JP2017133046A - 耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法、焼結合金用成形体、および耐摩耗性鉄基焼結合金 - Google Patents

Abstract

【課題】凝着摩耗を抑えつつ、被削性を確保することができる耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法、焼結合金用成形体、および耐摩耗性鉄基焼結合金を提供する。【解決手段】第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含む混合粉末から耐摩耗性鉄基焼結合金を製造する。第１硬質粒子は、Ｆｅ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系合金粒子であり、第２硬質粒子は、Ｆｅ−Ｍｏ−Ｓｉ系合金粒子であり、混合粉末は、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、第１硬質粒子を５〜５０質量％含有し、第２硬質粒子を１〜８質量％含有し、黒鉛粒子を０．５〜１．５質量％含有している。【選択図】なし

Description

本発明は、焼結合金の耐摩耗性を向上させるに好適な硬質粒子を含有した、耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法、焼結合金用成形体、および耐摩耗性鉄基焼結合金に関する。

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、硬質粒子に、黒鉛粒子および鉄粒子を混合して粉末とし、この混合した粉末から焼結合金用成形体に圧粉成形する。その後、焼結合金用成形体を加熱することにより、焼結して焼結合金とすることが一般的である。

このような焼結合金の製造方法として、硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を混合した混合粉末から、焼結合金用成形体を圧粉成形し、この焼結合金用成形体の黒鉛粒子のＣを、硬質粒子および鉄粒子に拡散させながら、焼結合金用成形体を焼結する耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。

ここで、硬質粒子はＭｏ：２０〜７０質量％、Ｃ：０．２〜３質量％、Ｍｎ：１〜１５質量％、残部が不可避不純物とＣｏからなり、混合粉末は、硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、硬質粒子を１０〜６０質量％含有し、黒鉛粒子を０．２〜２質量％含有している。このような焼結合金は、硬質粒子が分散されているため、アブレッシブ摩耗を抑えることができる。

特開２００４−１５６１０１号公報

しかしながら、特許文献１に記載の製造方法で製造された耐摩耗性鉄基焼結合金の硬質粒子を繋ぐマトリクス材料は、鉄粒子に黒鉛粒子のＣが拡散したＦｅ−Ｃ系の材料であるため軟らかい。このため、耐摩耗性鉄基焼結合金とこれに接触する摺動相手材の金属材料とが金属接触した際に、耐摩耗性鉄基焼結合金の接触面が塑性変形し易く、この接触面で凝着摩耗し易い。それを防ぐには耐摩耗性鉄基焼結合金の硬さを高めることが望ましいが、一方でそれにより耐摩耗性鉄基焼結合金の被削性が低下するおそれがあり、耐凝着摩耗性と被削性を両立させることは難しい。

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、凝着摩耗を抑えつつ、被削性を確保することができる耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法、焼結合金用成形体、および耐摩耗性鉄基焼結合金を提供することにある。

発明者らは、上述した如く、耐摩耗性鉄基焼結合金の鉄系基地の塑性変形により、接触面の凝着摩耗が促進されると考えた。このような観点から、発明者らは、これまでのアブレッシブ摩耗を抑える硬質粒子の他に、鉄系基地の塑性変形を抑制することができる、別の硬質粒子を添加することを検討した。そこで、発明者らは、その硬質粒子の主成分として、モリブデンに着眼し、鉄‐モリブデンの金属間化合物および焼結時に析出したモリブデン炭化物を鉄系基地中に点在させることにより、鉄系基地の塑性変形を制御することができるとの知見を得た。

本発明はこのような知見に基づくものであり、本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法は、硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含む混合粉末から、焼結合金用成形体を圧粉成形する工程と、焼結合金用成形体の前記黒鉛粒子のＣを、前記硬質粒子および前記鉄粒子に拡散させながら、前記焼結合金用成形体を焼結する工程と、を含む耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法であって、前記硬質粒子は、第１硬質粒子と第２硬質粒子とを含み、前記第１硬質粒子は、前記第１硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：２０〜７０質量％、Ｎｉ：５〜４０質量％、Ｃｏ：５〜４０質量％、Ｍｎ：１〜２０質量％、Ｓｉ：０．５〜４．０質量％、Ｃ：０．５〜３．０質量％、残部がＦｅと不可避不純物からなり、前記第２硬質粒子は、前記第２硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：６０〜７０質量％、Ｓｉ：２．０質量％以下、残部がＦｅと不可避不純物からなり、前記混合粉末は、前記第１硬質粒子、前記第２硬質粒子、前記黒鉛粒子、および前記鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、前記１硬質粒子を５〜５０質量％含有し、前記第２硬質粒子を１〜８質量％含有し、前記黒鉛粒子を０．５〜１．５質量％含有していることを特徴とする。

本発明に係る焼結合金用成形体は、硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含む焼結合金用成形体であって、前記硬質粒子は、第１硬質粒子と第２硬質粒子とを含み、前記第１硬質粒子は、前記第１硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：２０〜７０質量％、Ｎｉ：５〜４０質量％、Ｃｏ：５〜４０質量％、Ｍｎ：１〜２０質量％、Ｓｉ：０．５〜４．０％、Ｃ：０．５〜３．０質量％、残部がＦｅと不可避不純物からなり、前記第２硬質粒子は、前記第２硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：６０〜７０質量％、Ｓｉ：２．０質量％以下、残部がＦｅと不可避不純物からなり、前記焼結合金用成形体は、前記第１硬質粒子、前記第２硬質粒子、前記黒鉛粒子、および前記鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、前記１硬質粒子を５〜５０質量％含有し、前記第２硬質粒子を１〜８質量％含有し、前記黒鉛粒子を０．５〜１．５質量％含有していることを特徴とする。
本発明に係る耐摩耗性鉄基焼結合金は、前記焼結合金用成形体の焼結体である。

