(57)【要約】【課題】優れた高温耐摩耗性を発揮するバルブシート材用の耐摩耗性焼結部材の硬質相の形成に好適な硬質相形成用合金粉末を提供する。【解決手段】組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。【選択図】        図１
2006274359.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする硬質相形成用合金粉末。
【請求項２】
鉄合金基地用粉末に、請求項１に記載の硬質相形成用合金粉末を質量比で５〜４０％添加してなることを特徴とする耐摩耗性焼結部材用の鉄系混合粉末。
【請求項３】
前記鉄合金基地用粉末が、質量比で、Ｍｏ：１．５〜５．０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成の鉄基合金粉末に、０．３〜１．２％の黒鉛粉末を添加してなることを特徴とする請求項２に記載の耐摩耗性焼結部材用の鉄系混合粉末。
【請求項４】
前記鉄基合金粉末が、さらに、質量比で、Ｎｉ：３％以下を含むことを特徴とする請求項３に記載の耐摩耗性焼結部材用の鉄系混合粉末。
【請求項５】
前記鉄合金基地用粉末が、さらに、質量比で、１３％以下のＮｉ粉末を含むことを特徴とする請求項３または４に記載の耐摩耗性焼結部材用の鉄系混合粉末。
【請求項６】
前記鉄合金基地用粉末が、さらに、鉛粉末、二硫化モリブデン粉末、硫化マンガン粉末、窒化硼素粉末、メタ珪酸マグネシウム系鉱物粉末、ビスマス粉末、酸化ビスマス粉末、硫化クロム粉末、弗化カルシウム粉末のうち少なくとも１種を、質量比で２％以下含むことを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載の耐摩耗性焼結部材用の鉄系混合粉末。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車エンジンのバルブシート材に用いられる耐摩耗性焼結部材の硬質相形成に好適な硬質相形成用合金粉末、および耐摩耗性焼結部材に好適な原料粉末となる鉄系混合粉末に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車エンジンは高性能化により作動条件が一段と厳しくなっており、エンジンに用いられるバルブシートにおいても、従来に増して厳しい使用環境条件に耐えることが必要となってきている。このような厳しい環境で使用される場合には、耐摩耗性がよいことに併せ、へたり現象を生じないような高い強度が要求される。
【０００３】
このようなバルブシート用焼結合金としては、硬質相としてＣｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系硬質相を使用するものが多数提案、実施されている（例えば特許文献１〜４）。この硬質相はＣｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系合金粉末を原料粉末に与えて焼結することにより基地中に形成され、Ｍｏ珪化物を主体とする硬質粒子がＣｏ基合金基地中に群状に析出する析出物分散型の硬質相である。このＣｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系硬質相は、バルブシートの耐摩耗性を高めるとともに、Ｍｏ珪化物が自己潤滑性を有することから相手部材への攻撃性も低いという利点を有し、各種合金基地へ適用されている。
【０００４】
上記の硬質相は、Ｃｏ基合金でＭｏ量が４０質量％以下のものであるが、この硬質相を含む焼結合金は相当の高温耐摩耗性、高強度を有するものである。しかしながら、近年においては、さらに、高温耐摩耗性、高強度を有する焼結合金が望まれている。そこで、これらの改良発明として、質量比で、Ｓｉ：１．０〜１２％、Ｍｏ：２０〜５０％、Ｍｎ：０．５〜５．０％、および残部がＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏのうち少なくとも１種と不可避的不純物よりなる耐摩耗性硬質相形成用合金粉末が開示されている（特許文献５参照）。
【０００５】
【特許文献１】特公昭５９−０３７３４３号公報
【特許文献２】特公平０５−０５５５９３号公報
【特許文献３】特公平０７−０９８９８５号公報
【特許文献４】特開平０２−１６３３５１号公報
【特許文献５】特開２００２−３５６７０４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
