(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体組成が、質量比で、Ｐ：０．０１〜０．３％、Ｃ：１．３〜３％、Ｃｕ：１〜４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなり、
気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄−リン−炭素化合物相、および銅相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、
断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄−リン−炭素化合物相が、３〜２５％であり、前記銅相が、０．５〜３．５％であることを特徴とする焼結バルブガイド材。
【請求項２】
前記鉄−リン−炭素化合物相は、倍率２００倍の断面組織の視野において、該視野に対する面積率が０．０５％以上の板状鉄−リン−炭素化合物であり、前記視野に対する面積率が０．１５％以上の板状鉄−リン−炭素化合物の総面積が、前記板状鉄−リン−炭素化合物の総面積の３〜５０％であることを特徴とする請求項１に記載の焼結バルブガイド材。
【請求項３】
前記基地組織の粉末粒界および前記気孔中に、硫化マンガン粒子、珪酸マグネシウム系鉱物粒子、弗化カルシウム粒子のうちの少なくとも１種が、２質量％以下さらに分散することを特徴とする請求項１または２に記載の焼結バルブガイド材。
【請求項４】
原料粉末の全体組成が、質量比で、Ｐ：０．０１〜０．３％、Ｃ：１．３〜３％、Ｃｕ：１〜４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、鉄燐合金粉末、銅粉末および黒鉛粉末を添加し、混合する原料粉末調整工程と、
成形型の円管状のキャビティに前記原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程と、
前記圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度９７０〜１０７０℃で焼結する工程とを有することを特徴とする焼結バルブガイド材の製造方法。
【請求項５】
前記原料粉末の全体組成におけるＰ量を０．０１〜０．１質量％未満としたことを特徴とする請求項４に記載の焼結バルブガイド材の製造方法。
【請求項６】
前記加熱温度における保持時間が１０〜９０分であることを特徴とする請求項４または５に記載の焼結バルブガイド材の製造方法。
【請求項７】
前記加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃に冷却する際の冷却速度が、５〜２５℃／分であることを特徴とする請求項４〜６のいずれかに記載の焼結バルブガイド材の製造方法。
【請求項８】
前記加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃の間の領域において、１０〜９０分の間、恒温保持した後、冷却することを特徴とする請求項４〜６のいずれかに記載の焼結バルブガイド材の製造方法。
【請求項９】
前記原料粉末の調製工程において、さらに、硫化マンガン粉末、珪酸マグネシウム鉱物粉末、弗化カルシウム粉末から選択される少なくとも１種の粉末を前記原料粉末の２質量％以下となるように添加することを特徴とする請求項４〜８のいずれかに記載の焼結バルブガイド材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、内燃機関に用いられる焼結バルブガイド材およびその製造方法に係り、特に、耐摩耗性をより一層向上させる技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
内燃機関に用いられるバルブガイドは、内燃機関の燃焼室への燃料混合ガスを吸気する吸気バルブおよび燃焼室から燃焼ガスを排気する排気バルブのステム（竿部）を、その内周面で支持する円管状の部品であり、自己の耐摩耗性とともにバルブステムを摩耗させず円滑な摺動状態を長期に亘り維持することが必要である。このようなバルブガイドとしては、従来、鋳鉄製のものが使用されてきたが、焼結合金は、溶製材では得ることができない特殊な金属組織の合金を得ることができ耐摩耗性を付与できること、一度金型を作製すれば同じ形状の製品が多量に製造でき大量生産に向くこと、ニアネットシェイプに造形でき機械加工にともなう材料の歩留まりが高いこと、等の理由から、焼結合金製（特許文献１〜４等）のものが多く使われるようになってきた。
【０００３】
特許文献１の焼結バルブガイド材は、重量比で、炭素（Ｃ）１．５〜４％、銅（Ｃｕ）１〜５％、錫（Ｓｎ）０．１〜２％、リン（Ｐ）０．１〜０．３％未満および鉄（Ｆｅ）残部の鉄系焼結合金からなる焼結バルブガイド材である。この特許文献１の焼結バルブガイド材の金属組織写真およびその模式図を図３に示す。図３に示すように、特許文献１の焼結バルブガイド材では、銅および錫を添加して基地強化されたパーライト基地中に鉄−リン−炭素化合物相が析出する。また、鉄−リン−炭素化合物が周囲の基地からＣを吸収して板状に成長する結果、鉄−リン−炭素化合物相に接する部分にフェライト相が分散する。また、焼結時の高温下で常温での固溶限を超えて基地中に一旦溶け込んだＣｕが、冷却時に基地中に析出した銅合金相が分散している。なお、図３（ａ）の金属組織写真において、黒鉛相は金属組織を観察するため試料を研磨した際に脱落し観察できないが、図３（ｂ）の模式図に示すように、大きい気孔内部には黒鉛が残留し黒鉛相として分散する。この特許文献１の焼結バルブガイド材は、上記の鉄−リン−炭素化合物相により優れた耐摩耗性を発揮することから、自動四輪車の内燃機関用バルブガイドのスタンダード材として国内外の自動車メーカにて搭載され実用化が進んでいる。
【０００４】
また、特許文献２の焼結バルブガイド材は、特許文献１の焼結バルブガイド材の被削性を改善するため、特許文献１の焼結バルブガイド材の金属マトリックス中に、メタ珪酸マグネシウム系鉱物やオルト珪酸マグネシウム系鉱物等を粒間介在物として分散させたものであり、特許文献１の焼結バルブガイド材と同じく、国内外の自動車メーカにて搭載され実用化が進んでいる。
【０００５】
特許文献３、４に開示された焼結バルブガイド材は、より一層の被削性の改善を図ったものであり、リン量を低減させることで硬質な鉄−リン−炭素化合物相の分散量を、バルブガイドの耐摩耗性維持のため必要な量だけに低減させて、被削性を改善したものであり、国内外の自動車メーカにて搭載され実用化が始まっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特公昭５５−３４８５８号公報
【特許文献２】特許第２６８０９２７号公報
【特許文献３】特許第４３２３０６９号公報
【特許文献４】特許第４３２３４６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
近年、各種産業用機械部品においては低コスト化の要求が高まってきており、自動車部品についても低コスト化の要求が高まってきている。このような中、内燃機関用焼結バルブガイド材としても、低コスト化の要求が高まってきている。
【０００８】
その一方で、最近の自動車用内燃機関等の高性能化や燃費向上にともなって、内燃機関稼働中のバルブガイドは一段と高温および高面圧下に曝されることとなり、さらに最近の環境意識の高まりの中でバルブガイドとバルブステムとの境界面に供給される潤滑油の供給量が減少される傾向があり、バルブガイドにとってより過酷な摺動環境となってきている。このような背景から、特許文献１、特許文献２の焼結バルブガイド材相当の耐摩耗性が要求されている。
