JP6431012B2 - 耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法および耐摩耗性鉄基焼結合金 - Google Patents

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成形体に圧粉成形する。その後、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、還元鉄粉をベースとして、黒鉛粉末、Ｍｏ粉末、Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、ＣａＦ粉末、を混合した混合粉末を成形体に圧粉成形し、成形体を焼結する焼結合金の製造方法が提案されている。この製造方法により製造された焼結合金は、オーステナイト組織、パーライト組織、およびフェライト組織からなるＦｅ−Ｃ−Ｃｏ−Ｎｉの基地に、ＦｅＭｏ合金からなる硬質粒子およびＣａＦ_２微細粒子を分散している（例えば、特許文献１参照）。

特開昭６０−２５８４５０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は、耐食性および耐摩耗性を確保するために、Ｎｉ、Ｃｏが添加されているが、これらの金属は、高価であるため、耐摩耗性鉄基焼結合金のコストが高くなってしまう。

本発明は、前記課題を鑑みてなされたものであり、これまでよりも安価に耐食性および耐摩耗性を向上させることができる耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法、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、鋭意検討を重ねた結果、ＣｒおよびＭｏを、これまでよりも低い割合で含有した鉄合金粉末に着眼した。このような鉄合金粉末と純鉄粉末とを用いることにより、焼結時には、純鉄粉末の組織を、鉄基地となる組織をフェライト組織およびパーライト組織が混合した組織にしつつ、ＣｒおよびＭｏにより焼入れ性を高めた鉄合金粒子の組織を、鉄基地の組織よりも硬質のマルテンサイト組織に変態させることができると考えた。これにより、マルテンサイト組織に変態した鉄合金粒子は、硬質粒子となって、これが焼結合金の耐摩耗性を向上させることができると考えた。さらに、焼結合金にＣｒおよびＣｕを添加することで、焼結合金の耐食性も向上させることができると考えた。

本発明はこのような考え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、純鉄粉末、鉄合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を含む混合粉末から、成形体を圧粉成形する成形工程と、前記成形体を焼結する焼結工程と、を含む耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法であって、前記鉄合金粉末は、前記鉄合金粉末全体を１００質量％としたときに、Ｃｒ：２．５〜３．５質量％、Ｍｏ：０．４〜０．６質量％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記混合粉末は、前記混合粉末全体を１００質量％としたときに、前記鉄合金粉末が、１５〜４０質量％であり、前記銅粉末が、１．２〜１．８質量％であり、前記黒鉛粉末が、０．５〜１．０質量％であり、残りが、純鉄粉末であり、前記焼結工程において、前記純鉄粉末に由来する組織をフェライト組織およびパーライト組織が混合した組織にし、前記鉄合金粉末に由来する組織をマルテンサイト組織にす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、Ｃ：０．５〜１．０質量％、Ｃｒ：０．４５〜１．２０質量％、Ｍｏ：０．０７５〜０．２００質量％、Ｃｕ：１．２〜１．８質量％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる耐摩耗性鉄基焼結合金であって、前記耐摩耗性鉄基焼結合金には、マルテンサイト組織からなる硬質粒子が、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織からなる鉄基地に分散しており、前記Ｃおよび前記Ｃｕは、前記鉄基地および前記硬質粒子に含有しており、前記Ｃｒおよび前記Ｍｏは、少なくとも前記硬質粒子に含有しており、前記硬質粒子は、前記耐摩耗性鉄基焼結合金の全体を１００質量％としたときに、１５．３〜４０．９質量％含有していることを特徴とする。

本発明によれば、これまでよりも安価に耐食性および耐摩耗性を向上させることができる。

実施例および比較例で使用した耐摩耗性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評価試験の模式的概念図。 実施例および比較例で使用した腐食性評価試験の模式的概念図。 実施例１に係る焼結合金の組織写真。 実施例２に係る焼結合金の組織写真。 実施例１〜４および比較例１、２に係る、鉄合金粉末の添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の摩耗量比との関係を示したグラフ。 実施例１〜４および比較例１に係る、鉄合金粉末の添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の腐食減量比との関係を示したグラフ。 実施例３〜５および比較例３〜５に係る、焼結合金のＣｕの添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の摩耗量比との関係を示したグラフ。 実施例３〜５および比較例３に係る、焼結合金のＣｕの添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の腐食減量比との関係を示したグラフ。 実施例４〜６および比較例６、７に係る、焼結合金のＣの添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の摩耗量比との関係を示したグラフ。