本発明によれば、凝着摩耗を抑えつつ、被削性を確保することができる。

実施例および比較例で使用した摩耗試験の模式的概念図。 実施例および比較例で使用した被削性試験の模式的概念図。 （ａ）実施例１〜３および比較例１，２における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフ、（ｂ）実施例１〜３および比較例１，２における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフ。 （ａ）実施例２および比較例１に係る試験片の摩耗試験後の表面プロフィール、（ｂ）実施例２および比較例１の試験片の摩耗深さの結果を示したグラフ。 （ａ）実施例８〜１０および比較例１，４，５における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフ、（ｂ）実施例８〜１０および比較例１，４，５における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフ。 （ａ）実施例８に係る試験片の摩耗試験後の表面写真、（ｂ）比較例４に係る試験片の摩耗試験後の表面写真。 （ａ）実施例１１〜１３および比較例１，６，７における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフ、（ｂ）実施例１１〜１３および比較例１，６，７における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフ。 （ａ）実施例１２に係る試験片の組織写真、（ｂ）比較例６に係る試験片の組織写真、（ｃ）比較例７に係る試験片の組織写真。 （ａ）実施例１４，１５および比較例８，９における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフ、（ｂ）実施例１４，１５および比較例８，９における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフ。

以下に、本発明の実施形態を詳述する。
本実施形態に係る焼結合金用成形体（以下、成形体という）は、後述する第１および第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含む混合粉末を圧粉成形したものである。耐摩耗性鉄基焼結合金（以下、焼結合金という）は、黒鉛粒子のＣを硬質粒子および鉄粒子に拡散をさせながら、成形体を焼結したものである。以下の硬質粒子、これを混合した混合粉末により圧粉成形された成形体、および成形体を焼結した焼結合金について説明する。

１．第１硬質粒子について
第１硬質粒子は、焼結合金に原料として配合され、鉄粒子および焼結合金の鉄系基地に対して硬度が高い粒子であり、これにより、焼結合金のアブレッシブ摩耗を抑えることを目的とした粒子である。

第１硬質粒子は、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系合金からなる粒子である。具体的には、第１硬質粒子は、第１硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：２０〜７０質量％、Ｎｉ：５〜４０質量％、Ｃｏ：５〜４０質量％、Ｍｎ：１〜２０質量％、Ｓｉ：０．５〜４．０質量％、Ｃ：０．５〜３．０質量％、残部がＦｅと不可避不純物からなる。さらに、第１硬質粒子には、必要に応じてＣｒを１０質量％以下の範囲で添加されていてもよい。

第１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。

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。

１−１．Ｍｏ：２０〜７０質量％
第１硬質粒子の組成のうちＭｏは、焼結時に炭素粉末のＣとＭｏ炭化物を生成して第１硬質粒子の硬さ、耐摩耗性を向上させることができる。さらに、Ｍｏは、高温使用環境下において、固溶しているＭｏおよびＭｏ炭化物を酸化させてＭｏ酸化皮膜を形成し、焼結合金に良好なる固体潤滑性を得ることができる。

ここで、Ｍｏの含有量が２０質量％未満では、生成されるＭｏ炭化物も少ないばかりでなく、第１硬質粒子の酸化開始温度が高くなり、高温使用環境下におけるＭｏの酸化物の生成が抑制される。これにより、得られた焼結合金の固体潤滑性が不十分となり、その耐アブレッシブ摩耗性が低下してしまう。一方、Ｍｏの含有量が７０質量％を超えると、アトマイズ法により製造することが難しいばかりでなく、硬質粒子と鉄系基地との密着性が低下することがある。より好ましいＭｏの含有量は、３０〜５０質量％である。

１−２．Ｎｉ：５〜４０質量％
第１硬質粒子の組成のうちＮｉは、第１硬質粒子の基地のオーステナイト組織を増加させて、その靱性を向上させることができる。また、Ｎｉは、第１硬質粒子のＭｏの固溶量を増加させて、第１硬質粒子の耐摩耗性を向上させることができる。

さらに、Ｎｉは、焼結時に焼結合金の鉄系基地に拡散し、鉄系基地のオーステナイト組織を増加させて、焼結合金の靱性を高めることができるとともに、鉄系基地においてＭｏの固溶量を増加させ、耐摩耗性を向上させることができる。

ここで、Ｎｉの含有量が５質量％未満では、上述したＮｉによる効果を期待することが難しい。一方、Ｎｉの含有量が４０質量％を超えると、上述したＮｉによる効果は飽和してしまうため、第１硬質粒子のコストが増加してしまう。より好ましいＮｉの含有量は、
２０〜４０質量％である。

１−３．Ｃｏ：５〜４０質量％
第１硬質粒子の組成のうちＣｏは、Ｎｉと同様に、第１硬質粒子の基地および焼結合金の鉄系基地におけるオーステナイト組織を増加させることができるとともに、第１硬質粒子の硬さを向上させることができる。

ここで、Ｃｏの含有量が５質量％未満では、上述したＮｉによる効果を期待することが難しい。一方、Ｃｏの含有量が４０質量％を超えると、上述したＣｏによる効果は飽和してしまうため、第１硬質粒子のコストが増加してしまう。より好ましいＣｏの含有量は１０〜３０質量％である。