【０００９】
したがって、本発明は、従来の焼結バルブガイド材、すなわち上記特許文献１、特許文献２等と同等の耐摩耗性を有するとともに、低コストな焼結バルブガイド材およびその製造方法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】
【００１０】
上記目的を達成する本発明の焼結バルブガイド材は、全体組成が、質量比で、Ｐ：０．０１〜０．３％、Ｃ：１．３〜３％、Ｃｕ：１〜４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなり、気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄−リン−炭素化合物相、および銅相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄−リン−炭素化合物相が、３〜２５％であり、前記銅相が、０．５〜３．５％であることを特徴とする。
【００１１】
上記の本発明の焼結バルブガイド材においては、鉄−リン−炭素化合物相は、倍率２００倍の断面組織の視野において、該視野に対する面積率が０．０５％以上の板状鉄−リン−炭素化合物として識別することができる。この場合において、前記視野に対する面積率が０．１５％以上の板状鉄−リン−炭素化合物の総面積が、前記板状鉄−リン−炭素化合物の総面積の３〜５０％であると、耐摩耗性を向上させることができる。なお、本発明においては、鉄−リン−炭素化合物以外に鉄炭化物も析出するが、鉄炭化物と鉄−リン−炭素化合物を金属組織上区別することは困難であるため、以下の説明においては、「鉄−リン−炭素化合物」には鉄炭化物も含むものとする。これについては請求項の記載も同様である。
【００１２】
また、基地組織の粉末粒界および前記気孔中に、硫化マンガン粒子、珪酸マグネシウム系鉱物粒子、弗化カルシウム粒子のうちの少なくとも１種が、２質量％以下さらに分散することが好ましい。
【００１３】
本発明の焼結バルブガイド材の製造方法は、原料粉末の全体組成が、質量比で、Ｐ：０．０１〜０．３％、Ｃ：１．３〜３％、Ｃｕ：１〜４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、鉄燐合金粉末、銅粉末および黒鉛粉末を添加し、混合する原料粉末調整工程と、成形型の円管状のキャビティに前記原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程と、前記圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度９７０〜１０７０℃で焼結する工程とを有することを特徴とする。
【００１４】
上記の本発明の焼結バルブガイド材の製造方法においては、前記加熱温度における保持時間が１０〜９０分であることを好ましい態様とする。さらに、前記加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃に冷却する際の冷却速度が、５〜２５℃／分であること、もしくは前記加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃の間の領域において、１０〜９０分の間、恒温保持した後、冷却することを好ましい態様とする。そして、前記原料粉末の調製工程において、さらに、硫化マンガン粉末、珪酸マグネシウム鉱物粉末、弗化カルシウム粉末から選択される少なくとも１種の粉末を前記原料粉末の２質量％以下となるように添加することを好ましい態様とする。
【００１５】
本発明の焼結バルブガイド材は、全体組成中からＳｎを省いて低コストとしつつ、必要な量の鉄−リン−炭素化合物相と銅相を分散させたことで、従来の焼結バルブガイド材と同等の耐摩耗性とバルブガイドとして必要十分な強度を兼ね備えたものである。また、本発明の焼結バルブガイド材の製造方法は、上記の本発明の焼結バルブガイド材を、従来と同等の簡便な方法で製造できるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明の焼結バルブガイド材をナイタールでエッチングしたときの金属組織写真およびその模式図であり、図１（ａ）が金属組織写真、図１（ｂ）が図１（ａ）の金属組織写真の模式図である。
【図２】本発明の焼結バルブガイド材を村上試薬でエッチングしたときの金属組織写真および画像処理した結果を示す模式図であり、図２（ａ）が金属組織写真、図２（ｂ）が図２（ａ）の金属組織写真を画像処理して、鉄−リン−炭素化合物相を抽出した結果を示す模式図である。
【図３】従来の焼結バルブガイド材の金属組織写真およびその模式図であり、図３（ａ）が金属組織写真、図３（ｂ）が図３（ａ）の金属組織写真の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
焼結バルブガイド材においては、自己の耐摩耗性を高めることも重要であるが、相手材となるバルブステムの摩耗を抑制することも重要である。この点で、上記の特許文献１の焼結バルブガイド材においては、基地中に硬質な鉄−リン−炭素化合物を分散させることにより自己の耐摩耗性を高めるとともに、基地中に軟質な銅錫合金相を分散させることにより、相手材（バルブステム）に対する攻撃性を緩和するとともに、相手材（バルブステム）とのなじみ性を付与したものである。
【００１８】
本発明の焼結バルブガイド材およびその製造方法においては、低コストとするため、比較的高価な銅錫合金粉末を用いず、比較的安価な銅粉末を用いて、基地中に銅相を分散させるとともに、銅粉末から基地へのＣｕの拡散状態を制御し、銅粉末を未拡散の状態で残留させて銅相を形成することで銅相の分散量を制御したことを特徴とする。また、上記のように基地へのＣｕの拡散状態を制御したことにより、特許文献３および特許文献４のようにＰ量を低減しても、特許文献１と同等の大きさ、量の鉄−リン−炭素化合物相を得ることを可能にした。
【００１９】
以下に、本発明の焼結バルブガイド材およびその製造方法につき詳細に説明する。
本発明の焼結バルブガイド材の断面組織を鏡面研磨し、ナイタール（１質量％硝酸アルコール溶液）でエッチングしたときの金属組織を図１に示す。図１（ａ）は金属組織写真であり、図１（ｂ）はその模式図である。図１に示すように、本発明の焼結バルブガイド材の金属組織は、気孔と気孔を除く基地からなり、気孔は基地中に分散している。この気孔は原料粉末を成形した際の原料粉末間の隙間が残留して形成されたものであり、原料粉末の鉄粉末の部分が基地（鉄基地）を形成する。基地はパーライト相、フェライト相、鉄−リン−炭素化合物相、および銅相の混合組織からなる。また、図１（ａ）の金属組織写真において、黒鉛相は金属組織を観察するため試料を研磨した際に脱落し観察できないが、図１（ｂ）の模式図に示すように、大きい気孔内部には黒鉛が残留し黒鉛相として分散する。
【００２０】
鉄−リン−炭素化合物相は板状に析出しており、図３に示す従来の焼結バルブガイド材とほぼ同等の形状および量となっている。また、銅相は、上記のように銅粉末から基地へのＣｕの拡散状態を制御し、銅粉末を未拡散の状態で残留させて形成したものであり、図１に示すように、未拡散の状態で気孔中もしくは気孔に隣接した状態で分散する。
【００２１】
図２（ａ）は、同じ焼結バルブガイド材を村上試薬（ヘキサシアノ鉄酸カリウム、水酸化カリウム各１０質量％水溶液）でエッチングしたときの金属組織写真であり、図２（ｂ）は図２（ａ）を画像解析した模式図である。図２より、板状の鉄−リン−炭素化合物相は濃くエッチングされ（灰色の部分）、パーライト部分は薄くエッチングされている（白色の部分）。なお、図２の黒い部分は気孔である。したがって、板状の鉄−リン−炭素化合物相は、パーライトを構成する鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）と上記のようにして区別できる。