以下に、本発明の実施形態に係る耐摩耗性鉄基焼結合金（以下、焼結合金という）およびその製造方法を詳述する。

本実施形態に係る耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法は、純鉄粉末、鉄合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を含む混合粉末から、成形体を圧粉成形する成形工程と、成形体を焼結する焼結工程と、を含む。以下に、鉄合金粉末、純鉄粉末、銅粉末、および黒鉛粉末の順に、これらを説明し、さらに、これらを混合した混合粉末、この混合粉末で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．鉄合金粉末について
鉄合金粉末は、焼結時に、鉄合金粉末の組織である、フェライト組織、またはフェライト組織およびパーライト組織を混合した混合組織をマルテンサイト組織にし、焼結合金の鉄基地に対して硬度を高め、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粉末である。

鉄合金粉末は、鉄合金粉末全体を１００質量％としたときに、Ｃｒ：２．５〜３．５質量％、Ｍｏ：０．４〜０．６質量％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。鉄合金粉末は、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、上述した鉄合金粉末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．Ｃｒ：２．５〜３．５質量％
鉄合金粉末にこのような範囲で含有したＣｒは、焼結時に、成形体に存在する、鉄合金粉末に由来した鉄合金粒子の焼入れ性を向上させ、焼結後に鉄基地に対して硬質である硬質粒子を担うマルテンサイト組織を鉄合金粒子に析出させることができる。また、Ｃｒは、焼結時に、鉄合金粒子にＣｒ炭化物を生成し、焼結合金の耐摩耗性を向上させることができる。さらに、Ｃｒは、焼結合金の表面に不動体膜を形成し、焼結合金の耐食性を向上させることができる。

ここで、Ｃｒの含有量が２．５質量％未満である場合、Ｃｒの含有量が少な過ぎるため、上述した鉄合金粒子の焼入れ性が充分ではなく、焼結合金の耐食性も充分ではない。一方、Ｃｒの含有量が３．５質量％を超える場合、Ｃｒの含有量が多過ぎるため、鉄合金粉末の硬度が高くなり過ぎてしまい、混合粉末から成形体への成形性が低下する。これにより、焼結合金の密度が確保できず、焼結合金の耐摩耗性が低下することがある。このような観点から、Ｃｒの含有量は、２．８〜３．２質量％であることがより好ましい。

１−２．Ｍｏ：０．４〜０．６質量％
鉄合金粉末にこのような範囲で含有したＭｏは、焼結時に、成形体に存在する、鉄合金粉末に由来した鉄合金粒子の焼入れ性を向上させ、焼結後に鉄基地に対して硬質である硬質粒子を担うマルテンサイト組織を鉄合金粒子に析出させることができる。また、Ｍｏは、焼結時に、鉄合金粒子にＭｏ炭化物を形成し、焼結合金の耐摩耗性を向上させることができる。さらに、硬質粒子に固溶しているＭｏおよびＭｏ炭化物は、焼結合金を使用する高温使用環境下において酸化し、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０．４質量％未満である場合、Ｍｏの含有量が少な過ぎるため、上述した鉄合金粒子の焼入れ性が充分ではなく、上述した固体潤滑性も充分に期待することができない。一方、Ｍｏの含有量が０．６質量％を超える場合、Ｍｏの含有量が多過ぎるため、鉄合金粉末の硬度が高くなり過ぎてしまい、混合粉末から成形体への成形性が低下する。これにより、焼結合金の密度が確保できず、焼結合金の耐摩耗性が低下することがある。このような観点から、Ｍｏの含有量は、０．４５〜０．５５質量％であることがより望ましい。

１−３．鉄合金粉末の粒径
鉄合金粉末の粒径としては、焼結合金の用途、種類などに応じて適宜選択できるが、鉄合金粉末の粒径は、２０〜１８０μｍ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。なお、本明細書でいう「粒径」は、ＪＩＳ−Ｚ８８０１に準拠して測定された粒径のことをいう。

