(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、Ｍｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの混合層からなり、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの面積比が９５：５〜５：９５である耐摩耗性鉄基焼結金属。
【請求項２】
重量比で、Ｖ；０．０２〜４．０％を含む請求項１に記載の耐摩耗性鉄基焼結金属。
【請求項３】
請求項１〜２に記載の耐摩耗性鉄基焼結金属を用いた内燃機関用バルブシート。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性鉄基焼結金属及びこれを用いた内燃機関用バルブシートに関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、耐磨耗性鉄基焼結金属を用いた内燃機関用のバルブシートは、バルブとの組み合わせによって燃焼室の気密性を保つとともに、高温かつドライな環境下での耐摩耗性が高くかつバルブへの攻撃性が低く優れた被削性を有するという特性が要求されている。
【０００３】
また、近年では、環境への対応のためにエンジン出力性能や低燃費性能の向上が必要不可欠となってきており、バルブシートの使用環境においても高温化や高面圧化に加え、高熱伝導性や低熱膨張性といった様々な条件の向上が要求されている。
【０００４】
このような状況から、基地相中に硬質粒子を分散させたパーライトとベイナイトの混合組織の鉄基焼結合金材が知られ、バルブシートとして使用されてきた（例えば、特許文献１参照）。この鉄基焼結合金材は、硬質粒子を含む基地部の組成が、Ｃ：０．７〜１．６％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．０５〜１％、Ｃｒ：１〜８％、Ｍｏ：１〜１０％、Ｖ：０．１〜２％、Ｃｏ：１〜２０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
【０００５】
この鉄基焼結合金材は、粒径１０〜１５０μｍのＣｒ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｃｏ系金属間化合物等からなる粒子硬質粒子を５〜２５％と、粒径１〜５０μｍのＣａＦ２等からなる固体潤滑剤粒子を０．１〜７％分散させてなり、かつ基地部の組織を、硬質粒子を除く基地総面積を１００％とする面積率で、４０〜９０％のパーライトと７〜４０％のベイナイトと３〜２０％のＣｏリッチ高合金相とされていることにより、被削性に優れ、相手攻撃性が少なく、耐摩耗性に優れるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１１−０２１６５９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に記載された耐摩耗性鉄基焼結合金材にあっては、被削性に優れる一方で、ベイナイト相に析出する炭化物の粗密によって適切な耐摩耗性を得られないという問題があった。すなわち、ベイナイト相に析出する炭化物の密度が過度に粗の状態である場合には十分な耐摩耗性を得られず、また、炭化物の密度が過度に密の状態である場合には加工硬化が小さくなり、高い耐摩耗性が得られない下部ベイナイトや高い耐摩耗性を有するが相手攻撃性が大きいマルテンサイトとなってしまうという問題があった。
【０００８】
本発明は、上述のような従来の問題を解決するためになされたもので、硬質粒子の添加を廃して被削性と耐摩耗性の両方に優れる耐摩耗性鉄基焼結金属を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結金属は、上記目的達成のため、（１）重量比で、Ｍｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの混合層からなり、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの面積比が９５：５〜５：９５である構成である。
【００１０】
ここで、Ｍｏの含有割合を０．００２５〜２．０％と数値限定している理由は以下の通りである。Ｍｏは、耐摩耗性及び焼入れ性を向上させる素材であり、重量比で０．００２５％を下回ると十分な効果が得られず、また重量比で２．０％を超えると密度が急激に低くなって十分な耐摩耗性が得られなくなる。
【００１１】
また、Ｃの含有割合を０．２〜１．２％と数値限定している理由は以下の通りである。Ｃは、焼結時に炭化物を形成して耐摩耗性を向上させる素材であり、重量比で０．２％を下回ると十分な硬度を得られず、また重量比で１．２％を超えると焼結後の冷却時にオーステナイトから析出する高硬度のセメンタイトである初析セメンタイトが多く生成されてしまい、相手攻撃性が大きくなるとともに被削性が悪化する。
【００１２】