１−４．Ｍｎ：１〜２０質量％
第１硬質粒子の組成のうちＭｎは、焼結時に第１硬質粒子から焼結合金の鉄系基地へ効率よく拡散するため、第１硬質粒子と鉄系基地との密着性を向上させることができる。さらに、Ｍｎは、第１硬質粒子の基地および焼結合金の鉄系基地におけるオーステナイト組織を増加させることができる。

ここで、Ｍｎの含有量が１質量％未満の場合、鉄系基地へのＭｎの拡散する量が少ないため、硬質粒子と鉄系基地との密着性が低下する。これにより得られた焼結合金の機械的強度が低下してしまう。一方、Ｍｎの含有量が２０質量％を超えると、上述したＭｎによる効果は飽和してしまう。より好ましいＭｎの含有量は、２〜８質量％である。

１−５．Ｓｉ：０．５〜４．０質量％
第１硬質粒子の組成のうちＳｉは、第１硬質粒子のＭｏ酸化皮膜の密着性を向上させることができる。ここで、Ｓｉの含有量が０．５質量％未満では、上述したＳｉによる効果を期待することが難しい。一方、Ｓｉの含有量が４．０質量％を超えると、成形体への成形性が阻害され、焼結合金の密度が低下してしまう。より好ましいＳｉの含有量は、０．５〜２質量％である。

１−６．Ｃ：０．５〜３．０質量％
第１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、第１硬質粒子の硬さ、耐摩耗性を向上させることができる。ここで、Ｃの含有量が０．５質量％未満では、耐摩耗性の効果が十分ではなく、一方、Ｃの含有量が３．０質量％を超えると、成形体への成形性が阻害され、焼結合金の密度が低下してしまう。より好ましいＣの含有量は、０．５〜２質量％である。

１−７．Ｃｒ：１０質量％以下
第１硬質粒子の組成のうちＣｒは、使用時に、Ｍｏの過度の酸化を抑制することができる。例えば、焼結合金の使用環境温度が高く、第１硬質粒子におけるＭｏ酸化皮膜の生成が多くなり、第１硬質粒子におけるＭｏ酸化皮膜の剥離が生じる場合に、Ｃｒの添加は有効である。

ここで、Ｃｒの含有量が１０質量％を超えると、第１硬質粒子におけるＭｏ酸化皮膜形成が抑制され過ぎる。なお、アルコール燃料などの腐食環境下にある場合は、耐食性向上のためにＣｒ添加するのが望ましい。一方で、凝着摩耗が発生しやすい環境下では酸化を促進するためにＣｒの含有量を抑制するのが望ましい。

１−８．第１硬質粒子の粒径
第１硬質粒子の粒径としては、焼結合金の用途、種類などに応じて適宜選択できるが、第１硬質粒子の粒径は、４４〜２５０μｍの範囲にあることが好ましく、さらに好ましくは、４４〜１０５μｍの範囲にある。

ここで、第１硬質粒子に粒径が４４μｍ未満の硬質粒子を含んだ場合には、その粒径が小さすぎるため耐摩耗性鉄基焼結合金の耐摩耗性が損なわれることがある。一方、第１硬質粒子に粒径が１０５μｍを超える硬質粒子を含んだ場合には、その粒径が大きすぎるため耐摩耗性鉄基焼結合金の被削性が低下することがある。

２．第２硬質粒子について
第２硬質粒子は、第１硬質粒子と同様に、焼結合金に原料として配合され、鉄粒子および焼結合金の鉄系基地に対して硬度が高い粒子である。第２硬質粒子は、わずかな添加量で焼結合金の硬さを画期的に高めることにより焼結合金の鉄系基地の塑性変形を抑制し、この結果、焼結合金の凝着摩耗を低減することを目的とした粒子である。

第２硬質粒子は、Ｆｅ−Ｍｏ系合金からなる粒子であり、第２硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：６０〜７０質量％、Ｓｉ：２．０質量％以下、残部がＦｅと不可避不純物からなる。

第２硬質粒子は、溶湯を凝固させた凝固体を機械的粉砕で粉末化して製造される。また、第１硬質粒子の如く、ガスアトマイズ処理及び水アトマイズ処理等で、製造されてもよい。

２−１．Ｍｏ：６０〜７０質量％
第２硬質粒子の組成のうちＭｏは、焼結時に炭素粉末のＣとＭｏ炭化物を生成して第２硬質粒子の硬さ、耐摩耗性を向上させることができる。さらに、Ｍｏは、高温使用環境下において、固溶しているＭｏおよびＭｏ炭化物を酸化させてＭｏ酸化皮膜を形成し、焼結合金に良好なる固体潤滑性を得ることができる。さらに、焼結時にモリブデン炭化物を鉄系基地の粒界に析出させることにより、使用時の鉄系基地の塑性変形を抑制し、凝着摩耗を抑制することができる。

ここで、Ｍｏの含有量が６０質量％未満では、上述した、モリブデン炭化物による鉄系基地の塑性変形を抑制することが難しく、耐凝着摩耗性が低下してしまう。一方、Ｍｏの含有量が７０質量％を超えると、粉砕法により製造することが難しく、その歩留まりが低下してしまう。

２−２．Ｓｉ：２．０質量％以下
第２硬質粒子の組成にＳｉを含有している場合には、粉砕法により、第２硬質粒子を製造し易くなる。ここで、Ｓｉの含有量が、２．０質量％を超えると、第２硬質粒子の硬さが高くなり、成形体への成形性が阻害され、焼結合金の密度が低下してしまうばかりでなく、焼結合金の被削性も低下してしまう。

