さらに、圧粉成形前に硬質粒子の硬さを高め過ぎてしまうと、圧粉成形時の成形性が阻害されてしまい、得られた焼結合金の機械的強度が低下してしまうと考えた。
【００１０】
本発明はこのような新たな考えに基づくものであり、本発明に係る焼結合金配合用硬質粒子は、焼結合金に原料として配合される硬質粒子であって、Ｍｏ：２０〜６０質量％、Ｍｎ：３〜１５質量％、残部が不可避不純物とＦｅとからなる。
【００１１】
本発明によれば、Ｍｏ：２０〜６０質量％、Ｍｎ：３〜１５質量％、残部が不可避不純物とＦｅとからなる焼結合金配合用硬質粒子とし、Ｃ、Ｃｏ等を添加しなかったことにより、本発明に係る焼結合金配合用硬質粒子は、従来の焼結合金配合用硬質粒子よりも柔らかい。このため、圧粉成形時において、成形体の密度を高め、基地原料となる鉄系粉末との接触面積が増大するので、鉄系基地から硬質粒子への鉄の拡散が増大する。これにより、鉄系基地への硬質粒子の密着性が高まり、焼結合金の機械的強度を高めることができる。
【００１２】
ここで、硬質粒子の組成のうちＭｏは、Ｍｏ炭化物を形成して硬質粒子の硬さ、耐摩耗性を向上させると共に、固溶しているＭｏおよびＭｏ炭化物がＭｏ酸化皮膜を形成し、良好なる固体潤滑性を向上させるのに有効である。Ｍｏ量が上記した下限値未満では、硬質粒子におけるＭｏ酸化皮膜による固体潤滑性が不十分となり、焼結合金の凝着摩耗が促進されてしまう。上記した上限値を超えると、焼結時において、鉄系基地との密着性が低下する。これにより、焼結合金の機械的強度が低下することになる。
【００１３】
硬質粒子の組成のうちＭｎは、硬質粒子の組成のもとでは、焼結時に硬質粒子から焼結合金の基地へ効率よく拡散するため、硬質粒子と基地との密着性を向上させるのに有効である。更にＭｎは基地におけるオーステナイト増加作用を期待できる。
【００１４】
Ｍｎが上記した下限値よりも少なすぎると、基地への拡散する量が少ないため、硬質粒子と基地との密着性が低下し、Ｍｎが上記した上限値よりも多すぎると、焼結合金の密度が低下する。
【００１５】
より好ましい態様としては、前記焼結合金配合用硬質粒子には、０．５質量％以下のＣがさらに添加されている。この態様によれば、Ｃを０．５質量％以下に制限することにより、ＣとＭｏによる炭化物の生成が抑制され、たとえＮｉが添加されていなくても、硬質粒子に対するＭｏの固溶量を高めることができる。
【００１６】
ここで、Ｃの添加量が０．５質量％を超えた場合には、ＣとＭｏの酸化物が形成されやすくなり、この結果、硬質粒子の硬さが硬くなり、圧粉成形性が阻害され、鉄系基地との密着性が低下することになる。これにより、焼結合金の機械的強度が低下するおそれがある。
【００１７】
本発明として、このように構成された焼結合金配合用硬質粒子を用いた耐摩耗性鉄基焼結合金をも開示する。本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結合金は、焼結合金配合用硬質粒子が分散するように、該焼結合金配合用硬質粒子からなる粉末を基地となる鉄系粉末に混合して、焼結した耐摩耗性鉄基焼結合金であって、前記焼結合金配合用硬質粒子は、前記耐摩耗性鉄基焼結合金に対して、１５〜６０質量％含有していることを特徴とする。
【００１８】
本発明によれば、耐摩耗性鉄基焼結合金には、焼結合金配合用硬質粒子が耐摩耗性鉄基焼結合金に対して、１５〜６０質量％含有しているので、焼結合金の機械的強度と耐摩耗性の双方を向上させることができる。
【００１９】
ここで、焼結合金配合用硬質粒子が耐摩耗性鉄基焼結合金に対して１５質量％未満の場合には、硬質粒子の含有量が十分でないため、硬質粒子による耐摩耗性の効果を充分に発揮することができない場合がある。一方、焼結合金配合用硬質粒子が耐摩耗性鉄基焼結合金に対して６０質量％を超えた場合には、鉄系基地の割合が減ってしまい、この結果、硬質粒子を焼結合金に充分な密着力で保持することができない場合がある。これにより、接触・摺動環境など摩耗が発生する環境下では、焼結合金から硬質粒子が脱落してしまい、焼結合金の摩耗が促進されるおそれがある。