【００２２】
本発明の焼結バルブガイド材において、銅相は、相手材（バルブステム）に対する攻撃性の緩和、および相手材（バルブステム）とのなじみ性向上のため必須である。銅相は、基地中に分散する量が金属組織断面における面積比で０．５％に満たないとこれらの効果が乏しくなる。また、基地中に分散する銅相の量が増加させると、上記効果も向上するが、基地中に分散する銅相の量がある程度以上となると、上記効果の向上の割合があまり増加しなくなってくる。その一方で、銅相の量を増加するためにはＣｕ量を増加させる必要があるが、Ｃｕ量を増加するとその分コストが増加する。この点から基地中に分散する銅相の量を金属組織断面における面積比で３．５％を上限とする。
【００２３】
Ｃｕは、銅粉末の形態で付与され、上記の銅相の形成のほか、基地に拡散して銅相を基地に固着させる作用、および基地中に固溶して基地の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を発揮するため全体組成中のＣｕ量は１質量％以上が必要となる。ところで、本発明において銅相は、原料粉末に添加して付与された銅粉末を一部未拡散の状態で残留させて形成するが、Ｃｕの拡散量が増加すると、その分銅相として残留するＣｕの量が減少する。また、Ｃｕの拡散量が増加すると、上記の基地に拡散して銅相を基地に固着させる作用、および基地中に固溶して基地の強度を向上させる作用は増加するが、内燃機関用バルブガイドとしての使用を考慮すると、圧環強さで５００ＭＰａ以上であれば、十分使用できるものとなる。したがって、過度にＣｕを基地に拡散させる必要はなく、必要十分なだけのＣｕを基地に拡散させて、残部を未拡散の状態として銅相を形成することがコストの点から有効である。これらのことから全体組成中のＣｕ量の上限を４質量％とする。以上より全体組成中のＣｕ量を１〜４質量％とする。また、原料粉末に添加する銅粉末の量を１〜４質量％とする。
【００２４】
上記のように、原料粉末に添加された銅粉末から必要十分なだけのＣｕを基地に拡散させて、残部を未拡散の状態として銅相を形成するためには、焼結時の加熱温度（焼結温度）が重要となる。Ｃｕは融点が１０８４．５℃であり、この温度を超えて焼結すると原料粉末に添加された銅粉末は全て溶融して鉄基地中に拡散してしまい、銅相として残留できなくなる。また、融点を超えない温度であっても、焼結時の加熱温度が高くなると、その分基地へのＣｕの拡散量が増加する。このため、必要十分なだけのＣｕを拡散させるため焼結時の加熱温度上限を１０７０℃とする。その一方で焼結時の加熱温度が低くなると、上記のＣｕのみならず、鉄粉末どうしの拡散接合、他の元素（Ｐ、Ｃ）の拡散が不充分となり、強度および耐摩耗性が低くなる。このため焼結時の加熱温度の下限を９７０℃とする。この温度の範囲でＣｕは液相を発生せず、固相拡散でＣｕの一部は基地へ拡散する。
【００２５】
Ｐは、硬質な鉄−リン−炭素化合物の形成に寄与し、焼結バルブガイド材の耐摩耗性向上に寄与する。全体組成におけるＰ量は、過多となると硬質な鉄−リン−炭素化合物の量が増加して相手材の摩耗を促進するとともに、焼結バルブガイド材を脆化させて強度を低下させる。このためＰ量の上限を０．３質量％とする。また、特許文献１において、必要量の鉄−リン−炭素化合物を得るにあたり、Ｐ量下限は０．１質量％と記載されているが、本願発明においてはＳｎを用いずＣｕのみとするとともに、上記のようにしてＣｕの拡散状態を制御したことによりＰ量下限を０．０１質量％まで拡張することができる。
【００２６】
すなわち、Ｃｕは、鋼の臨界冷却速度を小さくする元素であり、鋼の焼入れ性を改善する効果を有する。すなわち、連続冷却変態図のパーライトノーズを時間の遅い側（右側）に移動させる効果を有する。このような効果を有するＣｕが鉄基地中にある程度、均一に拡散した状態で加熱温度から冷却すると、パーライトノーズが時間の遅い側に移行する結果、鉄基地中の焼入れ性が改善され、通常の焼結炉における冷却速度では、鉄−リン−炭素化合物が充分に成長する間がなく冷却されるため、Ｐ量が少ないと核となる鉄−リン−炭素化合物が少なくなって、微細なパーライト組織となり易い。
【００２７】
しかしながら、上記のようにＣｕの拡散量を必要十分なだけに止めた結果、基地中でＣｕ濃度の高い部分とＣｕ濃度の低い部分が混在するＣｕ濃度の不均一な状態となり、Ｃｕ濃度の低い部分ではＣｕの焼入れ性改善の効果が薄くなる。このため基地のＣｕ濃度の低い部分では、焼結後の冷却においてＰ量が少なく、核となる鉄−リン−炭素化合物の量が少なくても、鉄−リン−炭素化合物が周囲のＣを吸収して十分な大きさに成長することが可能となる。このためＰ量を低減しても、特許文献１と同等の大きさ、量の鉄−リン−炭素化合物が得られる。
【００２８】
なお、鉄−リン−炭素化合物は、周囲のＣを吸収して成長するとともに、近傍の鉄−リン−炭素化合物と結合、吸収して成長するため、鉄−リン−炭素化合物周囲においてはＣが少なくなり、フェライト相が分散する。
【００２９】
鉄−リン−炭素化合物相の量は、少ないと耐摩耗性が低下するため、気孔を含む断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で３％以上必要である。その一方で、過大となると相手（バルブステム）に対する攻撃性が高まり相手材の摩耗を生じさせたり、バルブガイドの強度の低下、バルブガイドの被削性の低下等の問題が生じることから、上限を２５％とする。なお、パーライトは微細な鉄炭化物とフェライトとの層状組織であり、厳密には鉄−リン−炭素化合物と区別ができないが、本発明における板状の鉄−リン−炭素化合物は、断面金属組織において、画像解析ソフトウェア（例えば三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦ等）によって、図２（ｂ）に示すように、閾値を制御して濃い色の部分、すなわち鉄−リン−炭素化合物相のみ抽出し、その面積を解析することにより面積比を求めることができる。
【００３０】
上記の鉄−リン−炭素化合物は、上記の画像解析を行うと、前述のように倍率２００倍の断面組織の視野において、いずれも面積率が０．０５％以上として識別される。したがって、画像解析において面積率が０．０５％以上の部分を積算しても求めることができる。そして、板状鉄−リン−炭素化合物相においては、上記の断面面積比とした上で、倍率２００倍の断面組織の視野において、面積率が０．１５％以上の大きな板状鉄−リン−炭素化合物相が、板状鉄−リン−炭素化合物相の３〜５０％であると耐摩耗性の観点より好ましいことも既に述べた。
【００３１】
Ｐは、鉄燐合金粉末の形態で付与される。銅燐合金粉末は、液相発生温度が、Ｐ量が１．７〜１４質量％未満のもので７１４℃、Ｐ量が１４質量％のもので１０２２℃と、上記の焼結時の加熱温度において容易に液相を発生し、銅粉末と反応して銅粉末から液相が発生するから使用できない。一方、Ｐ量が２．８〜１５．６質量％で、残部がＦｅの鉄燐合金粉末は液相発生温度が１０５０℃であり、Ｐ量が１５．６〜２１．７質量％で、残部がＦｅの鉄燐合金粉末は液相発生温度が１１６６℃である。したがって、Ｐ量が１５．６〜２１．７質量％で、残部がＦｅの鉄燐合金粉末を用いれば上記の焼結時の加熱温度の範囲で液相を発生せず、銅粉末から基地へのＣｕの拡散は上記のように固相拡散で行われる。なお、焼結炉内の温度のバラツキを考慮すると、多少温度バラツキがあったとしても液相発生が生じないＰ量が１５．６〜２１．７％の鉄燐合金粉末を用いることが好ましい。