２−３．第２硬質粒子の粒径
第２硬質粒子の粒径としては、焼結合金の用途、種類などに応じて適宜選択できるが、第２硬質粒子の粒径（最大粒径）は、７５μｍ以下の範囲にあることが好ましい。これにより、第２硬質粒子を基地により均一に分散させることができ、焼結合金の硬さを高めることができる。ここで、第２硬質粒子に粒径が７５μｍを超える硬質粒子を含んだ場合には、その粒径が大き過ぎるため焼結合金の被削性が低下することがある。なお、第２硬質粒子の粒径は、製造上の観点から、１μｍ以上であることが好ましい。

３．黒鉛粒子について
黒鉛粒子は、焼結時に黒鉛粒子のＣが鉄系基地および硬質粒子に固溶拡散することができるのであれば、天然黒鉛または人造黒鉛のいずれの黒鉛粒子であってもよく、これらが混合したものであってもよい。黒鉛粒子の粒径は、１〜４５μｍの範囲にあることが好ましい。好ましい黒鉛粒子からなる粉末としては、黒鉛粉末（日本黒鉛製：ＣＰＢ−Ｓ）などを挙げることができる。

４．鉄粒子について
焼結合金の基地となる鉄粒子は、Ｆｅを主成分とする鉄粒子から構成される。鉄粒子からなる粉末としては、純鉄粉が好ましいが、圧粉成形時の成形性が阻害さず、上述した第１硬質粒子のＭｎ等の元素の拡散が阻害されない範囲で、低合金鋼粉末であってもよい。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。また、これらの粉末は、ガスアトマイズ粉、水アトマイズ粉または還元粉であってもよい。鉄粒子の粒径は、１５０μｍ以下の範囲にあることが好ましい。

５．混合粉末の混合割合について
第１硬質粉末、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含むように混合粉末を作製する。混合粉末は、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、１硬質粒子を５〜５０質量％含有し、第２硬質粒子を１〜８質量％含有し、黒鉛粒子を０．５〜１．５質量％含有している。

混合粉末は、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子からなってもよく、得られる焼結合金の機械的強度および耐摩耗性が阻害されないことを前提に、他の粒子が数質量％程度含有していてもよい。この場合には、混合粉末に対して、第１および第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量が９５質量％以上であれば、その効果を十分に期待できる。例えば、混合粉末に、硫化物（例えばＭｎＳ）、酸化物（例えばＣａＣＯ_３）、フッ化物（例えばＣａＦ）、窒化物（例えばＢＮ）、酸硫化物からなる群から選ばれる少なくとも一種の被削性改善用の粒子を含有していてもよい。

第１硬質粒子は、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量に対して５〜５０質量％含有しているので、焼結合金の機械的強度と耐アブレッシブ摩耗性の双方を向上させることができる。

ここで、第１硬質粒子が、これらの合計量に対して５質量％未満である場合、後述する発明者らの実験からも明らかなように、第１硬質粒子による耐アブレッシブ摩耗性の効果を充分に発揮することができない。

一方、第１硬質粒子が、これらの合計量に対して５０質量％を超えた場合、第１硬質粒子が多すぎるため、混合粉末から成形体を成形しようとしても、成形体が成形し難い。また、第１硬質粒子同士の接触が増加し、鉄粒子同士が焼結される部分が減少するため、焼結合金の耐アブレッシブ摩耗性が低下する。

第２硬質粒子は、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量に対して１〜８質量％含有しているので、上述した如く、使用時の鉄系基地の塑性変形を抑制し、焼結合金の凝着摩耗を低減することができる。

ここで、第２硬質粒子が、これらの合計量に対して１質量％未満である場合、後述する発明者らの実験からも明らかなように、焼結合金の耐凝着摩耗性が低下する。一方、第２硬質粒子が、これらの合計量に対して８質量％を超えた場合、後述する発明者らの実験からも明らかなように、焼結合金の被削性が低下してしまう。

黒鉛粒子は、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子の合計量に対して０．５〜１．５質量％含有しているので、焼結した後、第１および第２硬質粒子を溶融することなく第１および第２硬質粒子に黒鉛粒子のＣを固溶拡散することができ、さらには鉄系基地にパーライト組織を確保することができる。これにより、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。

ここで、黒鉛粒子が、これらの合計量に対して０．５質量％未満の場合には、鉄系基地のフェライト組織が増加する傾向にあるので、焼結合金の鉄系基地自体の強度が低下してしまう。一方、黒鉛粒子が、これらの合計量に対して１．５質量％を超えた場合には、セメンタイト組織が析出し、焼結合金の被削性が低下する。

６．耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法について
このようにして、得られた混合粉末を、焼結合金用成形体に圧粉成形する。焼結合金用成形体には、混合粉末と同じ割合で、第１硬質粒子、第２硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子が含まれる。

焼結合金用成形体の黒鉛粒子のＣを、第１および第２硬質粒子と、鉄粒子とに拡散させながら、圧粉成形された焼結合金用成形体を焼結し、耐摩耗性鉄基焼結合金を製造する。このとき、鉄系基地（鉄粒子）から第１および第２硬質粒子への鉄の拡散が増大するばかりでなく、第２硬質粒子は炭素を含まないので、黒鉛粒子の炭素が第２硬質粒子へ拡散し易く、第２硬質粒子の粒界にＭｏ炭化物を生成し、焼結合金の硬さを高めることができる。

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、窒素ガス雰囲気、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。