Ｍｏ及びＣを上記の範囲で含んでいると、焼結温度から冷却する冷却速度を適切に制御することにより、耐磨耗性鉄基焼結金属における上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの面積比が９５：５〜５：９５の範囲の混合層となる金属組織が得られる。この金属組織において、パーライト若しくはパーライトと初析フェライトにあっては、上部ベイナイトよりも柔らかく優れた被削性を有し、上部ベイナイトにあっては、塑性硬化以前においてはパーライト若しくはパーライトと初析フェライトよりもやや高い硬度であり被削性に優れているとともに、相手材と衝撃を伴う当接を継続反復することにより早期に大きく深く塑性硬化することで優れた耐摩耗性を有することになる。
【００１３】
したがって、上記の構成の本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結金属は、硬質粒子の添加を廃し優れた被削性と、優れた耐摩耗性を有する。
【００１４】
また、本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結金属は、上記（１）に記載の耐摩耗性鉄基焼結金属において、（２）重量比で、Ｖ；０．０２〜４．０％を含む構成である。
【００１５】
Ｖの含有割合を０．０２〜４．０％と数値限定している理由は以下の通りである。Ｖは、結晶粒を微細化させる作用があり、重量比で０．０２％を下回ると十分な効果を得られず、また重量比で４．０％を超えると高硬度のＶ炭化物が多量に形成され、相手攻撃性が大きくなってしまう。
【００１６】
Ｖを０．０２〜４．０％の範囲で含んでいると、結晶組織がマルテンサイトを含まず、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの混合したものとなり、相手攻撃性が抑制された優れた耐摩耗性と、優れた被削性とを有するとともに、Ｖ炭化物の結晶粒を適度に微細化した状態に得られ、相手攻撃性が抑制された優れた耐摩耗性を有する。
【００１７】
また、本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結金属は、上記（１）に記載の耐摩耗性鉄基焼結金属において、（３）重量比で、Ｃｒ；０．０５〜２．０％を含む構成である。
【００１８】
Ｃｒの含有割合を０．０５〜２．０％と数値限定している理由は以下の通りである。Ｃｒは、ＣＣＴ線図のパーライト領域を冷却速度の遅い側に移行するとともに、ベイナイト領域を拡張する作用がある。Ｃｒの含有割合が０．０５％を下回ると、この作用を生じることが不十分になり、２．０％を超えると硬質のマルテンサイトが多く生成され易く被削性が悪化する。
【００１９】
Ｃｒを０．０５〜２．０％の範囲で含んでいると、結晶組織がマルテンサイトを含まず、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの混合したものとなり、相手攻撃性が抑制された優れた耐摩耗性と、優れた被削性とを有するとともに、Ｖ炭化物の結晶粒を適度に微細化した状態に得られ、相手攻撃性が抑制された優れた耐摩耗性を有する。
【００２６】
また、本発明に係る内燃機関用バルブシートは、上記目的達成のため、（３）上記（１）または（２）に記載の耐摩耗性鉄基焼結金属を用いることが好ましい。
【００２７】
この構成により、本発明に係る内燃機関用バルブシートは、優れた被削性を有するとともに、優れた耐摩耗性を有し高い耐久性を有する。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、硬質粒子の添加を廃して被削性と耐摩耗性の両方に優れる耐摩耗性鉄基焼結金属及び内燃機関用バルブシートを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明の実施の形態に係る耐磨耗性鉄基焼結金属をバルブシートに適用したシリンダヘッドの要部の断面図である。
【図２】本発明の実施の形態に係る耐磨耗性鉄基焼結金属に係る金属組織の上部ベイナイトの初期硬さと硬化後の硬さを、比較例に係る金属組織の下部ベイナイトの初期硬さと硬化後の硬さと比較したグラフ図である。
【図３】本発明の実施の形態に係る耐磨耗性鉄基焼結金属に係る金属組織の上部ベイナイトの摩耗量を、比較例に係る金属組織のパーライト及び下部ベイナイトの各摩耗量と比較したグラフ図である。
【図４】本発明の実施の形態に係る耐磨耗性鉄基焼結金属をバルブシートに適用した場合の面圧硬化を説明する模式図である。
【図５】本発明の実施の形態に係る金属組織が上部ベイナイトのみからなる耐磨耗性鉄基焼結金属と、比較例に係る金属組織が下部ベイナイトのみからなる耐磨耗性鉄基焼結金属とを比較する図であり、（Ａ）は上部ベイナイトと下部ベイナイトの圧縮残留応力と表面深さと関係を比較するグラフ図、（Ｂ）は上部ベイナイトの表面（摺動面）付近の断面図、（Ｃ）は下部ベイナイトの表面（摺動面）付近の断面図である。
【図６】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属におけるＭｏの重量比と密度との関係を示すグラフ図である。