【００２０】
さらに、本発明として、このように構成された焼結合金配合用硬質粒子を用いた、耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法をも開示する。本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法は、上述した焼結合金配合用硬質粒子からなる粉末１５〜６０質量％、黒鉛粉末０．２〜２質量％、基地となる鉄系粉末とを混合した混合粉末を圧粉成形後、前記黒鉛粉末のＣを焼結合金配合用硬質粒子に拡散させながら焼結することを特徴とする。
【００２１】
このような製造方法によれば、焼結合金配合用硬質粒子からなる粉末１５〜６０質量％にすることにより、焼結合金の耐摩耗性および機械的強度が向上するばかりでなく、黒鉛粉末のＣが焼結合金配合用硬質粒子に拡散するので、硬質粒子の硬さを高めることができる。
【００２２】
さらに、このように構成された耐摩耗性鉄基焼結合金により、バルブシートが形成されることが好ましい。本発明によれば、高温環境下において、上述した接触時の凝着摩耗と、摺動時のアブレッシブ摩耗とが混在した摩耗形態が発現される場合であっても、これまでの硬質粒子の固体潤滑性を損なうことなく、硬質粒子の硬度を高めることができる。これにより、バルブシートの耐摩耗性を、従来のものと比べてより一層向上させることができる。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、安価に、焼結前の圧粉成形体への成形性を高めつつ、圧粉成形体を焼結した焼結合金の耐摩耗性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】実施例及び比較例の摩耗試験を説明するための図。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下に、本発明の実施形態を詳述する。本実施形態に係る硬質粒子は、焼結合金に原料として配合される硬質粒子（焼結合金配合用粒子）であり、焼結合金の基地に対して硬度が高い粒子である。硬質粒子は、焼結合金に原料として配合される硬質粒子であって、Ｍｏ：２０〜６０質量％、Ｍｎ：３〜１５質量％、残部が不可避不純物とＦｅとからなる。
【００２６】
このような硬質粒子は、上述した組成を上述した割合に配合した溶湯を準備し、この溶湯を噴霧化するアトマイズ処理で製造することができる。また、別の方法としては、溶湯を凝固させた凝固体を機械的粉砕で粉末化してもよい。アトマイズ処理としては、ガスアトマイズ処理及び水アトマイズ処理のいずれであってもよいが、焼結性等を考慮すると丸みのある粒子が得られるガスアトマイズ処理がより好ましい。
【００２７】
ここで、上述した硬質粒子の組成の下限値及び上限値としては、後述する組成限定理由、更には、その範囲の中で、硬さ、固体潤滑性、密着性、又はコストなどを考慮して、適用される部材の各特性の重視度合に応じて適宜変更することができる。
【００２８】
まず、硬質粒子の組成のうちＭｏは、Ｍｏ炭化物を形成して硬質粒子の硬さ、耐摩耗性を向上させると共に、固溶しているＭｏおよびＭｏ炭化物がＭｏ酸化皮膜を形成し、良好なる固体潤滑性を向上させるのに有効である。
【００２９】
Ｍｏ量が２０質量％未満では、硬質粒子の酸化開始温度が高くなり、Ｍｏの酸化物の生成が抑制され、得られた焼結金属の耐摩耗性が低下してしまう。一方、Ｍｏ量が６０質量％を超えると、焼結時において、硬質粒子と鉄系基地との密着性が低下する。硬質粒子におけるより好ましいＭｏの含有量は、２２〜５５質量％である。
【００３０】