このように、時代の要請にしたがい、より耐摩耗性に優れたバルブシート材として好適な焼結合金が提案されてきた。しかしながら、近年、より一層のエンジンの高出力化等によりバルブシート材のより一層の耐摩耗性の要求が望まれている。また、一方で低コスト化の要求から安価であることも望まれており、価格性能比の高い材料の開発が急務となっている。
【０００７】
本発明はこのような事情を背景としてなされたものであって、より一層の耐摩耗性を有するとともに、価格性能比の高いバルブシート材用の硬質相形成粉末を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、近年の高出力化エンジンの下でのバルブシートとバルブとの間の摩耗状態を解析したところ、硬質粒子以外の基地部分が基点となって塑性流動、凝着が発生することが摩耗の原因であることを突き止めた。そこで、その対策として、Ｍｏの含有量を多くしてＭｏ珪化物量を増大させ、摩耗の基点を減少させることができるとの知見を得た。また、Ｍｏの含有量を多くして一体化したＭｏ珪化物を析出させることで、硬質粒子のピン止め効果を増大させることができるとの知見も得た。本発明者らは、これらの知見により、塑性流動、凝着の発生を最小限に止められることができることから、耐摩耗性を大幅に改善できるとの結論に達した。
【０００９】
具体的には、上記特許文献５に記載された基地より残部として安価なＦｅを採用するとともにＭｎを排除することで、粉末の硬さを高めることなくＭｏ量を増すことにより、析出するＭｏ珪化物を多くすると同時に一体化させて析出させることが本発明の骨子である。また、Ｓｉ量についても必要なＭｏ珪化物を生成する必要量に止めて最適化を行うことで、粉末の硬さを低減し、Ｍｏ添加量の増大を可能とすることも重要である。本発明は、このような知見に基づいて完成されたものである。
【００１０】
よって、本発明は上記対策に基づきなされたもので、本発明に係る硬質相形成用合金粉末は、全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴としている。
【００１１】
また、本発明に係る耐摩耗性焼結合金用の鉄系混合粉末は、鉄合金基地用粉末に、上記の硬質相形成用合金粉末を質量比で５〜４０％添加してなることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、硬質粒子の分散量を従来技術に比して増加することにより、摩耗の基点を減少させることができ、また、硬質粒子を一体化して析出させて硬質粒子のピン止め効果も増大させることができるため、塑性流動、凝着の発生を最小限に止められることができる。このため、硬質粒子の耐摩耗性を一層向上させて、優れた高温耐摩耗性を発揮するとともに、安価であり、価格性能比の高い耐摩耗性焼結合金を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明の硬質相形成用合金粉末およびそれを用いた鉄系混合粉末について、図面を参照しながら数値限定の根拠とともに説明する。
（１）硬質相形成用合金粉末
本発明の硬質相形成用合金粉末は、安価なＦｅを基材とし、焼結時に基地へ拡散して硬質粒子の固着性の向上に寄与する効果を有する。以下に、硬質相形成用合金粉末の各成分組成の数値限定の根拠について説明する。
【００１４】
Ｍｏ：Ｍｏは主にＳｉと結合して、耐摩耗性、潤滑性に優れたＭｏ珪化物を形成し、焼結合金の耐摩耗性の向上に寄与する。また、一部はＣｒも取り込みＭｏ−Ｃｒ−Ｓｉ合金により形成されるＭｏ珪化物析出型の硬質粒子となる。Ｍｏ含有量が４８質量％未満の場合にはＭｏ珪化物が一体化して析出せず、従来のような粒状のＭｏ珪合物がＣｏ基硬質相中に分散する形態となり、耐摩耗性が従来程度に止まる。逆にＭｏ含有量が６０質量％を超えると、Ｍｎを排除した分および後述するＳｉの減量分、Ｍｏ増量の効果がより大きくなり、粉末の硬さが高くなって成形時の圧縮性を損ねる。また、形成される硬質相が脆くなるため、衝撃によって一部が欠けてしまい、研摩粉の作用によって耐摩耗性が逆に低下する。よって、Ｍｏ含有量は４８〜６０質量％とした。
【００１５】