【００３２】
Ｃは上記の鉄−リン−炭素化合物相の形成、パーライト相の形成および固体潤滑剤としての黒鉛相形成のため必須である。このため、Ｃは１．３％以上とする。一方でＣは黒鉛粉末の形態で付与されるが、原料粉末における黒鉛粉末の添加量が３．０質量％を超えると、原料粉末の流動性の低下、充填性の低下、および圧縮性の低下が顕著となり、製造し難くなる。これらのことから、焼結バルブガイド材におけるＣ量を１．３〜３．０質量％とする。
【００３３】
また、Ｃは全て黒鉛粉末の形態で付与される。したがって、原料粉末に添加される黒鉛粉末の量は１．３〜３．０質量％となる。黒鉛粉末の形態で付与されたＣは、上記の焼結時の加熱温度において、一部は基地（オーステナイト）中に拡散して溶け込んだ状態となり、残った部分は固体潤滑剤として働く黒鉛相として残留する。このような状態から冷却すると、鉄基地のＣｕ濃度の低い箇所では、鉄基地の焼入れ性改善の効果が小さくなり、連続冷却変態図のパーライトノーズの時間の遅い側への移行がわずかとなる結果、焼結後の冷却過程でオーステナイト中より析出する鉄炭化物が成長し易く、Ｐ量を０．３質量％以下としても鉄−リン−炭素化合物を成長させることができる。
【００３４】
なお、上記のＣｕ、Ｃ等の元素の拡散は、加熱温度の影響が最も大きく、加熱時間の影響は比較的小さいが、加熱時の保持時間があまりに短いと、これらの元素の拡散が充分に行われない虞があるため、加熱時の保持時間を１０分以上とすることが好ましい。また、加熱時の保持時間をあまりに長くすると、Ｃｕの拡散が進行し過ぎる虞があるため、加熱時の保持時間を９０分以下とすることが好ましい。
【００３５】
焼結後の冷却過程においては、加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃に冷却する際に、この温度範囲での冷却速度を２５℃／分以下とすると、析出した鉄−リン−炭素化合物が板状に成長し易くなるため好ましい。その一方で、冷却速度があまりに遅いと、冷却に要する時間が長くなって製造コストが増加する。このためこの温度範囲での冷却速度を５℃／分以上とすることが好ましい。
【００３６】
また、焼結後の冷却過程においては、加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃に冷却する際に、この温度範囲で一旦恒温保持して、析出する鉄−リン−炭素化合物を板状に成長させてから冷却してもよい。このときの恒温保持時間は１０分以上とすることが好ましい。その一方で、恒温保持時間が過多となると、冷却に要する時間が長くなって製造コストが増加する。このためこの温度範囲での恒温保持時間を９０分以下に止めることが好ましい。
【００３７】
以上より、本発明の焼結バルブガイド材は、全体組成が、質量比で、Ｐ：０．０１〜０．３％、Ｃ：１．３〜３％、Ｃｕ：１〜４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなり、気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄−リン−炭素化合物相、および銅相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄−リン−炭素化合物相が、３〜２５％であり、前記銅相が、０．５〜３．５％であるものとなる。
【００３８】
また、本発明の焼結バルブガイド材の製造方法は、質量比で、Ｐ：０．０１〜０．３％、Ｃ：１．３〜３％、Ｃｕ：１〜４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、鉄燐合金粉末、銅粉末および黒鉛粉末を添加し、混合する原料粉末調整工程を行うことを特徴とする。次いで、成形型の円管状のキャビティに原料粉末調整工程で得られた原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程を行う。この成形工程は、焼結バルブガイドの製造工程として、従来から行われているものである。そして、成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度９７０〜１０７０℃で焼結する工程とすることを特徴とする。
【００３９】
本発明の焼結バルブガイド材およびその製造方法においては、Ｐ量が０．０１〜０．３質量％の範囲で、従来の焼結バルブガイド材（特許文献１）に比して、高価な銅錫合金粉末を使用せず、比較的安価な銅粉末を用いることで、その分コストの削減が行える。また、Ｐ量が０．０１〜０．１質量％未満の範囲では、上記のコスト削減に加え、Ｐ量を低減することによる効果が追加される。
【００４０】
上記の焼結バルブガイド材においては、特許文献２等のような従来から行われている手法により、被削性を改善することができる。すなわち、原料粉末に、硫化マンガン粉末、珪酸マグネシウム鉱物粉末、弗化カルシウム粉末から選択される少なくとも１種の粉末を原料粉末の２質量％以下となるように添加して、成形、焼結する。これにより、得られる焼結バルブガイド材の基地組織の粉末粒界および気孔中に、硫化マンガン粒子、珪酸マグネシウム系鉱物粒子、弗化カルシウム粒子のうちの少なくとも１種を、２質量％以下分散させることにより、被削性を改善することができる。
【実施例】
【００４１】
［第１実施例］
全体組成に対するＣｕの含有量が及ぼすバルブガイドの特性への影響を調査した。鉄粉末と、Ｐ含有量が２０質量％で残部がＦｅの鉄燐合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用意し、鉄粉末に表１に示す割合の鉄燐合金粉末および銅粉末と、２質量％の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、成形圧力６５０ＭＰａで加圧圧縮して、外径１１ｍｍ、内径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの円管形状の圧粉体（摩耗試験用）、及び外径１８ｍｍ、内径１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの円管形状の圧粉体（圧環強さ試験用）に成形し、得られた円管形状圧粉体をアンモニア分解ガス雰囲気中、加熱温度１０００℃、保持時間を３０分として焼結し、その後、上記加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃に冷却する際の冷却速度を１０℃／分として冷却し、試料番号０１〜０９の焼結体試料を作製した。
【００４２】
また、従来例として、Ｓｎ含有量が１０質量％で残部がＣｕの銅錫合金粉末、Ｐ含有量が２０質量％で残部がＦｅの鉄燐合金粉末を別途用意し、鉄粉末に、５質量％の銅錫合金粉末、１．４質量％の鉄燐合金粉末、２質量％の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、この原料粉末についても上記の２種類の形状に成形を行い、上記の焼結条件の下で焼結を行って試料番号１０の焼結体試料を作製した。この従来例は、特許文献１に記載の焼結バルブガイド材に相当するものである。これらの試料の全体組成を表１に併せて示す。
【００４３】
【表１】
0005783456.tif 000002
【００４４】
上記で得られた焼結体試料について、摩耗試験を行ってバルブガイドの摩耗量とバルブステムの摩耗量を測定するとともに、圧環試験を行って圧環強さを測定した。また、断面金属組織の観察を行って、鉄−リン−炭素化合物相の面積比および銅相の面積比を測定した。