硬質粒子の組成のうちＭｎは、硬質粒子の組成のもとでは、焼結時に硬質粒子から焼結合金の基地へ効率よく拡散するため、硬質粒子と基地との密着性を向上させるのに有効である。更にＭｎは基地におけるオーステナイト増加作用を期待できる。
【００３１】
Ｍｎが２０質量％未満では、基地への拡散する量が少ないため、硬質粒子と基地との密着性が低下し、Ｍｎが上記した上限値よりも多すぎると、焼結合金の密度が低下する。硬質粒子におけるより好ましいＭｎの含有量は、３〜１２質量％である。
【００３２】
ところで、硬質粒子の組成のうちＣは、Ｍｏと結合してＭｏ炭化物を形成し、硬質粒子の硬さ、耐摩耗性を向上させるのに有効であるが、本実施形態では、Ｃの添加量を制限しているため、従来の焼結合金配合用硬質粒子よりも柔らかい。したがって、圧粉成形時において、成形体の密度を高めることができるとともに、基地原料となる鉄系粉末との接触面積が増大し、鉄系基地から硬質粒子への鉄の拡散が増大する。これにより、焼結合金の機械的強度を高めることができる。
【００３３】
さらに、Ｎｉ等を含有させなくても、Ｃの添加量を制限したことにより、Ｍｏの固溶量を高めつつ、Ｍｏの炭化物の生成が抑制されるので、Ｍｏの酸化皮膜が形成されやすくなる。このような結果、得られた焼結合金の耐摩耗性も向上させることができる。
【００３４】
ここで、焼結合金配合用硬質粒子に、Ｃを含有させる場合には、０．５質量％以下のＣを含有させることが好ましい。Ｃを添加することにより、焼結合金配合用硬質粒子の硬さを高めることができ、Ｃを０．５質量％以下に制限することにより、ＣとＭｏによる炭化物の生成が抑制され、たとえＮｉが添加されていなくても、硬質粒子に対するＭｏの固溶量を高めることができる。
【００３５】
硬質粒子の平均粒径としては、鉄基焼結合金の用途、種類などに応じて適宜選択できるが、２０〜２５０μｍ程度にすることができる。但しこれに限定されるものではない。
【００３６】
そして、このような焼結合金配合用の硬質粒子を用いて、上記焼結合金配合用硬質粒子が分散するように、該焼結合金配合用硬質粒子からなる粉末を基地となる鉄系粉末に混合する。この際に、硬質粒子は、混合粉末全体（すなわち耐摩耗性鉄基焼結合金）に対して、１０〜６０質量％含有していることがより好ましい。
【００３７】
硬質粒子は、焼結合金の基地に分散し、焼結合金の耐摩耗性を高める硬質相を構成するため、硬質粒子の割合が１０質量％未満であると、焼結合金の耐摩耗性は充分でない。硬質粒子の割合６０質量％を超えてしまうと、相手攻撃性が高まるばかりでなく、硬質粒子の保持性が確保され難くなる。
【００３８】
また、混合粉末には、硬質粒子からなる粉末１５〜６０質量％、黒鉛粉末０．２〜２質量％、残りの粉末として耐摩耗性鉄基焼結合金の基地となる鉄系粉末（例えば純鉄粉または低合金鋼粉末）を用いる。低合金鋼粉末はＦｅ−Ｃ系粉末を採用することができ、例えば、低合金鋼粉末を１００質量％としたとき、Ｃ：０．２〜５質量％、残部が不可避不純物とＦｅからなる組成をもつものを採用することができる。
【００３９】
このようにして、得られた混合粉末を、圧粉成形体に成形する。上述したように、硬質粒子は、従来の硬質粒子と比べて柔らかいので、圧粉成形時において、成形体の密度を高め、基地原料となる鉄系粉末との接触面積を増大させることができる。
【００４０】
そして、この圧粉成形体を焼結する。このとき、鉄系基地から硬質粒子への鉄の拡散が増大するばかりでなく、硬質粒子に添加した炭素が従来のものと比べて制限されているので、黒鉛粉末の炭素が硬質粒子へ拡散し、硬質粒子の硬さを高めることができる。
【００４１】
焼結温度としては、１０５０〜１２５０℃程度、特に、１１００〜１１５０℃程度を採用できる。上記した焼結温度における焼結時間としては、３０分〜１２０分、より好ましくは４５〜９０分を採用できる。焼結雰囲気としては、不活性ガス雰囲気などの非酸化性雰囲気であってもよく、非酸化性雰囲気としては、窒素雰囲気、アルゴンガス雰囲気、又は真空雰囲気を挙げることができる。