【図７】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属におけるＣの重量比と、軸方向（図１に示すバルブシートの軸方向）摩耗量との関係を示すグラフ図である。
【図８】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属からなる、上部ベイナイトとパーライトとにおける上部ベイナイトの割合を少しずつ相違させた７種のバルブシートについて、シリンダヘッドに装着しエンジンを一定時間起動させたときに生じるバルブとバルブシートの軸方向摩耗量を示すグラフ図である。
【図９】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属におけるパーライト基地中の上部ベイナイトの分散状態を示す模式図と、その結晶構造とを示す説明図である。
【図１０】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属における初期硬さから塑性硬化する基地の摩耗を示す説明図である。
【図１１】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属における初期硬さが基地よりも上部ベイナイトの方が硬い場合の面圧との関係を示す説明図である。
【図１２】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属における初期硬さが上部ベイナイトよりも基地の方が硬い場合の面圧との関係を示す説明図である。
【図１３】本発明の実施例の耐摩耗性鉄基焼結金属において、（Ａ）は上部ベイナイトとパーライトの組織別面積比の組み合わせにおける軸方向摩耗量の関係を示す図表、（Ｂ）はパーライトと初析フェライトの混合粉末と上部ベイナイトとの組織別面積比の組み合わせにおける軸方向摩耗量の関係を示す図表である。
【図１４】本発明の実施の形態に係る耐摩耗性鉄基焼結金属における合金粉末の成形時と成形後の材料分散状態の説明図である。
【図１５】比較例の耐摩耗性鉄基焼結金属における組織別面積比の組み合わせにおける軸方向摩耗量の関係を示す図表である。
【図１６】下部ベイナイトの初期硬さが基地よりもが硬い場合の面圧との関係を示す説明図である。
【図１７】図１３及び図１５に示した実施例及び比較例に係る耐摩耗性鉄基焼結金属の組織別面積比の組み合わせにおける軸方向摩耗量との関係をバルブとバルブシートとの割合で示したグラフ図である。
【図１８】本発明の実施例及び比較例に係る耐摩耗性鉄基焼結金属におけるＭｏ重量比と軸方向摩耗量との関係をバルブとバルブシートとの割合で示したグラフ図である。
【図１９】本発明の実施例に係る耐摩耗性鉄基焼結金属におけるＶとＣとを含む場合の軸方向摩耗量との関係をバルブとバルブシートとの割合で示したグラフ図である。
【図２０】本発明の実施例及び比較例に係る耐摩耗性鉄基焼結金属におけるＶの重量比と軸方向摩耗量との関係をバルブとバルブシートとの割合で示したグラフ図である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下、本発明に係る耐磨耗性鉄基焼結金属及びバルブシートの実施の形態について、図面を参照して説明する。
【００３１】
図１乃至図１８は、本実施の形態の耐磨耗性鉄基焼結金属及びバルブシートを説明するための図面である。図１はシリンダヘッドの要部の断面図を示す。図１において、エンジン（全体図省略）のシリンダヘッド１の底面側に、耐磨耗性鉄基焼結金属から作られたバルブシート２が設けられている。すなわち、本実施の形態のバルブシート２は、一次形状品の耐磨耗性鉄基焼結金属を切削加工或いは研磨加工による所定の形状とされる。
【００３２】
シリンダヘッド１は、その底面で燃焼室３の一部を密閉しており、燃焼室３に開口する排気路４を形成している。燃焼室３の開口はシリンダヘッド１に設けた排気バルブ（以下、バルブという。）５によって開閉される。また、バルブ５の軸部５ａとシリンダヘッド１との間には、バルブ５の軸部５ａを軸線方向に沿って運動可能に支持するようにバルブガイド６が介在している。
【００３３】
バルブ５は、バルブスプリング７の引張力により、常時は弁体５ｂで排気路４の開口を閉じている。
【００３４】
バルブシート２は、シリンダヘッド１の底面に嵌め込まれ、排気路４の閉弁時にバルブ５の弁体５ｂが着座する。
【００３５】
バルブシート２は、一次形状として、本実施の形態に係る耐磨耗性鉄基焼結金属で焼成され、さらにバルブ５の着座部分となる内周壁面部の一部を面取り状に切削加工されてなる。
【００３６】
以下では、バルブシート２を構成している耐磨耗性鉄基焼結金属について説明する。
【００３７】
耐磨耗性鉄基焼結金属は、重量比で、Ｍｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの混合層からなり、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの面積比が９５：５〜５：９５の構成である。