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。

上述した方法によれば、Ｍｏ：１．６〜４０．６質量％、Ｎｉ：０．２５〜２０質量％、Ｃｏ：０．２５〜２０質量％、Ｃｒ：５％質量以下、Ｍｎ：０．０５〜１０質量％、Ｓｉ：０．０２５〜２質量％、Ｃ：０．０２５〜３．０質量％、その他が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。

７．耐摩耗性鉄基焼結合金の適用
上述した製造方法で得られた焼結合金は、高温使用環境下における機械的強度および耐摩耗性がこれまでのものよりも高い。例えば、高温の使用環境下となる、圧縮天然ガスまたは液化石油ガスを燃料とする内燃機関のバルブ系（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。

例えば、焼結合金で、内燃機関の排気弁のバルブシートを形成した場合、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したとしても、これらの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。特に、圧縮天然ガスまたは液化石油ガスを燃料とした使用環境下では、Ｍｏ酸化皮膜が形成され難いが、このような環境下であっても、前記凝着摩耗を低減することができる。

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：第１硬質粒子の最適添加量〕
以下に示す製造方法で、実施例１に係る焼結合金を製造した。第１硬質粒子として、Ｍｏ：４０質量％、Ｎｉ：３０質量％、Ｃｏ：２０質量％、Ｍｎ：５質量％、Ｓｉ：０．８質量％、Ｃ：１．２質量％、残部がＦｅと不可避不純物（すなわちＦｅ−４０Ｍｏ−３０Ｎｉ−２０Ｃｏ−５Ｍｎ−０．８Ｓｉ−１．２Ｃ）の合金から、ガスアトマイズ法により作製された硬質粒子（大同特殊鋼製）を準備した。この第１硬質粒子を、ＪＩＳ規格Ｚ８８０１に準拠したふるいを用い、４４μｍ〜２５０μｍの範囲に分級した。なお、本明細書でいう、「粒子の粒度」は、この方法により分級した値である。

第２硬質粒子として、Ｍｏ：６５質量％、残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−６５合金から、粉砕法により、作製された第２硬質粒子（キンセイマテック製）を準備した。第２硬質粒子を、７５μｍ以下に分級した。

次に、黒鉛粒子ならなる黒鉛粉末（日本黒鉛工業製： ＣＰＢ−Ｓ）、および、純鉄粒子からなる還元鉄粉（ＪＥＦスチール：ＪＩＰ２５５Ｍ−９０）を準備した。上述した、第１硬質粒子を５質量％、第２硬質粒子を３質量％、黒鉛粒子を１．１質量％、残りを鉄粒子（具体的には９０．９質量％）とした割合で、Ｖ型混合器で３０分間混合した。これにより混合粉末を得た。

次に、成形型を用い、得られた混合粉末を７８４ＭＰａの加圧力でリング形状をなす試験片に圧粉成形し、焼結合金用成形体（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、実施例１に係る焼結合金（バルブシート）の試験片を形成した。

〔実施例２，３：第１硬質粒子の最適添加量〕
実施例１と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例２，３は、第１硬質粒子の最適添加量を評価するための実施例である。実施例２，３が、実施例１と相違する点は、混合粉末全体に対して、表１に示すように、第１硬質粒子を順次４０質量％、５０質量％の割合で、添加した点である。

〔実施例４〕
実施例２と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例４は、第１硬質粒子の成分に新たな元素としてＣｒを添加した実施例である。実施例４が、実施例２と相違する点は、Ｍｏ：３４質量％、Ｎｉ：１０質量％、Ｃｏ：３１質量％、Ｃｒ：３．７質量％、Ｍｎ：６質量％、Ｓｉ：０．９質量％、Ｃ：１．０質量％、残部がＦｅと不可避不純物（すなわちＦｅ−３４Ｍｏ−１０Ｎｉ−３１Ｃｏ−３．７Ｃｒ−６Ｍｎ−０．９Ｓｉ−１．０Ｃ）の合金から、ガスアトマイズ法により作製された硬質粒子を第１硬質粒子として用いた点である。

〔実施例５〜７〕
実施例２と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例５〜７は、第１硬質粒子の成分の添加量を変更した実施例である。

実施例５が、実施例２と相違する点は、Ｍｏ：７０質量％、Ｎｉ：５質量％、Ｃｏ：５質量％、Ｍｎ：２質量％、Ｓｉ：０．８質量％、Ｃ：１．２質量％、残部がＦｅと不可避不純物（すなわちＦｅ−７０Ｍｏ−５Ｎｉ−５Ｃｏ−２Ｍｎ−０．８Ｓｉ−１．２Ｃ）の合金から、ガスアトマイズ法により作製された硬質粒子を第１硬質粒子として用いた点である。

実施例６が、実施例２と相違する点は、Ｍｏ：２０質量％、Ｎｉ：４０質量％、Ｃｏ：５質量％、Ｍｎ：６質量％、Ｓｉ：０．８質量％、Ｃ：１．２質量％、残部がＦｅと不可避不純物（すなわちＦｅ−２０Ｍｏ−４０Ｎｉ−５Ｃｏ−６Ｍｎ−０．８Ｓｉ−１．２Ｃ）の合金から、ガスアトマイズ法により作製された硬質粒子を第１硬質粒子として用いた点である。

実施例７が、実施例２と相違する点は、Ｍｏ：２０質量％、Ｎｉ：５質量％、Ｃｏ：４０質量％、Ｍｎ：６質量％、Ｓｉ：０．８質量％、Ｃ：１．２質量％、残部がＦｅと不可避不純物（すなわちＦｅ−２０Ｍｏ−５Ｎｉ−４０Ｃｏ−６Ｍｎ−０．８Ｓｉ−１．２Ｃ）の合金から、ガスアトマイズ法により作製された硬質粒子を第１硬質粒子として用いた点である。