【００４２】
そして、焼結により得られた鉄基焼結合金の基地は、その硬さを確保するため、パーライトを含む組織を含むことが好ましく、パーライトを含む組織として、パーライト組織、パーライト−オーステナイト系の混合組織、パーライト−フェライト系の混合組織、パーライト−セメンタイト系の混合組織にしてもよい。耐摩耗性を確保するには、硬さが低いフェライトは少ない方が好ましい。基地の硬さは組成にもよるが、Ｈｖ１２０〜３００程度であり、熱処理条件、炭素粉末の添加量等により調整できる。但し、硬質粒子と基地との密着性など耐摩耗性を低下させるものでなければ、上記組成及び硬さに限定されるものではない。上述した方法によれば、Ｍｏが６〜２５質量％程度、Ｍｎが１〜５質量％程度、Ｃが２質量％以下、その他鉄と不可避不純物からなる焼結合金を得ることができる。
【００４３】
耐摩耗性鉄基焼結合金により、内燃機関の排気弁のバルブシートを形成してもよい。内燃機関の排気側のバルブシートの如く、高温環境下において、バルブシートとバルブとの接触時の凝着摩耗と、双方の摺動時のアブレッシブ摩耗とが混在した摩耗形態が発現する場合であっても、これまでの硬質粒子の固体潤滑性を損なうことなく、硬質粒子の硬度を高めることができる。これにより、バルブシートの耐摩耗性を、従来のものと比べてより一層向上させることができる。
【実施例】
【００４４】
以下に、本発明を具体的に実施した実施例について比較例と共に説明する。
〔実施例１〜６〕
以下に示す方法で、実施例１〜６に係る硬質粒子からなる粉末を作製した。具体的には、Ｍｏ：２０〜６０質量％、Ｍｎ：３〜１５質量％、Ｃ：０〜０．５質量％、残部が不可避不純物とＦｅとなるように、具体的には表１に示す組成をもつ溶湯から不活性ガス（窒素ガス）を用いたガスアトマイズ処理により合金粉末を製造した。これらを４５μｍ〜１８０μｍの範囲に分級し、硬質粒子の粉末とした。
【００４５】
〔比較例１〕
実施例１〜６と同じように、硬質粒子からなる粉末を作製した。実施例１〜６と相違する点は、Ｃ：０〜０．５質量％の範囲から外れるように、Ｃを１．５質量％添加した点である。
【００４６】
〔比較例２、３〕
実施例１〜６と同じように、硬質粒子からなる粉末を作製した。実施例１〜６と相違する点は、Ｍｏ：２０〜６０質量％の範囲から外れるように、比較例２の場合にはＭｏを１５質量％、比較例３の場合には、Ｍｏを７０質量％添加した点である。
【００４７】
〔比較例４〕
実施例１〜６と同じように、硬質粒子からなる粉末を作製した。実施例１〜６と相違する点は、Ｃ：０〜０．５質量％の範囲から外れるように、Ｃを１．５質量％添加した点と、Ｎｉを１２質量％添加した点である。
【００４８】
〔比較例５〕
実施例１〜６と同じように、硬質粒子からなる粉末を作製した。実施例１〜６と相違する点は、Ｍｏ：２０〜６０質量％の範囲から外れるように、Ｍｏを６３質量％、さらに、Ｓｉを１．１質量％添加した合金塊を粉砕法により作製した点であり、従来のフェロモリブデンの硬質粒子を作製した点である。
【００４９】
〔比較例６〕
実施例１〜６と同じように、硬質粒子からなる粉末を作製した。実施例１〜６と相違する点は、表１に示すように硬質粒子を作製した点である。
【００５０】
＜酸化開始温度の測定＞
実施例１〜６、比較例１〜６に係る硬質粒子からなる粉末を用い、各硬質粒子の粉末を大気中で加熱して酸化させ、この場合における酸化に伴う重量増加が急に始まる温度を測定した。この温度を酸化開始温度とみなした。この結果を以下の表１に示す。
【００５１】
＜硬さ試験＞
実施例１〜６、比較例１〜６に係る硬質粒子の硬さを測定荷重０．１ｋｇｆのマイクロビッカース硬度計を用いて測定した。この結果、表１に示す。
【００５２】
【表１】