Ｃｒ：Ｃｒは、硬質相のＦｅ合金基地の強化に寄与する。また、基地へ拡散して、基地の耐摩耗性向上にも寄与する。Ｃｒ含有量が３質量％に満たないとこれらの効果が乏しい。逆に、Ｃｒ含有量が１２質量％を超えると、粉末の酸素量が多くなって粉末表面に酸化被膜が形成されて焼結の進行を阻害するとともに、酸化被膜により粉末が硬くなるため圧縮性の低下が生じる。このため、焼結合金の強度が低下し、耐摩耗性の低下を招くことから、Ｃｒ含有量の上限値は１２質量％とした。以上により、Ｃｒ含有量は３〜１２質量％とした。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは主にＭｏと反応して、耐摩耗性、潤滑性に優れたＭｏ珪化物を形成し、焼結合金の耐摩耗性の向上に寄与する。Ｓｉ含有量が１質量％未満の場合には、十分なＭｏ珪化物が得られないため、十分な耐摩耗性向上効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が過大であると、Ｍｏと反応しないで基地に拡散するＳｉが増える。Ｓｉは基地を硬くするが、同時に脆くもする。このため、ある程度のＳｉの基地への拡散は、硬質相の基地への固着の点で有効である。しかしながら、過大なＳｉの拡散は、基地の耐摩耗性を低下させ、相手攻撃性を増加させることとなるので、好ましくない。ここで、Ｍｏと反応しないＳｉ量を低減すれば、その分粉末の硬さを増加させずに適切なＭｏ量を与えることができる。よって、Ｍｏ量と反応しないで基地に拡散するＳｉが増え始める５質量％をＳｉ含有量の上限とした。以上により、Ｓｉ含有量は１〜５質量％とした。
【００１７】
（２）鉄系混合粉末
本発明の鉄系混合粉末は、鉄合金基地用粉末に、上記の硬質相形成用合金粉末を質量比で５〜４０％添加したものである。ここで、硬質相形成用粉末の添加量は多いほど耐摩耗性が良好となる。しかしながら、鉄系混合粉末全体に対して添加量が５質量％未満では耐摩耗性向上の効果が乏しい。また逆に、添加量が４０質量％を超えると、混合粉末の圧縮性が低くなって焼結後の密度や強度が低くなり、耐摩耗性も低下する。よって、硬質相形成用合金粉末の添加量は、鉄系混合粉末全体に対して５〜４０質量％とした。
【００１８】
上記の鉄系混合粉末を所定の形状に圧粉成形した圧粉体を、非酸化性雰囲気中にて１０００〜１２００℃で焼結することで、鉄合金基地中に、組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、Ｍｏ珪化物を主とする析出物が一体化して析出したＦｅ基硬質相が質量比で５〜４０％分散した耐摩耗性焼結合金が得られる。この耐摩耗性焼結合金では、図１に示すように、Ｆｅ合金基地中に主としてＭｏ珪化物よりなる硬質粒子が一体となって析出する硬質相が、基地組織中に分散する金属組織となる。この硬質相は、硬質で、かつ相手材であるバルブとの親和性が低いＭｏ珪化物により耐摩耗性を一層向上させるとともに、Ｍｏ珪化物よりなる硬質粒子が一体となって析出していることから、金属接触が発生する環境下であっても、基地のピン止め効果により基地の塑性流動や凝着による摩耗を防止する。また、硬質相の母材として安価なＦｅを用いることから、硬質相形成粉末自体が安価であり、価格性能比の高い耐摩耗性焼結合金とすることができる。
【００１９】
これに対し、図２は、従来の耐摩耗性焼結合金を示す模式図である。この耐摩耗性焼結合金では、基地中に、主としてＭｏ珪化物よりなる硬質相を核としてその周囲をＣｏが拡散してなる拡散相（白色相）が取り囲む硬質相が分散している。この硬質相は、硬質ではあるが、Ｍｏ珪化物よりなる硬質粒子が一体となって析出していないことから、基地のピン止め効果が弱く、基地の塑性流動や凝着による摩耗を十分に防止することができない。また、高価なＣｏを母材として使用しているため、耐摩耗性焼結合金自体が高価なものとなる
【００２０】
図１に示す金属組織を得るための推奨される焼結温度は、１０００〜１２００℃である。焼結温度が１０００℃未満では焼結が不十分となり満足できる耐摩耗性を得ることができない。逆に焼結温度が１２００℃を超えると硬質相が溶融、消失し、またＭｏ珪化物が一体化して析出するに必要な各成分が基地へ拡散流出し、Ｍｏ珪化物が粒状となって析出することとなる。
【００２１】
鉄合金基地用粉末の組成およびこれにより得られる金属組織については、特に問われず、上記特許文献１〜３等のＦｅ合金基地を用いることができる。すなわち、これらの従来技術で使用されたＣｏ基硬質相を本願発明のＦｅ基硬質相で置き換えるだけで耐摩耗性を向上させることができる。
【００２２】
以下は、推奨される耐摩耗性焼結合金を得るための、鉄合金基地用粉末の一例であり、鉄合金基地用粉末の構成とともに、これにより得られる金属組織について説明する。
【００２３】
本発明において、推奨される鉄合金基地用粉末は、質量比で、Ｍｏ：１．５〜５．０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成の鉄基合金粉末に、０．３〜１．２％の黒鉛粉末を添加した鉄合金基地用粉末である。
【００２４】