ここで、鉄合金粉末の粒径が２０μｍ未満である場合には、その粒径が小さすぎるため焼結合金の耐摩耗性が損なわれることがある。一方、鉄合金粉末の粒径が１８０μｍを超える場合には、その粒径が大きすぎるため焼結合金の被削性が低下することがある。

２．純鉄粉末について
焼結合金の鉄基地となる純鉄粉末は、純鉄からなる粉末で、純鉄は、Ｆｅが９９質量％以上（より好ましくは、９９．９質量％以上）、残部が不可避不純物からなる。純鉄粉末は、フェライト組織からなる粉末であり、焼結後に、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織からなる鉄基地になる。純鉄粉末は、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、１８０μｍ以下の範囲にあることが好ましい。

３．銅粉末について
銅粉末を構成するＣｕは、焼結時に溶融し、鉄基地および鉄合金粒子（硬質粒子）に、固溶拡散することにより、鉄基地の硬さを上昇させるとともに、焼結合金の耐食性を向上させるための元素である。本実施形態では、銅粉末は、純銅からなる粉末で、純銅は、Ｆｅが９９質量％以上（より好ましくは、９９．９質量％以上）、残部が不可避不純物からなる。銅粉末は、上述した純鉄粉末と同様の方法で製造することができる。銅粉末の粒径は、１０〜８０μｍの範囲にあることが好ましい。

４．黒鉛粉末について
黒鉛粉末を構成するＣは、焼結時に鉄基地および鉄合金粒子（硬質粒子）に、固溶拡散することにより、これらの硬さを上昇させ、焼入れ性を高めるための元素である。黒鉛粉末は、天然黒鉛または人造黒鉛のいずれの黒鉛からなる粉末であってもよく、これらが混合したものであってもよい。黒鉛粉末の粒径は、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。

５．混合粉末の混合割合について
純鉄粉末、鉄合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を含むように混合粉末を作製する。混合粉末は、混合粉末全体を１００質量％としたときに、鉄合金粉末が１５〜４０質量％の範囲にあり、銅粉末が、１．２〜１．８質量％の範囲にあり、黒鉛粉末が、０．５〜１．０質量％の範囲にあり、残部が、純鉄粉末である。

５−１．鉄合金粉末：１５〜４０質量％
鉄合金粉末は、混合粉末全体を１００質量％としたときに、１５〜４０質量％の範囲にあるので、鉄合金粉末に由来するマルテンサイト組織からなる硬質粒子により、焼結合金の耐アブレッシブ摩耗性を向上させることができる。また、鉄合金粉末に含有するＣｒにより、焼結合金の耐食性を向上させることができる。より好ましくは、鉄合金粉末は、混合粉末全体を１００質量％としたときに、１５〜２５質量％の範囲にある。

鉄合金粉末が、混合粉末全体に対して、１５質量％未満である場合、鉄合金粉末の割合が少な過ぎるため、焼結合金に含まれる、鉄合金粉末に由来する硬質粒子（マルテンサイト組織）の量が充分ではない。したがって、焼結合金の耐摩耗性が低下してしまう。鉄合金粉末の割合が少な過ぎることから、焼結合金中のＣｒの含有量も少なく、焼結合金の耐食性も充分ではない（例えば、後述する比較例１等参照）。

一方、鉄合金粉末が、混合粉末全体に対して、４０質量％を超えた場合、鉄合金粉末の割合が多過ぎるため、焼結合金中に含まれるマルテンサイト組織からなる硬質粒子の割合が増え過ぎ、被削性を低下してしまう（例えば、後述する比較例２等参照）。

５−２．銅粉末：１．２〜１．８質量％
銅粉末は、混合粉末全体に対して、１．２〜１．８質量％の範囲にあるので、鉄基地の硬さを向上させ、焼結合金の耐食性を向上させることができる。より好ましくは、銅粉末は、混合粉末全体を１００質量％としたときに、１．４〜１．６質量％の範囲にある。

銅粉末が、混合粉末全体に対して、１．２質量％未満である場合、銅粉末の割合が少な過ぎるため、焼結合金の鉄基地の硬さを確保することができず、焼結合金に対して金属接触が生じた際に、鉄基地が塑性変形して、毟り取られ易く、凝着摩耗が発生することがある。また、銅による耐食性の効果が十分に得られず、焼結合金の耐食性が低下することがある（例えば、後述する比較例３等参照）。

