(57)【要約】      （修正有）【課題】CNGエンジンやヘビーデューティーディーゼルエンジン等の高負荷エンジン環境において優れた高温耐摩耗性を発揮するバルブシート材用の焼結合金に用いる硬質相形成用合金粉末を提供する。【解決手段】全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＣｏおよび不可避的不純物である硬質相形成用合金粉末、及び、前記合金粉末を重量比で５〜40％を鉄合金基地用粉末に添加した耐磨耗性焼結合金用鉄系混合粉末。 【選択図】        図１
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【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Ｃｏ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％添加したことを特徴とする耐摩耗性焼結合金用の鉄系混合粉末。
【請求項３】
請求項２に記載の耐摩耗性焼結合金用の鉄系混合粉末を用意し、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℃で焼結することを特徴とする耐摩耗性焼結合金の製造方法。
【請求項４】
全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＣｏおよび不可避的不純物からなり、鉄合金基地中に、Ｍｏ珪化物を主とする析出物が一体化して析出したＣｏ基硬質相が質量比で５〜４０％分散していることを特徴とする耐摩耗性焼結合金。
【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合金およびその製造方法等に係り、とくにＣＮＧエンジン、ヘビーデューティディーゼルエンジン等の高負荷エンジンのバルブシートに用いて好適な焼結合金の開発技術に関する。
【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。たとえば、タクシー用の自動車に多く搭載されるＬＰＧエンジンにおいては、バルブおよびバルブシートの摺接面が乾燥状態で使用されるため、ガソリンエンジンのバルブシートに比べ摩耗が早い。また、高有鉛ガソリンエンジンのようにスラッジが付着するような環境では、バルブシートに対する面圧が高い場合、あるいはディーゼルエンジンのように高温・高圧縮比の場合に、スラッジにより摩耗が促進される。このような厳しい環境で使用される場合には、耐摩耗性が良いことに併せ、へたり現象を生じないような高い強度が要求される。
【０００３】
一方、バルブシートが摩耗してもバルブの位置とバルブ駆動タイミングとを自動調節できるラッシュアジャスタ装置を備えた動弁機構も実用化されているが、バルブシートの摩耗によるエンジン寿命の問題が解決されているとは言えず、耐摩耗性に優れたバルブシート用材料の開発が望まれている。また、近年では、高性能化を目指すだけではなく、経済性を重視した安価な自動車の開発も重要視されつつあり、したがってこれからのバルブシート用焼結合金としては、上記ラッシュアジャスタ装置のような付加的な機構を必要としない高温耐摩耗性、高強度を有するものであることが求められるようになってきている。
【０００４】
このようなバルブシート用焼結合金としては、Ｆｅ−Ｃｏ系とＦｅ−Ｃｒ系との斑状基地中にＣｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系硬質粒子を分散させた技術が開示されている（特許文献１参照）。また、Ｆｅ−Ｃｏ系基地中にＣｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系硬質粒子を分散させた技術も開示されている（特許文献２参照）。そして、Ｆｅ−Ｃｏ系にＮｉを添加した基地中にＣｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系硬質粒子を分散させた技術も開示されている（特許文献３参照）。さらに、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｓｉ系硬質粒子を分散させたＦｅ基合金も開示されている。
【０００５】
これらの特許文献１〜４に記載されている合金中の硬質粒子は、Ｍｏ量が４０質量％以下のものであるが、この硬質粒子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）。
【０００６】
【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】
【０００７】
このように、時代の要請に従い、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、近年実用化されてきているＣＮＧエンジンや、高出力用のヘビーデューティーディーゼルエンジン等のエンジンにおいては、金属接触に伴うバルブシート材への負荷が一層高いため、そのような環境下でも高い耐摩耗性を発揮する材料の開発が望まれている。
【０００８】
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、とくにＣＮＧエンジンやヘビーデューティーディーゼルエンジン等の高負荷エンジン環境において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合金およびその製造方法等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】
【０００９】
本発明者らは、上記従前の技術的背景を受けて金属接触が発生する環境下での摩耗状態を解析したところ、金属接触が発生する環境下での摩耗は、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。
【００１０】
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Ｃｏ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。
【００１１】
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Ｃｏおよび不可避的不純物であることを特徴としている。
【００１２】
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％添加したことを特徴としている。
【００１３】
さらに、本発明に係る耐摩耗性焼結合金の製造方法は、上記の耐摩耗性焼結合金用の鉄系混合粉末を用意し、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℃で焼結することを特徴としている。また、このように製造された耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＣｏおよび不可避的不純物からなり、鉄合金基地中に、Ｍｏ珪化物を主とする析出物が一体化して析出したＣｏ基硬質相が質量比で５〜４０％分散していることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１４】
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、高負荷エンジン環境において優れた高温耐摩耗性を発揮する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】
【００１５】
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、ならびに耐摩耗性焼結合金の製造方法および耐摩耗性焼結合金の作用について、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、Ｃｏを基材とし、主に焼結時にＦｅ基地へ拡散し、Ｆｅ基地を強化するとともに、硬質粒子の固着性の向上に寄与し、さらに、硬質相とその周辺の耐熱性を向上させる効果を有する。また、Ｃｏの一部はＭｏ、ＳｉとともにＭｏ−Ｃｏ珪化物を形成し、耐摩耗性を高める効果も有する。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。
【００１６】
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Ｃｏも取り込みＣｏ−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。
【００１７】
Ｃｒ：Ｃｒは、硬質相のＣｏ基地の強化に寄与する。また、Ｆｅ基地へ拡散して、Ｆｅ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。
【００１８】