Ｍｏは鋼中に固溶して与えると、ＣＣＴ線図上のベイナイト領域を拡張し、恒温処理のような特殊な冷却工程を採らずとも焼結後の冷却速度で基地組織をベイナイトとする作用を有する。ベイナイトはマルテンサイトに次いで硬くかつ強度の高い組織で、マルテンサイトほどは硬くないため相手部材の攻撃性が低く、かつ、自己の耐摩耗性を確保するために好適な組織である。このＭｏの効果を基地全体で均一に及ぼすため基地を形成する基地形成粉末は、Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末の形態で付与することが効果的である。ただし、合金粉末中のＭｏ量が１．５質量％を下回ると基地のベイナイト化の効果が乏しく、強度の低いパーライトが生成されやすくなる。一方、５．０質量％を超えて与えると、合金粉末が硬くなりすぎて合金粉末の圧縮性を損なうこととなり、この結果、基地の強度および耐摩耗性が低下することとなる。
【００２５】
Ｃは鋼中でＦｅと化合して基地組織中にベイナイトを形成するために添加される。このＣは、合金粉末に固溶して与えると粉末が硬くなり、圧縮性を損なうため、黒鉛粉末の形態で添加する。添加する黒鉛粉末の量が０．３質量％に満たないと、基地の一部に強度の極めて低いフェライトが生成するようになる。一方、１．２質量％を超えて与えると、Ｆｅ基地に過飽和に固溶されたＣが、硬質かつ脆いセメンタイトとして析出するようになり、強度および耐摩耗性が低下することとなる。
【００２６】
このような構成の鉄合金基地用粉末を用いた場合、耐摩耗性焼結合金の全体組成は、質量比で、Ｍｏ：３．８１〜２６．９９％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．１５〜４．８％、Ｃ：０．３〜１．２％、および残部がＦｅおよび不可避不純物となり、焼結後に得られる耐摩耗性焼結合金の金属組織は、図３に示すように、ベイナイト基地中に、Ｆｅ合金基地にＭｏ珪化物が一体となって析出した硬質相が分散するものとなる。
【００２７】
上記の鉄基合金粉末に、さらに、Ｎｉ：３質量％以下を含ませてもよい。上記の鉄基合金粉末（Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末）にＮｉを含有させることで、基地組織の焼き入れ性が向上して、焼結後に得られるベイナイト組織が下部ベイナイト組織となって、強度および耐摩耗性が向上する。ただし、Ｎｉの含有量が３質量％を超えると、鉄基合金粉末が硬くなって圧縮性を損なうこととなる。
【００２８】
この構成の鉄合金基地用粉末を用いた場合、耐摩耗性焼結合金の全体組成は、質量比で、Ｍｏ：３．８１〜２６．９９％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．１５〜４．８％、Ｎｉ：２．８４質量％以下、Ｃ：０．３〜１．２％、および残部がＦｅおよび不可避不純物となり、焼結後に得られる耐摩耗性焼結合金の金属組織は、上記構成と同様、ベイナイト基地中に、Ｆｅ合金基地にＭｏ珪化物が一体となって析出した硬質相が分散するもの（図３）となるが、ベイナイト部分の硬さはより高く、より耐摩耗性の高いものとなる。
【００２９】
また、上記の鉄合金基地用粉末（鉄基合金粉末と黒鉛粉末の混合粉末）に、さらに、１３質量％以下のＮｉ粉末を添加してもよい。この場合、単味粉末の形態で添加したＮｉ粉末よりＮｉが焼結時に基地に拡散して基地の焼き入れ性を向上させ、その拡散部の金属組織を硬いマルテンサイトとして基地の耐摩耗性を向上させることができる。また、元のＮｉ粉末の部分はＮｉ濃度が高く、その部分は軟質なオーステナイトとして残留して、耐摩耗性焼結合金のなじみ性を向上させるとともに、硬いマルテンサイトの相手攻撃性を緩和する作用を有する。このような作用を有するＮｉの単味粉末を上記の鉄合金基地用粉末に添加していくと、その添加量が増加するにしたがい、ベイナイト基地中のマルテンサイトの量が割合が増加するとともに、オーステナイトの量が増加して、耐摩耗性焼結合金の基地硬さが増加して耐摩耗性が向上する。また、Ｎｉ粉末の添加量がおよそ１０質量％程度でマルテンサイト量が最大となって、耐摩耗性焼結合金の基地硬さが最大となり、自己の耐摩耗性は最大となる。さらにＮｉの添加量を増加させるとオーステナイト量が増加して、マルテンサイト量は減少に転じることとなって、耐摩耗性焼結合金の基地硬さは低下することとなるが、なじみ性向上や相手攻撃性低下の効果が大きくなる。ただし、Ｎｉ粉末の添加量が１３質量％を超えると、軟質なオーステナイトが増加しすぎる結果、却って耐摩耗性が低下することとなる。Ｎｉ粉末の添加はこれらの作用を有することから、１３質量％以下のＮｉ粉末を上記の鉄合金基地用粉末に添加することで、耐摩耗性焼結合金の自己の耐摩耗性、相手攻撃性、なじみ性を要求される特性に応じて調整することができる。