一方、銅粉末が、混合粉末全体に対して、１．８質量％を超えた場合、銅粉末の割合が多過ぎるため、高温使用環境下において、Ｃｕにより焼結合金の表面にＭｏ酸化皮膜等が形成され難くなり、焼結合金に対して金属接触が生じた際に、凝着摩耗が発生し、耐摩耗性が低下する（例えば、後述する比較例４、５等参照）。

５−３．黒鉛粉末：０．５〜１．０質量％
黒鉛粉末は、混合粉末全体に対して、０．５〜１．０質量％含有しているので、鉄基地の硬さを向上させ、焼結時の焼入れ性を向上させることができ、焼結合金の耐摩耗性を高めることができる。より好ましくは、黒鉛粉末は、混合粉末全体を１００質量％としたときに、０．８〜０．９質量％の範囲にある。

黒鉛粉末が、混合粉末全体に対して、０．５質量％未満である場合、黒鉛粉末の割合が少な過ぎるため、焼結合金の鉄基地には、フェライト組織が多くなり、焼結合金の硬さが低くなる。これにより、焼結合金の耐摩耗性が低下してしまう（例えば、後述する比較例６等参照）。

一方、黒鉛粉末が、混合粉末全体に対して１．０質量％を超えた場合、黒鉛粉末の割合が多過ぎるため、焼結合金にＣｒ炭化物およびＭｏ炭化物が多く生成されることになり、焼結合金の耐食性が低下してしまう（例えば、後述する比較例７等参照）。

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、金型を用いて成形体に圧粉成形する。成形体には、混合粉末と同じ割合で、純鉄粉末、鉄合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末が含まれる。次に、成形体を焼結する（焼結工程）。

具体的には、焼結工程において、加熱温度を１０５０℃〜１２００℃とし、加熱時間を、１０分間〜６０分間とした条件で、成形体を加熱し、前記条件で加熱された成形体を、２０℃／分〜３００℃／分の冷却速度で冷却する。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、または減圧された雰囲気（真空に近い雰囲気）を挙げることができる。

これにより、炭素および銅が、純鉄粉末に由来する成形体の純鉄粒子、および鉄合金粉末に由来する成形体の鉄合金粒子に、固溶拡散する。ここで、鉄合金粒子は、ＣｒおよびＭｏを僅かに含んでいるので、純鉄粒子に比べて、焼入れ性が高い。

したがって、成形体を加熱後、これを冷却する際に、純鉄粒子の組織をフェライト組織およびパーライト組織が混合した組織に変態させ、鉄合金粉末に由来する鉄合金粒子の組織をマルテンサイト組織に変態させることができる。

なお、本実施形態では、純鉄粉末の組織は、加熱前にはフェライト組織であり、合金粉末の組織は、加熱前にはフェライト組織、またはフェライト組織とパーライト組織の混合組織であり、焼結時の加熱状態において、これらは、オーステナイト組織に変態する。その後、加熱された成形体（焼結合金）を冷却する際に、これらは、上述した組織に変態する。

このようにして、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織からなる純鉄粒子は、焼結合金の鉄基地となる。一方、マルテンサイト組織ならなる鉄合金粒子は、焼結合金に含まれる硬質粒子となる。ここで、硬質粒子は、鉄基地よりも硬質な粒子である。

ここで、焼結工程において、加熱温度が１０５０℃未満である場合、Ｃｕが液相状態とならず、未溶融のＣｕが焼結合金に残存するおそれがあり、加熱温度が１２００℃を超えた場合、焼結途中の成形体が溶融するおそれがある。

また、焼結工程において、加熱時間が１０分間未満である場合、成形体の焼結が不十分なことがあり、焼結時間が６０分間を超えた場合、焼結性の効果はそれ以上認められず、各組織の結晶粒が成長してしまい、焼結合金の強度が低下してしまうことがある。

焼結工程において、冷却速度が２０℃／分未満である場合、鉄合金粒子の組織が、マルテンサイト組織に変態し難く、焼結合金の耐摩耗性が低下するおそれがある。一方、冷却速度が３００℃／分を超えた場合、鉄基地となる純鉄粒子の組織も、マルテンサイト組織に変態するおそれがあり、焼結合金の被削性が低下してしまう。