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Ｆｅ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、Ｆｅ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。
【００１９】
（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。
【００２０】
（３）耐摩耗性焼結合金の製造方法および耐摩耗性焼結合金
本発明の耐摩耗性焼結合金の製造方法は、全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％、ならびに残部：Ｃｏおよび不可避的不純物からなる硬質相形成用合金粉末を、鉄合金基地用粉末に質量比で５〜４０％添加した鉄系混合粉末を用意し、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℃で焼結することを特徴としている。
【００２１】
ここで、上記耐摩耗性焼結合金の製造方法における焼結温度の限定理由について説明する。鉄合金基地用粉末の組成および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Ｃｏ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。ただし、上記焼結温度が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。よって、焼結温度は１０００〜１２００℃とした。
【００２２】
上記の製造方法によれば、全体組成が、質量比で、Ｍｏ：４８〜６０％、Ｃｒ：３〜１２％、Ｓｉ：１〜５％であり、残部がＣｏおよび不可避的不純物からなり、鉄合金基地中に、Ｍｏ珪化物を主とする析出物が一体化して析出したＣｏ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、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しており、その内部および周囲にＣｏが拡散してなる拡散相（白色相）が析出する硬質相が分散している。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。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。
【実施例１】
【００２３】
［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。
【００２４】
【表１】
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【００２５】
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。
【００２６】
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、モーター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３００℃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。
【００２７】
以下、図３〜図５を参照して試験結果を考察する。なお、図３〜図５中の点線は、試料１６（従来例）の摩耗量レベル（バルブシートとバルブとの合計摩耗量）を示すものである。
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＭｏ量との関係）
図３に示すように、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、とく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。
【００２８】
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＣｒ量との関係）
図４に示すように、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、とく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。
【００２９】
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＳｉ量との関係）
図５に示すように、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、とく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。
【実施例２】
【００３０】
［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。
【００３１】
【表２】
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【００３２】
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。
【００３３】
以下、図６を参照して試験結果を考察する。なお、図６中の点線は、試料１６（従来例）の摩耗量レベル（バルブシートとバルブとの合計摩耗量）を示すものである。
（摩耗量と硬質相形成用合金粉末の添加量との関係）
図６に示すように、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、とく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。
【実施例３】
【００３４】
［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、焼結温度を表３に示す温度に設定して、実施例１と同じ条件でφ３０×φ２０×ｈ１０のリングに成形した。
【００３５】
【表３】
2005154798.tif 000005
【００３６】
次に、これら成形体を、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。
【００３７】
以下、図７を参照して試験結果を考察する。なお、図７中の点線は、試料１６（従来例）の摩耗量レベル（バルブシートとバルブとの合計摩耗量）を示すものである。
（摩耗量と焼結温度との関係）
図７に示すように、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、とく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。
【実施例４】
【００３８】
［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Ｃｏ−５０Ｍｏ−１０Ｃｒ−３Ｓｉ合金と、従来のＦｅ−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。
【００３９】
【表４】
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【００４０】
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。
【００４１】
以下、図８参照して試験結果を考察する。
（摩耗量と硬質相との関係）
図８に示すように、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。
【産業上の利用可能性】
【００４２】
本発明の焼結合金の活用例としては、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】
【００４３】
【図１】本発明の第１の耐摩耗性焼結合金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合金の金属組織を表す模式図である。
【図３】摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＭｏ量との関係を示すグラフである。
【図４】摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＣｒ量との関係を示すグラフである。
【図５】摩耗量と硬質相形成用合金粉末中のＳｉ量との関係を示すグラフである。
【図６】摩耗量と硬質相形成用合金粉末の添加量との関係を示すグラフである。
【図７】摩耗量と焼結温度との関係を示すグラフである。
【図８】摩耗量と硬質相との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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