【００３０】
このような構成の鉄合金基地用粉末を用いた場合、耐摩耗性焼結合金の全体組成は、質量比で、Ｍｏ：３．８１〜２６．９９％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．１５〜４．８％、Ｎｉ：１５．４５質量％以下、Ｃ：０．３〜１．２％、および残部がＦｅおよび不可避不純物となり、焼結後に得られる耐摩耗性焼結合金の金属組織は、図４に示すように、ベイナイトとマルテンサイトとオーステナイトとの混合組織を呈する基地中に、Ｆｅ合金基地にＭｏ珪化物が一体となって析出した硬質相が分散するものとなる。
【実施例１】
【００３１】
［硬質相形成用合金粉末の組成の影響］
基地成形用合金粉末として上記文献２に開示されたＦｅ−６．５Ｃｏ−１．５Ｍｏ−Ｎｉ合金粉末を用意し、表１に示す組成の硬質相形成用合金粉末を２５質量％と、黒鉛粉末１．１質量％と成形潤滑剤（ステアリン酸亜鉛０．８質量％）とを添加、混合し、混合粉末を成形圧力６５０ＭＰａでφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。次に、これら成形体を、アンモニア分解ガス雰囲気中で１１８０℃で６０分間焼結し、試料０１〜１６を作製した。以上の試料について、簡易摩耗試験を行った結果を表１に併記する。
【００３２】
なお、簡易摩耗試験は、高温下で叩きと摺動の入力がかかる状態で行った。具体的には、上記リング状試験片を、内径面に４５°のテーパ面を有するバルブシート形状に加工し、焼結合金をアルミ合金製ハウジングに圧入嵌合した。そして、ＳＵＨ−３６素材で作製した外形面に一部４５°のテーパ面を有する円盤形状の相手材（バルブ）を、モータ駆動による偏心カムの回転によって上下ピストン運動させることにより、焼結合金と相手材とのテーパ面同士を繰り返し衝突させた。すなわち、バルブの動作は、モータ駆動によって回転する偏心カムによってバルブシートから離れる開放動作と、バルブスプリングによるバルブシートへの着座動作とを繰り返し、上下ピストン運動が実現される。なお、この試験では、相手材をバーナーで加熱して焼結合金が２５０℃となるように温度設定し、簡易摩耗試験叩き回数を２８００回／分、繰り返し時間を１５時間とした。このようにして試験後のバルブシートの摩耗量およびバルブの摩耗量を測定して評価を行った。
【００３３】
【表１】
2006274359.tif 000003
【００３４】
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＭｏ量との関係）
硬質相形成用合金粉末中のＭｏ量が４８〜６０質量％の範囲である焼結合金（試料番号０２〜０５）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、Ｍｏ量が４８〜６０質量％の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号０１，０６）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっており、バルブの摩耗量も比較的高い。したがって、硬質相形成用合金粉末中のＭｏ量が４８〜６０質量％の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。
【００３５】
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＣｒ量との関係）
硬質相形成用合金粉末中のＣｒ量が３〜１２質量％の範囲である焼結合金（試料番号０３，０８〜１０）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、Ｃｒ量が３〜１２質量％の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号０７，１１）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっている。したがって、硬質相形成用合金粉末中のＣｒ量が３〜１２質量％の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。
【００３６】
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＳｉ量との関係）