【００４５】
摩耗試験は、固定された円管形状の焼結体試料の内径にバルブのバルブステムを挿通するとともに、バルブを鉛直方向に往復動するピストンの下端部に取り付けた摩耗試験機により行い、５ＭＰａの横荷重をピストンに加えながら、５００℃の排気ガス雰囲気中で、ストローク速度３０００回／分、ストローク長８ｍｍの下でバルブを往復動させ、３０時間の往復動の後、焼結体の内周面の摩耗量（μｍ）およびバルブステム外周の摩耗量（μｍ）を測定した。
【００４６】
圧環試験は、ＪＩＳ  Ｚ２５０７に規定する方法に従って行い、外径Ｄ（ｍｍ）、壁厚ｅ（ｍｍ）、長さＬ（ｍｍ）の円管形状の焼結体試料を径方向に押圧し、押圧荷重を増加させて焼結体試料が破壊したときの最大荷重Ｆ（Ｎ）を測定して、下記１式により圧環強さＫ（Ｎ／ｍｍ２）を算出した。
Ｋ＝Ｆ×（Ｄ−ｅ）／（Ｌ×ｅ２）  …（１）
【００４７】
銅相の面積比の測定は、試料の断面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、その金属組織を顕微鏡観察するとともに、三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦによって画像解析してその面積を測定して面積比を測定した。鉄−リン−炭素化合物相の面積比の測定は、腐食液として村上試薬（ヘキサシアノ鉄酸カリウム、水酸化カリウム各１０質量％水溶液）を用いた以外は銅相の面積比の測定と同様に行った。なお、画像解析により識別される相の面積は、視野に対して０．０５％以上のものである。
【００４８】
これらの結果を表２に示す。なお、表中、「合計」はバルブガイドの摩耗量とバルブステムの摩耗量の合計値である。以下の検討においては、バルブガイドとして使用可能なレベルとして、圧環強さの目標値を約５００ＭＰａ以上、摩耗量の目標値を合計摩耗量が７５μｍ以下として評価を行った。
【００４９】
【表２】
0005783456.tif 000003
【００５０】
表２の試料番号０１〜０９の試料により、焼結バルブガイド材の全体組成におけるＣｕ量の影響および原料粉末における銅粉末添加量の影響がわかる。Ｃｕ量（銅粉末添加量）が２．５質量％以下の試料番号０１〜０５の試料においては、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比は、Ｃｕ量の増加とともに僅かに減少する傾向はあるが、従来例（試料番号１０）と同等の鉄−リン−炭素化合物が析出分散している。しかしながら、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が２．５質量％を超えると、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が急に減少する傾向を示しており、Ｃｕ量が４．０質量％の試料（試料番号０８）では、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が４．５％まで減少し、Ｃｕ量が４．０質量％を超える試料（試料番号０９）では、鉄−リン−炭素化合物相の面積比が２．６％まで低下している。
【００５１】
銅相はＣｕ量（銅粉末添加量）に比例して増加する傾向を示しており、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が０．５質量％の試料（試料番号０１）では金属組織断面における銅相の面積比が０．２％であり、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が４．０質量％の試料（試料番号０８）では銅相の面積比が３．３％まで増加し、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が４．０質量％を超える試料（試料番号０９）では、銅相の面積比が３．６％まで増加している。
【００５２】
圧環強さは、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が０．５質量％の試料番号０１の試料においては、Ｃｕ量が少ないため基地強度が低く、圧環強さが低い値を示しているが、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が増加するに従い、Ｃｕによる基地強化作用が増加するため、Ｃｕ量（銅粉末添加量）に比例して圧環強さが増加する傾向を示している。ここで、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が１．０質量％に満たない試料番号０１の試料では圧環強さが低く、バルブガイドとしての使用に耐えないが、Ｃｕ（銅粉末添加量）量が１．０質量％以上の試料（試料番号０２〜０９）では、圧環強さが５００ＭＰａ以上となり、バルブガイドとして十分使用できる強度が得られている。
【００５３】
バルブステム摩耗量は、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が０．５質量％の試料番号０１の試料においては、なじみ性を改善する銅相が存在しないことから、若干量摩耗しているが、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が１．０質量％の試料番号０２の試料においては、銅相が分散することによりなじみ性が改善され、摩耗量が減少し、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が１．５質量％以上の試料番号０３〜０９の試料においては、充分な量の銅相が分散することにより、バルブステム摩耗量が低く、一定の値となっている。
【００５４】
バルブガイド摩耗量は、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が０．５質量％の試料番号０１の試料においては、Ｃｕ量が少ないため基地強度が低く、このため摩耗量も大きい値となっており、合計摩耗量も大きい値となっている。一方、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が１．０質量％の試料番号０２の試料においては、Ｃｕの基地強化作用により、基地強度が向上し、バルブガイド摩耗量が低減し合計摩耗量も低減している。また、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が１．５〜３．０質量％の試料番号０３〜０６では、Ｃｕによる基地強化作用が充分に得られるとともに、板状の鉄−リン−炭素化合物の析出量が多いことから、バルブガイド摩耗量は、従来例（試料番号１０）と同等であり、ほぼ一定の低い値となっており、この結果合計摩耗量も従来例（試料番号１０）と同等かつ、ほぼ一定の低い値となっている。しかしながら、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が３．５〜４．０質量％の試料番号０７，０８の試料では、Ｃｕによる基地強化作用よりも板状の鉄−リン−炭素化合物が減少することによる耐摩耗性低下が大きくなって、バルブガイド摩耗量が若干増加する傾向を示している。そしてＣｕ量（銅粉末添加量）が４．０質量％を超える試料番号０９の試料においては、鉄−リン−炭素化合物が減少することによる耐摩耗性低下が顕著となり、バルブガイド摩耗量が増大して合計摩耗量が増大する傾向を示している。
【００５５】