【００３８】
耐磨耗性鉄基焼結金属は、重量比で、Ｖ；０．０２〜４．０％を含んでいることが望ましく、さらに、重量比で、Ｃｒ；０．０５〜２．０％、Ｖ；０．０２〜４．０％を含んでいることが望ましい。なお、以下の説明において「％」は全て重量％を示す。
【００３９】
耐磨耗性鉄基焼結金属は、複数種の粉末と潤滑剤を混合して高温高圧の条件下で所定の一次形状に焼成され、所定の冷却速度で冷却されてなる。
【００４０】
耐磨耗性鉄基焼結金属は、上記のＭｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる場合には、例えば、第１の粉末と、第２の粉末と、グラファイト（Ｃ粉）と、潤滑剤との混合粉末を焼結金属の原材料とされ、第１の粉末は、Ｍｏ；０．５〜２．０％を含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、第２の粉末は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる粉末からなる。図１４は、耐摩耗性鉄基焼結金属における合金粉末の成形時と成形後の材料分散状態を示す。図１４から分かるように、合金粉末の成形時と成形後の材料分散状態はほぼ変わらない。
【００４１】
Ｍｏを含む第１の粉末は、Ｆｅ−Ｍｏ合金粉を用いることができ、第１の粉末は、粒径が５０〜２５０μｍの範囲であるものを用いる。Ｆｅ−Ｍｏ合金粉は、例えば、Ｆｅ−０．５％Ｍｏ合金粉、Ｆｅ−１．５％Ｍｏ合金粉、Ｆｅ−２．０％Ｍｏ合金粉などを適宜に選択できる。
【００４２】
Ｍｏを含む第２の粉末は、粒径について特に限定はないが、第１の粉末の粒径と同等の大きさのものを選択することができる。
【００４３】
また本実施の形態の耐磨耗性鉄基焼結金属は、Ｖ；０．０２〜４．０％を含んでいることが望ましい。すなわち、耐磨耗性鉄基焼結金属は、上記のＭｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を含む他に、Ｖ；０．０２〜４．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることが望ましい。
【００４４】
Ｖは基地相を強化し耐摩耗性を向上する。Ｖ；０．０２〜４．０％としたのは、０．０２％未満では、硬さの増加が少なく耐摩耗性が劣化する。一方、４．０％を超えると、硬さが増加しすぎて相手攻撃性が増加する。このようなことから、Ｖは０．０２〜４．０％の範囲とした。
【００４５】
この場合の耐磨耗性鉄基焼結金属の原材料は、例えば、第１の粉末と、第２の粉末と、グラファイトと、潤滑剤との混合粉末を焼結金属の原材料とされ、第１の粉末は、Ｍｏ；０．５〜２．０％を含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、第２の粉末は、Ｖ；０．０２〜１．５％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる粉末からなる。
【００４６】
さらに、本実施の形態の耐磨耗性鉄基焼結金属は、Ｃｒ；０．０５〜２．０％を含んでいることが望ましい。すなわち、耐磨耗性鉄基焼結金属は、上記のＭｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を、Ｖ；０．０２〜４．０％含む他に、Ｃｒ；０．０５〜２．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることが望ましい。なお、Ｃｒは上部ベイナイト組織になり易くするため、Ｍｏ量、Ｃ量、Ｖ量、焼結後の冷却速度を考慮して添加する。
【００４７】
この場合の耐磨耗性鉄基焼結金属の原材料は、例えば、第１の粉末と、第２の粉末と、グラファイトと、潤滑剤との混合粉末を焼結金属の原材料とされ、第１の粉末は、Ｍｏ；０．５〜２．０％を含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、第２の粉末は、Ｖ；０．０２〜１．５％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる粉末からなり、Ｃｒを第１の粉末又は第２の粉末に含ませるか、或いは、Ｃｒの粉末を第１及び第２の粉末に混合してもよい。
【００４８】
Ｃｒ；０．０５〜２．０％としたのは、０．０５％未満では硬さが低下して耐摩耗性に悪影響を与え易くなる。一方、２．０％を超えると硬さが増加しすぎて相手攻撃性が増加する。したがって、Ｃｒ；０．０５〜２．０％の範囲で配合することで、焼結時においてマルテンサイトの発生を抑えながら冷却速度を低下させることができ、ベイナイト領域を拡張させることができる。
【００４９】