〔比較例１〕
実施例２と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例１と相違する点は、第１硬質粒子に、特開２００４−１５６１０１号公報に記載の硬質粒子に相当するＣｏ−４０Ｍｏ−５Ｃｒ−０．９Ｃ合金からなる粒子を用い、第２硬質粒子を添加していない点である。

〔比較例２，３：第１硬質粒子の最適添加量の比較例〕
実施例１と同じように焼結合金の試験片を作製した。比較例２，３は、第１硬質粒子の最適添加量を評価するための比較例である。比較例２，３が、実施例１と相違する点は、混合粉末全体に対して、表１に示すように、第１硬質粒子を順次０質量％（すなわち添加していない）、６０質量％の割合で、添加した点である。なお、比較例３では、混合粉末から成形体に成形できなかった。

＜摩耗試験＞
図１の試験機を用いて、実施例１〜７および比較例１，２に係る焼結合金の試験片に対して摩耗試験を行い、これらの耐摩耗性を評価した。この試験では、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ＥＶ１２（ＳＥＡ規格）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２５ｋｇｆの荷重を付与して、３２５０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。

摩耗試験後のバルブシート１２とバルブフェース１４の軸方向の摩耗深さの総量を、軸方向摩耗量として測定した。この結果を表１および図３（ａ）に示す。図３（ａ）は、実施例１〜３および比較例１，２における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフである。

さらに、実施例２および比較例１に係る試験片に対して、上述した摩耗試験を試験片の表面が酸化しにくい２００℃の温度で実施した。実施例２および比較例１の摩耗試験後の表面プロフィールを測定し、測定した表面プロフィールから摩耗深さを測定した。この結果を図４（ａ）および図４（ｂ）に示す。図４（ａ）は、実施例２および比較例１に係る試験片の摩耗試験後の表面プロフィールであり、図４（ｂ）は、実施例２および比較例１の試験片の摩耗深さの結果を示したグラフである。

＜被削性試験＞
図２に示す試験機を用いて、実施例１〜７および比較例１，２に係る焼結合金の試験片に対して被削性試験を行い、これらの被削性を評価した。この試験では、外径３０ｍｍ、内径２２ｍｍ、全長９ｍｍの試験片２０を実施例１〜７および比較例１，２のそれぞれに対して６個準備した。ＮＣ旋盤を用いて、窒化チタンアルミコーティングした超硬の刃具３０で、回転数９７０ｒｐｍで回転した試験片２０に対して、切込み量０．３ｍｍ、送り０．０８ｍｍ／ｒｅｖ、切削距離３２０ｍ、湿式でトラバース切削した。

その後、光学顕微鏡により、刃具３０の逃げ面の最大摩耗深さを刃具摩耗量として測定した。この結果を、この結果を表１および図３（ｂ）に示す。図３（ｂ）は、実施例１〜３および比較例１，２における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフである。

（結果１：第１硬質粒子の最適添加量）
図３（ａ）に示すように、実施例１〜３の軸方向摩耗量は、比較例１，２のものよりも少なかった。実施例１、実施例２、実施例３の順で、軸方向摩耗量が減少した。また、表１に示すように、実施例２の第１硬質粒子の成分および添加量を変更した実施例４、添加量を変更した実施例５〜７の軸方向摩耗量は同程度であった。このことから、第１硬質粒子を添加することにより、焼結合金の耐アブレッシブ摩耗性が向上すると考えらえる。しかしながら、比較例３では、第１硬質粒子を添加し過ぎたため、成形体の成形性が阻害されたと言える。以上の点から、第１硬質粒子の最適な添加量は、混合粉末に対して５〜５０質量％である。

なお、図３（ｂ）に示すように、実施例１〜３の刃具摩耗量は、比較例１のものよりも少なく、実施例１、実施例２、実施例３の順で、刃具摩耗量は増加した。また、表１に示すように、実施例２と、実施例２の第１硬質粒子の添加元素および添加量を変更した実施例４、添加量を変更した実施例５〜７の刃具摩耗量は同程度であった。このことから、実施例５〜７に示す第１硬質粒子の成分の範囲では、軸方向摩耗量および刃具摩耗量の変化は少ない。

また、２００℃の温度環境下で行った摩耗試験では、図４（ａ）に示すように、比較例１の試験片の表面プロフィールには、毟れたような部分が存在し、凝着摩耗していたことが確認された。しかしながら、実施例２の試験片の表面プロフィールには、毟れたような部分がほとんどなかった。これは、実施例２の試験片に、第２硬質粒子を添加したことによると考えられ、この点を以下の実施例８〜１０および比較例４，５において確認した。

〔実施例８〜１０：第２硬質粒子の最適添加量〕
実施例２と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例８〜１０は、第２硬質粒子の最適添加量を評価するための実施例である。実施例８〜１０が、実施例２と相違する点は、混合粉末全体に対して、表２に示すように、第２硬質粒子を順次１質量％、３質量％、８質量％の割合で、添加した点である。なお、実施例９は、上述した実施例２と同じである。

〔比較例４，５：第２硬質粒子の最適添加量の比較例〕
実施例８と同じように焼結合金の試験片を作製した。比較例４，５は、第２硬質粒子の最適添加量を評価するための比較例である。比較例４，５が、実施例８と相違する点は、混合粉末全体に対して、表２に示すように、第２硬質粒子を順次０質量％、１０質量の割合で、添加した点である。