硬質相形成用合金粉末中のＳｉ量が１〜５質量％の範囲である焼結合金（試料番号０３，１３，１４）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、Ｓｉ量が１〜５質量％の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号１２，１５）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっている。したがって、硬質相形成用合金粉末中のＳｉ量が１〜５質量％の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。
【００３７】
（本発明の硬質相と従来硬質相との比較）
上記の本発明の硬質相形成用合金粉末を用いた試料（試料番号０２〜０５，０８〜１０，１３，１４）および従来のＣｏ基硬質相形成用合金粉末の試料（試料番号１６）の金属組織を観察したところ、本発明の硬質相形成用合金粉末を用いた試料では、図１に示したように、Ｍｏ珪化物を主とする析出物が一体化して析出していることが確認された。一方、従来のＣｏ基硬質相形成用合金粉末の試料では、図２に示したような、Ｍｏ珪化物を主とする析出物が、一体ではなく、群状に析出していることが確認された。
【００３８】
表１において、従来のＣｏ基硬質相形成用合金粉末の試料と、上記の成分組成が本発明範囲内の硬質相形成用合金粉末の試料とを比較すると、本発明範囲の硬質相形成用合金粉末を用いた試料は、いずれの場合も従来のＣｏ基硬質相形成用合金粉末を用いた場合よりも、バルブシート摩耗量、バルブ摩耗量が低減でき、合計摩耗量が低減されていることが判る。特に、バルブ摩耗量は顕著に低減されており、これは、金属組織観察において確認されたように、潤滑性を有するＭｏ珪化物が一体化して析出しているからである。
【実施例２】
【００３９】
［硬質相形成用合金粉末の添加量の影響］
基地成形用合金粉末として上記文献２に開示されたＦｅ−６．５Ｃｏ−１．５Ｍｏ−Ｎｉ合金粉末を用意するとともに、実施例１の試料０３で用いた硬質相形成用合金粉末を用意し、硬質相形成用合金粉末の添加量を表２に示す量に設定して、実施例１と同じ条件でφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。次に、これら成形体を、アンモニア分解ガス雰囲気中で１１８０℃で６０分間焼結し、試料１７〜２３を作製した。以上の試料について、簡易摩耗試験を行った結果を表２に併記する。
【００４０】
【表２】
2006274359.tif 000004
【００４１】
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末の添加量との関係）
混合粉末全体の質量に対する硬質相形成用合金粉末の添加量が５〜４０質量％の範囲である焼結合金（試料番号０３，１８〜２２）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、硬質相形成用合金粉末の添加量が５〜４０質量％の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号１７，２３）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっている。したがって、混合粉末全体の質量に対する硬質相形成用合金粉末の添加量が５〜４０質量％の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。なお、本発明の焼結合金（試料番号０３，１８〜２２）はいずれも、従来例の焼結合金（試料番号１６）に比して、バルブシートおよびバルブの双方について、摩耗量が少ないという良好な結果が得られている。
【実施例３】
【００４２】
［焼結温度の影響］
基地成形用合金粉末として上記文献２に開示されたＦｅ−６．５Ｃｏ−１．５Ｍｏ−Ｎｉ合金粉末を用意するとともに、実施例１の試料０３で用いた硬質相形成用合金粉末を用意し、実施例１と同じ条件でφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。次に、これら成形体を、焼結温度を表３に示す温度をそれぞれ設定して、アンモニア分解ガス雰囲気中で６０分間焼結し、試料２４〜２８を作製した。以上の試料について、簡易摩耗試験を行った結果を表３に併記する。
【００４３】
【表３】
2006274359.tif 000005
【００４４】
（摩耗量と焼結温度との関係）