本実施の形態の耐磨耗性鉄基焼結金属は、第１の粉末と第２の粉末とグラファイトと潤滑剤を重量比で例えば４９：４９：１：１となるように混合し十分に撹拌してなる原材料を用いられ、該原材料が金型に充填され、成型プレス等により圧縮・成型されることで圧粉体とされ、該圧粉体が例えば１１２０℃窒素雰囲気で焼結され、焼結後に例えば１００℃／ｍｉｎの冷却速度で常温に冷却されることにより製造される。なお、潤滑剤には、例えばステアリン酸亜鉛を用いることができる。潤滑剤は、焼成の過程で蒸散し焼結金属には含まれない。
【００５０】
１１２０℃から常温まで冷却されることにより、耐摩耗性鉄基焼結金属は、第１の粉末から上部ベイナイトとなったＦｅ−Ｍｏ硬質粒子が基地相内に分散して生成される。また、耐摩耗性鉄基焼結金属は、Ｆｅ−Ｍｏ硬質粒子にならなかった第１の粉末のＦｅ及び第２の粉末のＦｅが初析セメンタイト及びＦｅ−Ｖ組成のパーライトとなることで、基地相が生成される。
【００５１】
以下、さらに詳細に説明する。一般に、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）は、炭素鋼をオーステナイト状態から冷却して、パーライト変態が生じる温度領域とマルテンサイト変態が開始する温度（Ｍｓ点）の中間の温度領域に恒温保持したとき生じる組織である。Ｍｏなどの合金元素を含む鋼では、このような恒温保持中だけでなく、中程度の速さで連続的に冷却しても生じる。
【００５２】
ベイナイトは、等温処理温度４５０〜５５０℃程度で処理したときにパーライトに近い黒色の羽毛状の組織を呈する上部ベイナイトと、それ以下の比較的Ｍｓ点に近い温度で処理したときにマルテンサイトに近い針状の組織を呈する下部ベイナイトとに大別される。
【００５３】
図２に示すように、上部ベイナイトの初期硬さは下部ベイナイトよりも柔らかく、塑性硬化後においては下部ベイナイトよりも硬いという組織特性を有している。そして、図３に示すように、塑性硬化した上部ベイナイト（上部Ｂ）は、パーライト（Ｐ）や下部ベイナイト（下部Ｂ）に比べて摩耗量（μｍ）が低い組織特性を有している。
【００５４】
パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）は、一般に、炭素鋼をオーステナイト状態から冷却して、パーライト変態が生じる温度領域まで徐冷した際に生じる組織であり、薄い板状のフェライトとセメンタイトとが交互に並んだ組織である。
【００５５】
パーライトは、図３に示すように、上部ベイナイトに比べて摩耗量が高いとともに、上部ベイナイトに比べて塑性硬化し難いという組織特定を有している。
【００５６】
これにより、本発明者は、上部ベイナイトについて上記のような新規な知見を得た。
【００５７】
すなわち、上部ベイナイトは、初期硬さにおいては切削加工等を容易に行うことができるうえ、その加工工具を傷め難く、工具寿命の延命化に貢献することができる。また、上部ベイナイトは、硬化後においては摩耗量が低い。これにより、例えば、図４に示すように、バルブ５による排気路４の開弁状態から閉弁状態となるとき、すなわち、弁体５ｂがバルブシート２に勢いよく着座する面圧によって組織（塑性）が硬化する。同時に、バルブシート２の表面の粗度が低下（密度が向上）して耐摩耗性を確保し、バルブシート２の摩耗を抑制することができる。すなわち、表面の粗密によって摩耗特性が大きく変わる。
【００５８】
上部ベイナイトは、バルブシート２の使用環境下において、パーライト若しくはパーライトと初析フェライトや下部ベイナイトよりも塑性硬化量及び硬化深さが大きく耐摩耗性に優れるものである。
【００５９】
より具体的には、図５（Ａ）に示すように、圧縮残留応力（ＭＰａ）は、表面深さ（μｍ）が深くなるほど疲労強度的に不利となる。しかも、図５（Ｂ）に示すように、上部ベイナイトは、図５（Ｃ）に示す下部ベイナイトよりも疲労強度が有利であるうえ、表面深さに対する変化も小さいという結果を得た。すなわち、耐磨耗性鉄基焼結金属をバルブシート２に適用した場合、摩耗現象には面圧疲労破壊（塑性変形）も含まれることから、深層内部にまで塑性硬化する方が有利となる。
【００６０】
そこで、このような上部ベイナイトの特性を考慮し、本実施の形態においては、バルブシート２を、重量比で、Ｍｏ；０．００２５〜２．０％、Ｃ；０．２〜１．２％を含有し、残部を不可避不鈍物とＦｅとからなる金属組織の上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトからなる耐磨耗性鉄基焼結金属により構成している。
【００６１】
すなわち、Ｍｏは、耐摩耗性に優れるうえ焼入れ性を向上させる素材である。この際、Ｍｏの重量比が０．００２５％を下回ると上述した効果が十分に得られ難く、図６に示すように、２．０％を超えると密度が急激に低くなって十分な耐摩耗性が得られなくなる。このようなことから、Ｍｏは０．００２５〜２．０％の範囲とした。
【００６２】
また、Ｃは、焼結時に炭化物を形成するとともに耐摩耗性を向上させる素材である。この際、図７に示すように、Ｃの重量比が０．２％を下回ると軸方向摩耗量が急激に上がって十分な耐摩耗性が得られなくなり、１．２％を超えると焼結後の冷却時にオーステナイトから析出する高硬度のセメンタイトである粗大な初析セメンタイトが生成されて被削性が不利となるうえ、相手攻撃性が大きくなってしまう。このようなことから、Ｃは０．２〜１．２％の範囲とした。