実施例１と同様に、実施例８〜１０および比較例４，５の試験片に対して、摩耗試験を行い、摩耗試験後の軸方向摩耗量を測定した。この結果を、表２および図５（ａ）に示す。図５（ａ）は、実施例８〜１０および比較例１，４，５における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフであり、図５（ａ）には、上述した比較例１の結果も合わせて記載した。

さらに、実施例８および比較例４に係る試験片の摩耗試験後の表面を顕微鏡で観察した。この結果を、図６（ａ）および図６（ｂ）に示す。図６（ａ）は、実施例８に係る試験片の摩耗試験後の表面写真であり、図６（ｂ）は、比較例４に係る試験片の摩耗試験後の表面写真である。

実施例１と同様に、実施例８〜１０および比較例４，５の試験片に対して、被削性試験を行い、被削性試験後の刃具摩耗量を測定した。この結果を、表２および図５（ｂ）に示す。図５（ｂ）は、実施例８〜１０および比較例１，４，５における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフであり、図５（ｂ）には、上述した比較例１の結果も合わせて記載した。

（結果２：第２硬質粒子の最適添加量）
図５（ａ）に示すように、実施例８〜１０，比較例５の軸方向摩耗量は、比較例１，４のものよりも少なかった。実施例８、実施例９、実施例１０、比較例５の順で、軸方向摩耗量が僅かに減少した。しかしながら、図５（ｂ）に示すように、比較例５の刃具摩耗量は、実施例８〜１０のものよりも多かった。

実施例８では、図６（ａ）に示す白線の囲み部分の一部に、凝着摩耗による毟れ痕が僅かに存在した。一方、比較例４では、図６（ｂ）に示す白線の囲んだ黒色部分全体が、凝着摩耗による毟れ痕となっていた。

このことから、第２硬質粒子は、焼結後の焼結合金の硬さを向上させることで、使用時の焼結合金の鉄系基地の塑性変形を抑制し、焼結合金の凝着摩耗を低減していると考えられる。具体的には、第２硬質粒子は、第１硬質粒子のように、Ｎｉ，Ｃｏ等を含まないので、第１硬質粒子よりも鉄系基地を硬質化することができ、焼結時にモリブデン炭化物を鉄系基地の粒界に析出させることにより、焼結後の鉄系基地の硬さが向上したと考えらえる。そして、比較例５の如く、第２硬質粒子を添加し過ぎると、焼結後の焼結合金が硬くなり過ぎてしまい、被削性が低下すると考えられる。以上の結果から、第２硬質粒子の最適な添加量は、混合粉末に対して１〜８質量％である。

〔実施例１１〜１３：黒鉛粒子の最適添加量〕
実施例２と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例１１〜１３は、黒鉛粒子の最適添加量を評価するための実施例である。実施例１１〜１３が、実施例２と相違する点は、混合粉末全体に対して、表３に示すように、黒鉛粒子を順次０．５質量％、１．１質量％、１．５質量％の割合で、添加した点である。なお、実施例１２は、上述した実施例２と同じである。

〔比較例６，７：黒鉛粒子の最適添加量の比較例〕
実施例１１と同じように焼結合金の試験片を作製した。比較例６，７は、黒鉛粒子の最適添加量を評価するための比較例である。比較例６，７が、実施例１１と相違する点は、混合粉末全体に対して、表３に示すように、黒鉛粒子を順次０．４質量％、１．６質量の割合で、添加した点である。

実施例１と同様に、実施例１１〜１３および比較例６，７の試験片に対して、摩耗試験を行い、摩耗試験後の軸方向摩耗量を測定した。この結果を、表３および図７（ａ）に示す。図７（ａ）は、実施例１１〜１３および比較例１，６，７における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフであり、図７（ａ）には、上述した比較例１の結果も合わせて記載した。

実施例１と同様に、実施例１１〜１３および比較例６，７の試験片に対して、被削性試験を行い、被削性試験後の刃具摩耗量を測定した。この結果を、表３および図７（ｂ）に示す。図７（ｂ）は、実施例１１〜１３および比較例１，６，７における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフであり、図７（ｂ）には、上述した比較例１の結果も合わせて記載した。

実施例１２，比較例６，比較例７の試験片に対して、ナイタルを用いてエッチングを行って、焼結合金の組織を顕微鏡で観察した。この結果を、図８（ａ）〜図８（ｃ）に示す。図８（ａ）は、実施例１２に係る試験片の組織写真であり、図８（ｂ）は、比較例６に係る試験片の組織写真であり、図８（ｃ）は、比較例７に係る試験片の組織写真である。

（結果３：黒鉛粒子の最適添加量）
図７（ａ）に示すように、実施例１１〜１３，比較例７の軸方向摩耗量は、比較例６のものよりも少なかった。しかしながら、図７（ｂ）に示すように、比較例７の刃具摩耗量は、実施例１１〜１３のものよりも多かった。

図８（ａ）に示すように、実施例１２に示す焼結合金の組織には、パーライト組織が形成されていたが、図８（ｃ）に示すように、比較例７に示す焼結合金の組織には、黒鉛粒子の増量により、セメンタイト組織が形成されていた。これにより、比較例７の刃具摩耗量は、実施例１１〜１３のものよりも多かったと考えられる。一方、図８（ｂ）に示すように、比較例６に示す焼結合金の組織には、フェライトを中心とした組織となるため、比較例６の軸方向摩耗量は、実施例１１〜１３，比較例７のものよりも多くなったと考えられる。このことから、焼結した後、鉄系基地にパーライト組織を確保することができる黒鉛粒子の最適な添加量は、混合粉末に対して０．５〜１．５質量％である。