0005637201.tif 000002
【００５３】
〔結果１〕
表１に示すように、実施例１〜６に係る硬質粒子は、比較例１のものと比べて、Ｃが添加されていないまたはＣの添加量が少ないので、Ｍｏによる酸化皮膜が形成されやすいと考えられる。
【００５４】
さらに、実施例１〜６に係る硬質粒子は、比較例１、４のものと比べて、Ｃが添加されていないまたはＣの添加量が少ないので、硬質粒子にはＭｏの炭化物が形成され難く、硬質粒子の硬さが柔らくなったと考えられる。
【００５５】
さらに、比較例５に係る硬質粒子は、シリコンが添加されており、比較例６に係る硬質粒子は、Ｃｏが添加されているため、実施例１〜６に係る硬質粒子と比べて硬さが硬くなったと考えられる。このことから、実施例１〜６に係る硬質粒子は、比較例１、３〜６のものと比べて、圧粉成形時において成形性が高くなると考えられる。
【００５６】
また実施例１〜６に係る硬質粒子は、比較例６のものと比べて、酸化開始温度が低く、酸化性が向上している。これは、酸化開始温度の低いＭｏ（粒度８０〜２００メッシュで約３４０℃）を増量し、酸化開始温度の高いＣｒ（粒度１４５メッシュで約５００℃）を減量したためである。
【００５７】
なお、比較例２に係る硬質粒子は、実施例１〜６のものにＭｏの含有量が少ないため、Ｍｏの酸化皮膜が形成され難く、焼結合金の耐摩耗性が低下してしまう（後述する比較例９参照）。
【００５８】
〔実施例７〜１８〕
上述した実施例２に係る硬質粒子からなる粉末１５〜６０質量％、黒鉛粉末０．２〜２質量％の範囲に収まり、残りが基地となる純鉄粉となるように、具体的には、表２に示す割合で、硬質粒子からなる粉末と、黒鉛粉末と、純鉄粉とを、混合機により混合し、混合材料としての混合粉末を形成した。
【００５９】
成形型を用い、上記したように配合した混合粉末を７８．４×１０７Ｐａ（８ｔｏｎｆ／ｃｍ２）の加圧力でリング形状をなす試験片を圧縮成形し、圧粉成形体を形成した。圧粉成形体を１１２０℃の不活性雰囲気（窒素ガス雰囲気）中で６０分間、焼結し、試験片に係る焼結合金（バルブシート）を形成した。
【００６０】
〔実施例１９〜２３〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と主に相違する点は、実施例１９〜２３は、順次、実施例１、３〜６に係る硬質粒子を用いた点と、表２に示す割合で、硬質粒子からなる粉末と、黒鉛粉末と、純鉄粉とを、混合して焼結し、焼結合金を作製した点である。
【００６１】
〔比較例７〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、比較例１の硬質粒子（Ｃ：０〜０．５質量％の範囲から外れるように、Ｃを１．５質量％添加した硬質粒子）からなる粉末を用いて、表２に示す割合で、硬質粒子からなる粉末と、黒鉛粉末と、純鉄粉とを、混合して焼結し、焼結合金を作製した点である。
【００６２】
〔比較例８〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、比較例３の硬質粒子（Ｍｏ：２０〜６０質量％の範囲から外れるように、Ｍｏを７０質量％添加した硬質粒子）からなる粉末を用いて、表２に示す割合で、硬質粒子からなる粉末と、黒鉛粉末と、純鉄粉とを、混合して焼結し、焼結合金を作製した点である。
【００６３】
〔比較例９〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、比較例２の硬質粒子（Ｍｏ：２０〜６０質量％の範囲から外れるように、Ｍｏを１５質量％添加した硬質粒子）からなる粉末を用いて、表２に示す割合で、硬質粒子からなる粉末と、黒鉛粉末と、純鉄粉とを、混合して焼結し、焼結合金を作製した点である。
【００６４】