【００６３】
Ｍｏ及びＣを上記の範囲で含んでいると、焼結温度から冷却する冷却速度を適切に制御することにより、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの混合層となる金属組織の耐磨耗性鉄基焼結金属が得られ、上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの面積比が９５：５〜５：９５の混合層となる金属組織の場合には、被削性と耐摩耗性に優れている。この金属組織において、パーライト若しくはパーライトと初析フェライトにあっては、上部ベイナイトよりも柔らかく優れた被削性を有し、上部ベイナイトにあっては、塑性硬化以前においては低い硬度であり被削性に優れているとともに、相手材との摺動接触により深く塑性硬化することで優れた耐摩耗性を有することになる。
【００６４】
本実施の形態においては、耐磨耗性鉄基焼結金属における上部ベイナイトとパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとの面積比を９５：５〜５：９５の範囲に限定しているのは以下の理由による。上部ベイナイトとパーライトとの面積比を、例えば、図８に示すように、上部ベイナイトの割合を５未満で構成すると、軸方向摩耗性が急激に高くなり摩耗性が悪化してしまう。また、上部ベイナイトの割合が９５を越えると相手攻撃性が高くなってしまう。
【００６５】
本実施の形態において、耐摩耗性鉄基焼結金属は、全体に対する重量比がＭｏ；０．５〜２．０％Ｍｏを含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる第１の粉末と、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる第２の粉末と、黒鉛と、潤滑材とを混合した混合粉から成形され、それぞれ重量比が４９：４９：１：１となっている。ここで、耐摩耗性鉄基焼結金属は、焼結成形、冷却されることにより、第１の粉末の全てが上部ベイナイトとなり、第２の粉末の全てがパーライト若しくはパーライトと初析フェライトとなる。
【００６６】
本実施の形態においては、耐摩耗性鉄基焼結金属を一の製造原料である第１の粉末の粒径は５０〜２５０μｍの範囲に限定される。この限定は以下の理由による。第１の粉末の粒径を５０μｍ未満で耐摩耗性鉄基焼結金属を焼成すると、生成される上部ベイナイトの粒径が小さくなり過ぎてしまい、十分な耐摩耗性を得ることができない。また、第１の粉末の粒径を２５０μｍ以上で耐摩耗性鉄基焼結金属を焼成すると、生成される上部ベイナイトの粒径が大きく過ぎてしまい、基地であるパーライト若しくはパーライトと初析フェライト中の上部ベイナイトの分散密度が低下してしまう。上部ベイナイトの密度が低下した場合、耐摩耗性鉄基焼結金属は、パーライト若しくはパーライトと初析フェライトが露出しやすくなってしまい、耐摩耗性が低下してしまう。第２の粉末であるパーライト若しくはパーライトと初析フェライトは基地となるため、特に粒径に関する考慮はしなくてもよい。
【００６７】
本実施の形態においては、成形時の焼結温度を１１００〜１２００℃とし、成形時の焼結後の冷却速度を４０〜１５０℃／ｍｉｎの範囲とすることにより、下部ベイナイト及びマルテンサイトを生成することなく上部ベイナイト及びパーライト若しくはパーライトと初析フェライトを有する耐摩耗性鉄基焼結金属を得ることができる。
【００６８】
図９（Ａ）は、Ｆｅ−１．５％Ｍｏ合金紛、Ｆｅ粉、Ｃ粉、潤滑剤を重量比で４９：４９：１：１となるように混扮した材料から成形し、１１２０℃の窒素雰囲気で焼結後１００℃／ｍｉｎで冷却した場合の要部の模式図を示す。
【００６９】
図９（Ａ）に示したバルブシート２は、金属組織が上部ベイナイト２ａ及びパーライト（基地）２ｂの混合相のみからなる組織を呈する。耐摩耗性鉄基焼結金属は、第１の粉末から上部ベイナイト２ａとなったＦｅ−Ｍｏ硬質粒子が、第２の粉末から基地相であるパーライト２ｂに分散して生成される。また、耐摩耗性鉄基焼結金属は、Ｆｅ−Ｍｏ硬質粒子とならなかった第１の粉末のＦｅ及び第２の粉末のＦｅがパーライトとなることで、基地２ｂが生成される。
【００７０】
この際、上部ベイナイト２ａの結晶構造は図９（Ｂ）、（Ｃ）に示し、パーライト２ｂの結晶構造は図９（Ｄ）に示す。上部ベイナイト２ａの結晶構造では、図９（Ｂ）では見掛け硬さ２２０（ＨＶ１０）、ミクロ硬さ２７０（ＨＶ０．０２５）であり、図９（Ｃ）では見掛け硬さ２５０（ＨＶ１０）、ミクロ硬さ３９０（ＨＶ０．０２５）であり、この相違は、焼結前の圧縮成形力に相違による。
【００７１】
図１０に示すように、耐摩耗性鉄基焼結金属からなるバルブシート２は、実機においてバルブ５から受ける面圧によってパーライト若しくはパーライトと初析フェライト（基地）２ｂが優先的に摩耗するとともに、上部ベイナイト２ａに高い面圧が加わり、例えば、初期硬さ２７ＨＶから早期に上部ベイナイト２ａが６００ＨＶ付近にまで塑性硬化することで硬質相として硬質粒子の機能を果たすことができる。