〔実施例１４，１５：第２硬質粒子の最適粒径〕
実施例２と同じように焼結合金の試験片を作製した。実施例１４，１５は、第２硬質粒子の最適粒径を評価するための実施例である。実施例１４，１５が、実施例２と相違する点は、表４に示すように、第２硬質粒子として、順次、その粒径（粒度）が４５μｍ以下の範囲、４５μｍ超えかつ７５μｍ以下の範囲となるように分級した第２硬質粒子を用いた点である。

〔比較例８，９：第２硬質粒子の最適粒径の比較例〕
実施例１４と同じように焼結合金の試験片を作製した。比較例８，９は、第２硬質粒子の最適粒径を評価するための比較例である。比較例８，９が、実施例１４と相違する点は、表４に示すように、第２硬質粒子として、順次、その粒径（粒度）が７５μｍ超えかつ１００μｍ以下の範囲，１００μｍ超えかつ１５０μｍ以下の範囲に分級した第２硬質粒子を用いた点である。なお、比較例８，９に係る試験片は、本発明の範囲に含まれる焼結合金であり、実施例１４，１５と対比するために、便宜上、比較例８，９としている。

実施例１と同様に、実施例１４，１５および比較例８，９の試験片に対して、摩耗試験を行い、摩耗試験後の軸方向摩耗量を測定した。この結果を、表４および図９（ａ）に示す。図９（ａ）は、実施例１４，１５および比較例８，９における摩耗試験後の軸方向摩耗量の結果を示したグラフである。

実施例１と同様に、実施例１４，１５および比較例８，９の試験片に対して、被削性試験を行い、被削性試験後の刃具摩耗量を測定した。この結果を、表４および図９（ｂ）に示す。図９（ｂ）は、実施例１４，１５および比較例８，９における被削性試験後の刃具摩耗量の結果を示したグラフである。

（結果４：第２硬質粒子の最適粒径）
図９（ａ）に示すように、実施例１４，１５および比較例８，９の軸方向摩耗量は、同程度であった。しかしながら、図９（ｂ）に示すように、実施例１４，１５の刃具摩耗量は、比較例８，９のものよりも少なかった。これは、比較例８，９では、第２硬質粒子の粒径が大き過ぎるため試験片の被削性が低下することがある。この結果から、第２硬質粒子の粒径（最大粒径）は、７５μｍ以下の範囲にあることが好ましい。

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。

Claims (7)

1. 硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含む混合粉末から、焼結合金用成形体を圧粉成形する工程と、
   焼結合金用成形体の前記黒鉛粒子のＣを、前記硬質粒子および前記鉄粒子に拡散させながら、前記焼結合金用成形体を焼結する工程と、を含む耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法であって、
   前記硬質粒子は、第１硬質粒子と第２硬質粒子とを含み、
   前記第１硬質粒子は、前記第１硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：２０〜７０質量％、Ｎｉ：５〜４０質量％、Ｃｏ：５〜４０質量％、Ｍｎ：１〜２０質量％、Ｓｉ：０．５〜４．０質量％、Ｃ：０．５〜３．０質量％、残部がＦｅと不可避不純物からなり、
   前記第２硬質粒子は、前記第２硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：６０〜７０質量％、Ｓｉ：２．０質量％以下、残部がＦｅと不可避不純物からなり、
   前記混合粉末は、前記第１硬質粒子、前記第２硬質粒子、前記黒鉛粒子、および前記鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、前記１硬質粒子を５〜５０質量％含有し、前記第２硬質粒子を１〜８質量％含有し、前記黒鉛粒子を０．５〜１．５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の製造方法。
2. 前記第１硬質粒子には、前記第１硬質粒子を１００質量％としたときに、１０質量％以下のＣｒがさらに添加されていることを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法。
3. 前記第２硬質粒子の粒径は、７５μｍ以下の範囲にあることを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法。
4. 硬質粒子、黒鉛粒子、および鉄粒子を含む焼結合金用成形体であって、
   前記硬質粒子は、第１硬質粒子と第２硬質粒子とを含み、
   前記第１硬質粒子は、前記第１硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：２０〜７０質量％、Ｎｉ：５〜４０質量％、Ｃｏ：５〜４０質量％、Ｍｎ：１〜２０質量％、Ｓｉ：０．５〜４．０質量％、Ｃ：０．５〜３．０質量％、残部がＦｅと不可避不純物からなり、
   前記第２硬質粒子は、前記第２硬質粒子を１００質量％としたときに、Ｍｏ：６０〜７０質量％、Ｓｉ：２．０質量％以下、残部がＦｅと不可避不純物からなり、
   前記焼結合金用成形体は、前記第１硬質粒子、前記第２硬質粒子、前記黒鉛粒子、および前記鉄粒子の合計量を１００質量％としたときに、前記１硬質粒子を５〜５０質量％含有し、前記第２硬質粒子を１〜８質量％含有し、前記黒鉛粒子を０．５〜１．５質量％含有していることを特徴とする焼結合金用成形体。
5. 前記第１硬質粒子には、前記第１硬質粒子を１００質量％としたときに、１０質量％以下のＣｒがさらに添加されていることを特徴とする請求項４に記載の焼結合金用成形体。
6. 前記第２硬質粒子の粒径は、７５μｍ以下の範囲にあることを特徴とする請求項５に記載の焼結合金用成形体。
7. 請求項４〜６のいずれか一項に記載の前記焼結合金用成形体の焼結体である耐摩耗性鉄基焼結合金。

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