焼結温度が１０００〜１２００℃の範囲である焼結合金（試料番号３，２５〜２７）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、焼結温度が１０００〜１２００℃の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号２４，２８）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっている。したがって、焼結温度が１０００〜１２００℃の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。なお、本発明の焼結合金（試料番号０３，２５〜２７）はいずれも、従来例の焼結合金（試料番号１６）に比して、バルブシートとバルブとの合計摩耗量について、良好な結果が得られている。
【実施例４】
【００４５】
［硬質相の影響］
基地形成用合金粉末として、特許文献１に開示のＦｅ−３Ｃｒ−０．３Ｍｏ−０．３Ｖ合金粉末と、Ｆｅ−６．５Ｃｏ−１．５Ｍｏ−１．５Ｎｉ合金粉末とを単独で用意するか、またはこれらの合金粉末を１：１の割合で混合した混合粉末を用意した。また、硬質相形成用合金粉末として、本発明のＦｅ−５０Ｍｏ−１０Ｃｒ−３Ｓｉ合金と、従来のＣｏ−３Ｃｒ−０．３Ｍｏ−０．３Ｖ合金とをそれぞれ用意した。そして、硬質相形用成合金粉末２５質量％と黒鉛粉末１．１質量％を表４に示す割合の基地形成用粉末に添加して実施例１と同じ条件でφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。次に、これら成形体を、アンモニア分解ガス雰囲気中で１１８０℃にて６０分間焼結し、試料０３，１６，２９〜３２を作製した。以上の試料について、簡易摩耗試験を行った結果を表４に併記する。
【００４６】
【表４】
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【００４７】
（摩耗量と硬質相との関係）
いずれの基地形成用合金粉末を使用した場合であっても、本発明の硬質相形用成合金粉末を使用した場合（試料番号０３，２９，３０）は、従来の硬質相形成用合金粉末を使用した場合（試料番号１６，３１，３２）よりも、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。したがって、本発明の硬質相形成用合金粉末を使用すれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。
【実施例５】
【００４８】
［基地形成用合金粉末の組成の影響］
基地用粉末として表５に示す組成のものを用意するとともに、実施例１の試料０３で用いた硬質相形成用合金粉末を２５質量％と、表５に示す量の黒鉛粉末を添加して実施例１と同じ条件でφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。次に、これら成形体を、アンモニア分解ガス雰囲気中で１１８０℃にて６０分間焼結し、試料３３〜４９を作製した。以上の試料について、簡易摩耗試験を行った結果を表５に併記する。
【００４９】
【表５】
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【００５０】
（摩耗量と基地形成用合金粉末中のＭｏ量との関係）
基地形成用合金粉末中のＭｏ量が１．５〜５．０質量％の範囲である焼結合金（試料番号３４〜３７）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、Ｍｏ量が１．５〜５．０質量％の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号３３，３８）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっており、バルブの摩耗量も比較的高い。したがって、硬質相形成用合金粉末中のＭｏ量が１．５〜５．０質量％の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。
【００５１】
（摩耗量と基地形成用合金粉末中のＮｉ量との関係）