【００７２】
図１１に示すように、パーライト若しくはパーライトと初析フェライト（基地）２ｂに分散した上部ベイナイト２ａは、実機においてバルブ５からの荷重（面圧）により上部ベイナイト２ａが早期に深く大きく塑性硬化する。
【００７３】
以上のように、本実施の形態の耐摩耗性鉄基焼結金属は、硬質粒子を含まず炭化物の密度を高めた上部ベイナイトのみからなる。すなわち、本実施の形態の耐摩耗性鉄基焼結金属は、パーライトや下部ベイナイトに比べ、初期硬さが小さくかつ大きく深く塑性硬化する上部ベイナイトのみからなるので、被削性に優れ相手攻撃性が小さいから、バルブシートを加工しやすいとともに加工工具の寿命を短くすることを抑制することができ、そして、バルブシートとして使用する際はバルブの着座時にバルブで叩打されることにより早期に大きくかつ深くまで塑性硬化して優れた耐摩耗性を発揮することができる。
【００７４】
（実施例）
実施例として、ベイナイトとパーライトのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートを試作し耐摩耗性を調べた。
【００７５】
図１１の模式図に示すように、パーライトである基地２ｂに上部ベイナイト２ａが分散している、上部ベイナイトとパーライトのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートの耐摩耗性を調べた。図１１の模式図に示す金属組織のバルブシート２は、バルブ５の閉時の荷重を上部ベイナイト２ａで支えることなり、上部ベイナイト２ａは早期に深くかつ大きく塑性硬化する。
【００７６】
もしも、図１２に示すように、上部ベイナイト２ａの初期硬さがパーライトである基地２ｂの硬さよりも小さい場合には、バルブシートバルブ５からの荷重（面圧）をパーライト２ｂが受けるから、上部ベイナイト２ａが塑性硬化せず、パーライト２ｂと上部ベイナイト２ａの同時摩耗が進行してしまう。しかし、上部ベイナイト２ａの初期硬さがパーライトである基地２ｂの硬さよりも小さいことはないから、図１１の模式図に示すように、バルブシートバルブ５からの荷重（面圧）を上部ベイナイト２ａが受けることになる。
【００７７】
図１３（Ａ）に示すように、パーライトに関してＦｅ１００％粉末と、Ｆｅ−１．５Ｍｏ％粉末と、グラファイト（Ｇｒ）の３種類の粉末を、１〜５番の５通りの割合で混合し、それぞれ１１２０℃で一次成形品を焼結してから１００℃／ｍｉｎで冷却し切削加工して１〜５番の実施品であるバルブシートを得た。また同様に、Ｆｅ−０．２５％粉末と、Ｆｅ−１．５Ｍｏ％粉末と、グラファイト（Ｇｒ）とを、６番、７番の２通りの割合で混合し、それぞれ１１２０℃で一次成形品を焼結してから１００℃／ｍｉｎで冷却し切削加工して６、７番の実施品であるバルブシートを得た。なお、Ｇｒは黒鉛であり、焼結金属中のＣ量を決定するために１％以上用いている。
【００７８】
また、図１３（Ｂ）に示すように、パーライトと初析フェライトとに関してＦｅ６０％粉末と、上部ベイナイトに関してＦｅ−１．５Ｍｏ４０％粉末と、グラファイト（Ｇｒ）の３種類の粉末とを１５番、パーライトと初析フェライトとに関してＦｅ−０．２５Ｖ６０％粉末と、上部ベイナイトに関してＦｅ−１．５Ｍｏ４０％粉末と、グラファイト（Ｇｒ）の３種類の粉末とを１６番、の２通りの割合で混合し、それぞれ１１２０℃で一次成形品を焼結してから１００℃／ｍｉｎで冷却し切削加工して実施品であるバルブシートを得た。なお、Ｇｒは黒鉛であり、焼結金属中のＣ量を決定するために０．８％以上用いている。
【００７９】
そして、図１に示すようにシリンダヘッドに取り付け、一定時間エンジンを起動し、バルブシート及びバルブの軸方向摩耗量を測定した。
【００８０】
その結果、図１３（Ａ）に示すように、７つのパーライトに関する実施品のバルブシートは、１番の実施品の軸方向摩耗量が６２μｍの最大値を示し、２〜７番の実施品の何れもがこの値よりも大幅に小さく、優れた耐摩耗性を有していることが分かった。
【００８１】
また、図１３（Ａ）に示すように、２つのパーライトと初析フェライトとに関する実施品のバルブシートは、１５番の実施品の軸方向摩耗量が６４μｍの値を示し、１６番の実施品の軸方向摩耗量が５０μｍの値を示し、何れも優れた耐摩耗性を有していることが分かった。
【００８２】
（比較例）
比較例として、上部ベイナイトとパーライトとの組み合わせ以外の耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートを試作し耐摩耗性を調べた。
【００８３】