以上の結果より、Ｃｕ量（銅粉末添加量）は１．０〜４．０質量％の範囲で、特許文献１の焼結バルブガイド材とほぼ同等の耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。また、上記範囲で金属組織断面における銅相の面積比は０．５〜３．３％であることが確認された。さらに、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比は約３％以上必要であることが確認された。
【００５６】
［第２実施例］
全体組成に対するＣの含有量が及ぼすバルブガイドの特性への影響を調査した。第１実施例で用いた鉄粉末と、鉄燐合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末とを用意し、鉄粉末に表３に示す割合の鉄燐合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第１実施例と同じ条件で成形、焼結して試料番号１１〜１６の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表３に併せて示す。また、これらの試料について、第１実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄−リン−炭素化合物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表４に示す。なお、表３および表４には、黒鉛粉末の添加量が２．０質量％の例として第１実施例の試料番号０４の試料の値を併せて示した。
【００５７】
【表３】
0005783456.tif 000004
【００５８】
【表４】
0005783456.tif 000005
【００５９】
表４の試料番号０４、１１〜１６の試料により、焼結バルブガイド材の全体組成におけるＣ量の影響および原料粉末における黒鉛粉末添加量の影響がわかる。Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が１質量％の試料番号１１の試料においては基地に拡散するＣが乏しく、板状の鉄−リン−炭素化合物相が析出しない。一方、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が１．３質量％の試料番号１２の試料においては、基地に拡散するＣが十分となり、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が３．１％となっている。そして、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が増加するにしたがい、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比は増加する傾向を示しており、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が３質量％の試料番号１５の試料では、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が２５．０％、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が３質量％を超える試料番号１６の試料では、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が２８．０％まで増加している。一方、銅相は、Ｃｕ量（銅粉末添加量）が一定であり、焼結条件が一定であることから、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）によらず、金属組織断面における面積比がほぼ一定の値となっている。
【００６０】
圧環強さは、基地中に板状の鉄−リン−炭素化合物相が析出しない試料番号１１の試料が最も高く、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が増加して基地中に析出する鉄−リン−炭素化合物相の量が増加するに従い、低下する傾向を示している。ただし、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が３質量％の試料（試料番号１５）は、圧環強さは５０２ＭＰａであり、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が３質量％までであれば、バルブガイドとして十分使用できる強度が得られている。
【００６１】
Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が１質量％の試料番号１１の試料においては、耐摩耗性の向上に寄与する鉄−リン−炭素化合物相が基地中に析出しないことから、バルブガイド摩耗量は大きい値となっている。一方、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が１．３質量％の試料番号１２の試料では、基地中に板状の鉄−リン−炭素化合物が析出してバルブガイド摩耗量が低減されており、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が増加するにしたがい基地中に析出する板状の鉄−リン−炭素化合物相の量が増加して、板状の鉄−リン−炭素化合物相による耐摩耗性向上の効果によりバルブガイド摩耗量が低減されている。この傾向はＣ量（黒鉛粉末添加量）が２．５質量％の試料番号１４の試料まで認められる。しかしながら、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が３質量％の試料番号１５の試料においては、板状の鉄−リン−炭素化合物が増加することにより焼結体試料の強度が低下することから、バルブガイド摩耗量は若干増加し、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が３質量％を超える試料番号１６の試料においては、バルブガイド摩耗量が増大している。バルブステム摩耗量は、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が２．５質量％から増加するに従い基地中に析出する硬質な板状の鉄−リン−炭素化合物相の量が増加することから、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が増加するに従い増加する傾向を示している。これらの摩耗状況から、合計摩耗量は、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）が１．３〜３質量％の範囲で低減されていることが確認された。
【００６２】
以上の結果より、Ｃ量（黒鉛粉末添加量）は１．３〜３質量％の範囲で、特許文献１の焼結バルブガイド材とほぼ同等の耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。また、上記範囲で金属組織断面における鉄−リン−炭素化合物相の面積比は３〜２５％であることが確認された。
【００６３】
［第３実施例］
全体組成に対するＰの含有量が及ぼすバルブガイドの特性への影響を調査した。第１実施例で用いた鉄粉末と、鉄燐合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用意し、鉄粉末に表５に示す割合の鉄燐合金粉末、銅粉末、および２質量％の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第１実施例と同じ条件で成形、焼結して試料番号１７〜２４の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表５に併せて示す。また、これらの試料について、第１実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄−リン−炭素化合物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表６に示す。なお、表５および表６には、鉄燐合金粉末の添加量が０．８質量％の例として第１実施例の試料番号０４の試料の値を併せて示した。