〔比較例１０〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、Ｍｏ：４０質量％、Ｍｎ：０質量％、Ｃ：１．５質量％含有させた硬質粒子（Ｍｎ：３〜１５質量％の範囲から外れるようにした硬質粒子）からなる粉末を用いて、表２に示す割合で、硬質粒子からなる粉末と、黒鉛粉末と、純鉄粉とを、混合して焼結し、焼結合金を作製した点である。これは、上述した特許文献１に示された硬質粒子に相当する。
【００６５】
〔比較例１１、１２〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、表２に示す割合で、混合粉末に対する硬質粒子からなる粉末の割合を１５〜６０質量％から外れるようにした点であり、比較例１１の場合には、その割合を６５質量％とし、比較例１２の場合には、その割合を１０質量％とした点である。
【００６６】
〔比較例１３、１４〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、表２に示す割合で、混合粉末に対する黒鉛粉末の割合を０．２〜２質量％から外れるようにした点であり、比較例１３の場合には、その割合を０質量％とし、比較例１４の場合には、その割合を３質量％とした点である。
【００６７】
〔比較例１５〜１７〕
実施例７〜１８と同じようにして、焼結合金（バルブシート）を作製した。実施例７〜１８と相違する点は、比較例１５〜１７において使用する硬質粒子として、順次、比較例４〜６に係る硬質粒子を用いた点である。
【００６８】
＜引張り試験＞
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、実施例７〜２３、および比較例７〜１７に係る焼結合金のテストピースを作製し、引張り試験（２０℃条件）を行い、引張り強さを測定した。この結果を、表２に示す。
【００６９】
＜摩耗試験＞
図１の試験機を用い、実施例７、１３、１４、１９、および比較例７、９、１２〜１７に係る焼結合金の耐摩耗性について摩耗試験を行い、耐摩耗性を評価した。この摩耗試験では、図１に示すように、プロパンガスバーナ１０を加熱源として用い、前記のように作製した焼結合金からなるリング形状のバルブシート１２と、バルブ１３のバルブフェース１４との摺動部をプロパンガス燃焼雰囲気とした。バルブフェース１４はＳＵＨ１１に軟窒化処理を行ったものである。バルブシート１２の温度を２５０℃に制御し、スプリング１６によりバルブシート１２とバルブフェース１４との接触時に１８ｋｇｆの荷重を付与して、２０００回／分の割合で、バルブシート１２とバルブフェース１４とを接触させ、８時間の摩耗試験を行った。この結果を表２に示す。
【００７０】
＜硬さ試験＞
実施例１４〜１６、および比較例７、１３、１６、１７に係る焼結合金の硬質粒子の硬さを測定荷重０．１ｋｇｆのマイクロビッカース硬度計を用いて測定した。この結果、表２に示す。
【００７１】
【表２】
0005637201.tif 000003
【００７２】
〔結果２：各元素の添加量〕
実施例７〜２３に係る焼結合金は、ＣまたはＭｏの添加量が多い硬質粒子を用いた比較例７および８の焼結合金と比べて、引張り強度が高くなった。これは、実施例７〜２３に係る焼結合金に用いた硬質粒子は、上述した実施例１〜６に係る硬質粒子を用いており、これが、比較例７および８に係る焼結合金に用いた硬質粒子（比較例１、比較例３に係る硬質粒子）よりも柔らかいため、圧粉成形体の成形性が向上したものといえる。
【００７３】
比較例４に係る硬質粒子を用いた比較例１５に係る焼結合金は、硬質粒子に含まれるＮｉの基地への拡散によるＮｉを含まない比較例７より引張強さは高い。実施例１５に係る焼結合金は、Ｎｉを含まないにもかかわらず比較例１５と同等の引張強さを得た。
【００７４】