図１５において、８番は下部ベイナイトのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシート、９、１０番は上部ベイナイトと下部ベイナイトとのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシート、１１番はパーライトのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシート、及び１２〜１４番はパーライトと下部ベイナイトのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートである。
【００８４】
上記試作した８〜１４番の比較品を図１に示すようにシリンダヘッドに取り付け、一定時間エンジンを起動し、バルブシート及びバルブの軸方向摩耗量を測定した。その結果、８〜１４番の比較品のバルブシートは、何れも軸方向摩耗量が高く、耐摩耗性に劣る結果となった。
【００８５】
図１６の模式図は、１３番のバルブシートを示しており、図１１の模式図と比較した場合、図１１の上部ベイナイト２ａが下部ベイナイト２ｃに入れ替わっている。下部ベイナイト２ｃは、パーライトよりも硬く、上部ベイナイトよりも初期硬さが大きいけれども、塑性硬化が小さくかつ浅く生じる。下部ベイナイト２ｃでバルブ５の閉時の荷重を支えることとなり、バルブ５からの荷重（面圧）を下部ベイナイト２ｃが受けるから、下部ベイナイト２ｃの塑性硬化が小さいから、下部ベイナイト２ｃとパーライト２ｂの同時摩耗が進行してしまう。
【００８６】
図１７は、図１３及び図１５に示した実施例及び比較例に係る耐摩耗性鉄基焼結金属の組織別面積比の組み合わせにおける軸方向摩耗量との関係をバルブとバルブシートとの割合で示したグラフ図である。
【００８７】
図１７から分かるように、上部ベイナイトとパーライトのみからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートである各実施例（１番〜７番）、及び上部ベイナイトとパーライトと初析フェライトとからなる耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートである各実施例（１５番，１６番）は、上部ベイナイトとパーライトとの組み合わせ以外の耐摩耗性鉄基焼結金属製のバルブシートである比較例（８番〜１４番）に比べ、いずれの場合も軸方向摩耗量が小さく耐摩耗性に優れている。
【００８８】
（その他の実施例と比較例）
図１８は、比較例としてのＦｅ−０．５Ｍｏ−０．９Ｃの場合及び実施例としてのＦｅ−２．０Ｍｏ−０．９Ｃの２つのバルブシートについて、バルブシート及びバルブの軸方向摩耗量を示す棒グラフである。この棒グラフに示すように、Ｍｏ；０．５％以下であると軸方向摩耗量が高くなってしまい、Ｍｏ；２．０％以上であるとバルブ５への相手攻撃性が高くなってしまう。
【００８９】
また、図１９に示すように、実施例としてのＦｅ−２．０Ｃｒ−０．５Ｖ−０．０２Ｍｏ−０．９Ｃとした場合のバルブシートについて、バルブシート及びバルブの軸方向摩耗量を示す棒グラフである。この棒グラフに示すように、この実施例は、軸方向摩耗量が低く、摩耗性が良好でバルブ５への相手攻撃性も低いことが判明した。
【００９０】
さらに、図２０に示すように、Ｆｅ−０．６Ｍｏ−（Ｘ）Ｖ−０．９Ｃの場合において、Ｖの重量比（Ｘ）をＶなし（０．０％，比較品）、０．０１％（比較品）、０．０２％（実施品）、０．０８％（実施品）、４．０％（比較品）の５つのバルブシートについて、バルブシート及びバルブの軸方向摩耗量を示す棒グラフである。この棒グラフに示すように、下限０．０２％で軸方向摩耗量が低くなり上限４％でバルブ５への相手攻撃性が高くなることが判明した。
【００９１】
なお、上記実施の形態では、エンジンの排気側に配置したバルブシート２について説明したが、吸気側に配置しても同様の効果を奏することができる。
【００９２】
また、本実施の形態では、耐磨耗性鉄基焼結金属をバルブシート２に適用し、バルブ５によって加えられる面圧により組織を硬化させるもので説明したが、例えば、ショットピーニング技術によって表面硬化をさせる各種部品、金型を用いて圧縮成型する冷間鍛造により形成する各種部品、或いは、形状矯正のためのサイジング加工や転造加工を施して形成する各種部品、等の塑性変形を要する金属材料として耐磨耗性鉄基焼結金属を用いる場合にも適用可能である。
【００９３】
以上説明したように、本発明に係る耐磨耗性鉄基焼結金属は、硬質粒子の添加を廃して被削性と耐摩耗性の両方に優れるという効果を有し、特に、高温や高面圧環境下で適用され、初期加工が必要でありかつ使用時には高い耐磨耗性が必要であるバルブシート等の塑性変形を要する金属材料として用いられる耐磨耗性鉄基焼結金属全般に有用である。
【符号の説明】
【００９４】
２…バルブシート（耐磨耗性鉄基焼結金属）、２ａ…上部ベイナイト、２ｂ，（Ｐ）…パーライト
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図５】
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【図９】
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