【００６４】
【表５】
0005783456.tif 000006
【００６５】
【表６】
0005783456.tif 000007
【００６６】
表６の試料番号０４、１７〜２４の試料により、焼結バルブガイド材の全体組成におけるＰ量の影響が判る。Ｐ量が０．３０質量％以下の試料番号０４、１７〜２３の試料においては、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比は、ほぼ一定であり、従来例（試料番号１０）と同等量の鉄−リン−炭素化合物が析出分散している。また、圧環強さとバルブガイドおよびバルブステムの摩耗量も従来例と同等の結果が得られている。このように、Ｐの含有量を低減しても低コストと耐摩耗性の維持を両立することが確認された。
【００６７】
［第４実施例］
焼結温度が及ぼすバルブガイドの特性への影響を調査した。第１実施例で用いた鉄粉末と、鉄燐合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末とを用意し、鉄粉末に表７に示す割合の鉄燐合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第１実施例と同じ条件で成形し、表７に示す温度で３０分間保持する焼結を行い、その後冷却して試料番号２５〜２９の試料を作製した。加熱温度から常温までの冷却に際し、８５０℃から６００℃までの温度域の冷却速度は１０℃／分とした。これらの試料の全体組成を表７に併せて示す。また、これらの試料について、第１実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄−リン−炭素化合物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表８に示す。なお、表７および表８には、焼結温度が１０００℃の例として第１実施例の試料番号０４の試料の値を併せて示した。
【００６８】
【表７】
0005783456.tif 000008
【００６９】
【表８】
0005783456.tif 000009
【００７０】
表８の試料番号０４、２５〜２９の試料により、焼結時の加熱温度の影響がわかる。金属組織断面における銅相の面積比は、焼結時の加熱温度が高くなるにしたがい、基地中へのＣｕの拡散量が増加することから銅相として残留する量が減少して低下する傾向を示し、Ｃｕの融点（１０８５℃）を超える加熱温度が１１００℃の試料番号２９の試料では、銅粉末として添加したＣｕが殆ど基地中へ拡散して銅相は僅か０．４％となっている。
【００７１】
加熱温度が９２０℃の試料（試料番号２５）では、焼結時の加熱温度が低く、Ｃの拡散が不充分となって板状の鉄−リン−炭素化合物相がほとんど析出しない。一方、加熱温度が９７０〜１０７０℃の試料（試料番号０４、２６〜２８）では十分なＣの拡散が得られ、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が、従来例（試料番号１０）とほぼ同等もしくは充分な量となっている。しかしながら、加熱温度が高くなると、基地に拡散するＣｕ量が増加して板状の鉄−リン−炭素化合物相が形成され難くなることから、板状の鉄−リン−炭素化合物相の析出量が低下して金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比は減少する。そして、Ｃｕの融点（１０８５℃）を超える加熱温度が１１００℃の試料（試料番号２９）では、Ｃｕが基地中に均一に拡散した結果、大きな板状の鉄−リン−炭素化合物相として析出できず、ほとんどがパーライト状に析出して金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が極めて少なくなっている。
【００７２】
圧環強さは、焼結時の加熱温度が高くなるにしたがい、基地の強化に寄与するＣｕが基地に拡散する量が増加するため、増加する傾向を示している。しかしながら、加熱温度が９２０℃の試料（試料番号２５）では、Ｃｕの拡散が不充分であるため、圧環強さは５００ＭＰａを下回っており、バルブガイドとして必要な強度が得られていない。一方、加熱温度が９７０℃以上の試料（試料番号０４、２６〜２９）では、基地へのＣｕの拡散量が増加する結果、５００ＭＰａ以上の圧環強さが得られ、バルブガイドとして十分な強度が得られている。
【００７３】
加熱温度が９２０℃の試料（試料番号２５）においては、Ｃの拡散が不充分で、耐摩耗性に寄与する板状の鉄−リン−炭素化合物相が殆ど析出しないことから、バルブガイド摩耗量は大きい値となっている。一方、加熱温度が９７０℃の試料（試料番号２６）においては、Ｃの拡散が十分に行われ、板状の鉄−リン−炭素化合物相の析出量が従来例（試料番号１０）とほぼ同等となり、バルブガイド摩耗量が低減している。また、加熱温度が１０００〜１０７０℃の試料（試料番号０４、２７、２８）では上記の作用によりバルブガイド摩耗量がさらに低い値を示す。しかしながら、加熱温度が高くなるにしたがい、基地へのＣｕの拡散量も増加することから、加熱温度が１１００℃の試料（試料番号２９）では、析出する板状の鉄−リン−炭素化合物相の量が著しく減少して耐摩耗性が低下し、バルブガイド摩耗量が増大している。バルブステム摩耗量は、加熱温度によらずほぼ一定となっている。このため、合計摩耗量は、加熱温度が９７０〜１０７０℃の範囲で低減されている。
【００７４】
以上の結果より、焼結バルブガイド材を鉄−銅−炭素焼結合金で構成する場合、焼結時の加熱温度は、９７０〜１０７０℃の範囲で良好な耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。
【００７５】
［第５実施例］
焼結の加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃に冷却する際の冷却速度が及ぼすバルブガイドの特性への影響を調査した。第１実施例で用いた鉄粉末と、鉄燐合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末とを用意し、鉄粉末に表９に示す割合の鉄燐合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第１実施例と同じ条件で成形し、１０００℃で３０分間保持する焼結を行い、８５０℃から６００℃に冷却する際の冷却速度を表９に示す速度で冷却して試料番号３０〜３４の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表９に併せて示す。また、これらの試料について、第１実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄−リン−炭素化合物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表１０に示す。なお、表９および表１０には、上記温度域における冷却速度が１０℃／分の例として第１実施例の試料番号０４の試料の値を併せて示した。
【００７６】
【表９】
0005783456.tif 000010
【００７７】
【表１０】
0005783456.tif 000011
【００７８】