基地形成用合金粉末中のＭｏ量が３．５質量％の焼結合金（試料番号３６）と、基地形成合金粉末中にＭｏ：３．５質量％と表５に記載の割合のＮｉを与えた焼結合金（試料番号４５〜４９）を比較することで、基地形成合金粉末にＮｉを固溶させて与えた場合の影響が確認できる。これらの焼結合金より、Ｍｏを３．５質量％含有する基地形成用合金粉末中のＮｉを与えることで耐摩耗性が向上し、Ｎｉ含有量が増加するにつれてさらに耐摩耗性が向上していることが判る。ただし、この効果はＮｉ含有量が２質量％をピークとし、Ｎｉ含有量が３質量％では未添加のものとほぼ同等の耐摩耗性となって、これよりさらにＮｉ含有量が増加すると、耐摩耗性が却って低下して摩耗量が増大することが判る。したがって、Ｍｏを含有する基地形成用合金粉末にＮｉを含有することでさらに耐摩耗性を向上できるが、３質量％を超える添加は却って耐摩耗性を低下させるため、添加量上限は３質量％とする必要があることが確認された。
【００５２】
（金属組織観察結果）
上記の本発明の成分組成の範囲の基地形成用合金粉末を用いた焼結合金（試料番号３４〜３７，４５〜４８）の金属組織を観察したところ、図３に示すような、Ｍｏ珪化物を主体とする析出物が一体となって析出する硬質相が、ベイナイト基地組織中に分散する金属組織を呈していることが確認された。
【実施例６】
【００５３】
［原料粉末の組成の影響］
基地形成用合金粉末として実施例５の試料３６で用いたものを用意し、硬質相形成用合金粉末として実施例１の試料０３で用いたものを２５質量％添加するとともに、さらに表６に示す割合で黒鉛粉末とＮｉ粉末を添加、混合した原料粉末を、実施例１と同じ条件でφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。次に、これら成形体を、アンモニア分解ガス雰囲気中で１１８０℃にて６０分間焼結し、試料５０〜６０を作製した。以上の試料について、簡易摩耗試験を行った結果を表６に併記する。
【００５４】
【表６】
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【００５５】
（摩耗量と黒鉛粉末添加量との関係）
原料粉末中の黒鉛粉末の添加量が０．３〜１．２質量％の範囲である焼結合金（試料番号３６，５１〜５４）は、バルブシートおよびバルブの摩耗量が安定して低くなっており、良好な耐摩耗性を示すことが判る。一方、黒鉛粉末の添加量が０．３〜１．２質量％の範囲を逸脱している焼結合金（試料番号５０，５５）は、特にバルブシートの摩耗量が顕著に高くなっており、バルブの摩耗量も比較的高い。したがって、原料粉末への黒鉛粉末の添加量が０．３〜１．２質量％の範囲であれば、優れた耐摩耗性が実現されることが確認された。
【００５６】
（摩耗量とＮｉ粉末添加量との関係）
原料粉末中にＮｉ粉末を含有しない焼結合金（試料番号３６）と、原料粉末に表６に示す割合のＮｉ粉末を添加した焼結合金（試料番号５６〜６０）を比較することで、原料粉末にＮｉ粉末を添加した場合の影響が確認できる。これらの焼結合金より、原料粉末中にＮｉを与えることで耐摩耗性が向上し、Ｎｉ含有量が増加するにつれてさらに耐摩耗性が向上していることが判る。ただし、この効果はＮｉ粉末の添加量が１０質量％をピークとし、Ｎｉ粉末の添加量が１３質量％では未添加のものとほぼ同等の耐摩耗性となって、これよりさらにＮｉ粉末の添加量が増加すると、耐摩耗性が却って低下して摩耗量が増大することが判る。したがって、原料粉末にＮｉ粉末を添加することでさらに耐摩耗性を向上できるが、１３質量％を超えるＮｉ粉末の添加は却って耐摩耗性を低下させるため、添加量上限は１３質量％とする必要があることが確認された。
【００５７】
（金属組織観察結果）
上記のＮｉ添加量が１３質量％以下の原料粉末を用いた焼結合金（試料番号５６〜５９）の金属組織を観察したところ、図４に示すような、Ｍｏ珪化物を主体とする析出物が一体となって析出する硬質相が、ベイナイトとオーステナイトとマルテンサイトとの混合組織を呈する基地組織中に分散する金属組織を呈していることが確認された。
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明の焼結合金は、耐摩耗性を向上させたことにより、自動車エンジンの高性能化により作動条件が近年一段と厳しくなっているバルブシートに適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】本発明の鉄系混合粉末を用いて得られる耐摩耗性焼結部材の金属組織を表す模式図である。
【図２】従来の耐摩耗性焼結部材の金属組織を表す模式図である。
【図３】本発明の鉄系混合粉末を用いて得られる耐摩耗性焼結合金の金属組織を表す模式図である。
【図４】本発明の鉄系混合粉末を用いて得られる耐摩耗性焼結合金の金属組織を表す模式図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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