実施例１４〜１６に係る焼結合金には、実施例２に係る硬質粒子を用いたが、この硬質粒子の硬度は、焼結後硬さが向上している。これは、実施例２に係る硬質粒子はＣの含有量が制限されているため、焼結時に、黒鉛粉末の炭素が硬質粒子に固溶拡散しやすいからであるといえる。一方、比較例１の硬質粒子を用いた比較例７の場合、焼結後、硬質粒子の硬度は低下している。これは、比較例１に係る硬質粒子は、実施例１〜６に係る硬質粒子と比べてＣの含有量が多いため、上述した現象がほとんど生じなかったものと考えられる。
【００７５】
比較例９に係る焼結合金には、比較例２に係る硬質粒子を用いたが、この硬質粒子は、実施例１から６のものよりも、Ｍｏの含有量が少ないため、比較例９に係る焼結合金は、実施例１〜６に係る焼結合金よりも、摩耗量が多かったと考えられる。
【００７６】
以上の結果から、硬質粒子にＣを添加する場合には、その含有量は、０．５質量％以下であることが好ましいと考えられ、より好ましくは、０．４質量％以下である、さらに、硬質粒子に含有するＭｏの含有量は、２０〜６０質量％以上であることが好ましいと考えられ、より好ましくは、２２〜５５質量％以上である。
【００７７】
比較例１０に係る焼結合金には、Ｍｎを含有していない硬質粒子を用いた。実施例１４、比較例１０に係る焼結合金に対して元素分析を行った結果、実施例１４の焼結合金の鉄系基地にはＭｎが拡散していたが、比較例１０のものには、Ｍｎの拡散が認められなかった。この結果から、硬質粒子に含有するＭｎが焼結時に鉄系基地に拡散することにより、鉄系基地に対する硬質粒子の密着強度を高めることができ、焼結合金の引張り強さが向上すると考えられる。
【００７８】
〔結果３：硬質粒子からなる粉末の割合〕
比較例１１の焼結合金は、硬質粒子の割合が実施例７〜２３と比べて多いため、圧粉成形時に硬質粒子同士の接触が増加し、硬質粒子と基地となる鉄粒子との焼結性が低下し、これにより引張り強さが低下したと考えられる。一方、比較例１２の焼結合金は、硬質粒子の割合が実施例７〜２３と比べて少ないため、硬質粒子による耐摩耗の効果が十分に発現しなかったものと考えられる。以上より、混合粉末に対する硬質粒子からなる粉末の割合は１５〜６０質量％の範囲にあること好ましいと考えられ、より好ましくは、２０〜５５質量％の範囲である。
【００７９】
〔結果４：黒鉛粉末の割合〕
比較例１３の焼結合金は、黒鉛粉末の割合が実施例７〜２３と比べて少ないため、鉄系基地のフェライト量が増加し、比較例１４の焼結合金は、黒鉛粉末の割合が実施例７〜２３と比べて多く、硬質粒子のＣが増加して一部溶融するため、どちらの場合であっても、焼結合金の引張り強さが低下したと考えられる。以上より、黒鉛粉末の割合は０．２〜２質量％の範囲にあること好ましいと考えられ、より好ましくは、０．５〜２質量％の範囲である。
【００８０】
〔結果５〕
比較例１６、１７に係る焼結合金には、実施例７〜２３のものと比べて、Ｓｉを含むものであるので、比較例１６、１７に係る焼結合金は、実施例７〜２３のものと比べて、引張り強さが低い。比較例１６、１７のものは、実施例７〜２３のものと比べて、硬質粒子が硬いため、硬質粒子の密着性が低下したと考えられる。この結果、比較例１６、１７に係る焼結合金は、実施例７、１３、１４、１９のものと比べて、摩耗量が多かったと考えられる。
【００８１】
以上、本発明の実施形態について詳述したが、本発明は、前記の実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の精神を逸脱しない範囲で、種々の設計変更を行うことができるものである。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
高温の使用環境下となる、圧縮天然ガスや液化石油ガスを燃料とするエンジンのバルブ系（例えばバルブシート、バルブガイド）、ターボチャージャのウェストゲートバルブに好適に用いることができる。
【図１】
0005637201.tif 000004