８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度が遅いほど金属組織断面における鉄−リン−炭素化合物相の面積比は増加し、冷却速度が速いほど鉄−リン−炭素化合物相の面積比が減少する傾向がある。すなわち、常温で過飽和なＣが、焼結時の加熱温度域ではオーステナイト中に溶け込んでいるが、この温度域において過飽和なＣが鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）として析出する。この温度域をゆっくり通過すれば析出した鉄炭化物が成長して鉄−リン−炭素化合物相の量が増加し、この温度域を素早く通過すれば析出した鉄炭化物が成長する時間がなく、微細な鉄炭化物が分散するパーライト組織の割合が多くなって鉄−リン−炭素化合物の量が減少する。ここで、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度が２５℃／分まで早くなると、金属組織断面における鉄−リン−炭素化合物相の面積比が５．７％となり、それより早くなると鉄−リン−炭素化合物相の面積比が３％を下回る。
【００７９】
一方、銅相は過飽和なＣｕが析出して分散するものではなく、未拡散の銅粉末が銅相として残留することから、金属組織断面における銅相の面積比は、冷却速度によらずほぼ一定の値となる。
【００８０】
圧環強さは、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度が早いほど、微細な鉄炭化物が増加して板状の鉄−リン−炭素化合物相の量が減少することから、増加する傾向を示す。また、バルブガイド摩耗量は、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度が早いほど、耐摩耗性に寄与する鉄−リン−炭素化合物相の量が減少することから微増する傾向を示し、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度が２５℃／分を超えて早くなると、鉄−リン−炭素化合物相の面積比が３％を下回り、バルブガイド摩耗量は急激に増加している。
【００８１】
以上の結果より、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度を制御することにより、板状の鉄−リン−炭素化合物相の量を調整することができ、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度を２５℃/分以下とすることで、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比を３％以上として、耐摩耗性を良好なものとすることができることが確認された。なお、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度をあまりに遅くすると、加熱温度から室温までの冷却時間が長くなり、その分製造コストが増加するため、８５０℃から６００℃まで冷却する際のその温度域における冷却速度は５℃／分以上とすることが好ましい。
【００８２】
［第６実施例］
焼結の加熱温度から室温までの冷却過程において、８５０℃から６００℃の間の領域において恒温保持する時間が及ぼすバルブガイドの特性への影響を調査した。第１実施例で用いた鉄粉末と、鉄燐合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末とを用意し、鉄粉末に表１１に示す割合の鉄燐合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第１実施例と同じ条件で成形し、１０００℃で３０分間保持する焼結を行い、加熱温度から常温まで冷却する際に、８５０℃から７８０℃までの温度域の冷却速度を３０℃／分とし、７８０℃で表１１に示す時間一旦恒温保持し、その後７８０℃から６００℃までの冷却速度を３０℃／分として冷却して試料番号３５〜３８の試料を作製した。これらの試料について、第１実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表１２に示す。なお、表１１および表１２には、この温度域の冷却速度が３０℃／分で、恒温保持しない例として第５実施例の試料番号３４の試料の値を併せて示した。
【００８３】
【表１１】
0005783456.tif 000012
【００８４】
【表１２】
0005783456.tif 000013
【００８５】
加熱温度から常温まで冷却する際に、８５０℃から６００℃の温度域において、恒温保持した試料（試料番号３５〜３８）では、第５実施例において金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が３％を下回る冷却速度の場合においても、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比を３％以上に増加させることができることがわかる。また、恒温保持時間が長くなるにしたがい、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が増加することがわかる。すなわち、オーステナイト中に過飽和に溶け込んだＣが鉄炭化物として析出する温度域で恒温保持することにより、析出した鉄炭化物が成長できる時間を与えることにより、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比を増加させることができ、この温度域での恒温保持時間が長くなれば、その分、板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比を増加させることができる。したがって、この温度域で恒温保持する場合は、恒温保持する間に板状の鉄−リン−炭素化合物相が成長するため、恒温保持温度前後の冷却速度を速くしても問題とはならない。
【００８６】
一方、銅相は過飽和なＣｕが析出して分散するものではなく、未拡散の銅粉末が銅相として残留することから、金属組織断面における銅相の面積比は、恒温保持時間によらずほぼ一定の値となる。
【００８７】
８５０℃から６００℃の温度域における恒温保持時間が短いほど板状の鉄−リン−炭素化合物相が成長する時間が少なく板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が減少し、恒温保持時間が長いほど鉄炭化物が成長する時間が長く板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比が増加することから、圧環強さは、恒温保持時間が長くなるにしたがい低下する傾向を示している。また、バルブガイド摩耗量は、８５０℃から６００℃の温度域における恒温保持時間が長いほど、耐摩耗性に寄与する板状の鉄−リン−炭素化合物相の量が増加することから恒温保持時間にしたがって低下する傾向を示している。
【００８８】
以上の結果より、８５０℃から６００℃の温度域において恒温保持することにより、板状の鉄−リン−炭素化合物相の量を調整することができ、恒温保持する場合に保持時間を１０分以上とすることで、金属組織断面における板状の鉄−リン−炭素化合物相の面積比を５％以上として、耐摩耗性を良好なものとすることができることが確認された。なお、恒温保持時間をあまりに長くすると、加熱温度から室温までの冷却時間が長くなり、その分製造コストが増加するため、恒温保持時間は９０分以下とすることが好ましい。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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