７．耐摩耗性鉄基焼結合金について
このようにして得られた焼結合金は、焼結合金全体を１００質量％としたときに、Ｃ：０．５〜１．０質量％、Ｃｒ：０．４５〜１．２０質量％、Ｍｏ：０．０７５〜０．２００質量％、Ｃｕ：１．２〜１．８質量％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。また、焼結合金には、マルテンサイト組織からなる硬質粒子が、フェライト組織およびパーライト組織からなる鉄基地に分散している。ＣおよびＣｕは、鉄基地および硬質粒子に含有しており、ＣｒおよびＭｏは、少なくとも硬質粒子に含有している。ここで、ＣｒおよびＭｏの大半は、硬質粒子内またはその界面に存在し、僅かな量のＣｒおよびＭｏが、鉄基地の界面近傍に存在する。硬質粒子は、焼結合金の全体を１００質量％としたときに、１５．３〜４０．９質量％含有している。

７−１．Ｃ：０．５〜１．０質量％
焼結合金に含有するＣを０．５〜１．０質量％にすることにより、焼結合金の耐摩耗性を高めることができる。Ｃの含有量が０．５質量％未満である場合、鉄基地の炭素含有量が少ないため、フェライト組織が多くなり、焼結合金の耐摩耗性が低下してしまう。一方、Ｃの含有量が１．０質量％を超えた場合、焼結合金にＣｒ炭化物およびＭｏ炭化物が多く存在することになり、焼結合金の耐食性が低下してしまう。より好ましくは、焼結合金を１００質量％としたときに、Ｃの含有量は、０．８〜０．９質量％である。

７−２．Ｃｒ：０．４５〜１．２０質量％
焼結合金に含有するＣｒを０．４５〜１．２０質量％にすることにより、焼結合金の耐摩耗性および耐食性を高めることができる。Ｃｒの含有量が０．４５質量％未満である場合には、Ｃｒの含有量が少な過ぎるため、Ｃｒによる耐摩耗性および耐食性の効果を充分に発揮することができないことがある。一方、Ｃｒの含有量が１．２０質量％を超えた場合、Ｃｒの含有量が多過ぎるため、焼結合金の被削性が低下してしまうことがある。より好ましくは、焼結合金を１００質量％としたときに、Ｃｒの含有量は、０．５〜１．０質量％である。

７−３．Ｍｏ：０．０７５〜０．２００質量％
焼結合金に含有するＭｏを０．０７５〜０．２００質量％にすることにより、焼結合金の耐摩耗性および耐食性を高めることができる。Ｍｏの含有量が、０．０７５質量％未満である場合、Ｍｏの含有量が少な過ぎるため、Ｍｏ炭化物による耐摩耗性を充分に発揮できないことがあり、高温使用環境下におけるＭｏ酸化物による固体潤滑性も充分に発揮できないことがある。一方、Ｍｏの含有量が０．２００質量％を超えた場合、Ｍｏの含有量が多過ぎるため、焼結合金の耐摩耗性が低下することがある。より好ましくは、焼結合金を１００質量％としたときに、Ｍｏの含有量は、０．０８４〜０．１８３３質量％である。

７−４．Ｃｕ：１．２〜１．８質量％
焼結合金に含有するＣｕを１．２〜１．８質量％にすることにより、鉄基地の硬さを向上させ、焼結合金の耐食性を向上させることができる。Ｃｕの含有量が、１．２質量％未満である場合、Ｃｕの含有量が少な過ぎるため、焼結合金の鉄基地の硬さを確保することができず、焼結合金に対して金属接触が生じた際に、鉄基地が塑性変形して、毟り取られ易く、凝着摩耗が発生することがある。また、焼結合金の耐食性が低下することがある。一方、Ｃｕの含有量が、１．８質量％を超えた場合、Ｃｕの含有量が多過ぎるため、高温使用環境下において、Ｃｕにより焼結合金の表面にＭｏ酸化皮膜等が形成され難くなり、焼結合金に対して金属接触が生じた際に、凝着摩耗が発生し、耐摩耗性が低下する。より好ましくは、焼結合金を１００質量％としたときに、Ｃｕの含有量は、１．４〜１．６質量％の範囲にある。

７−５．硬質粒子：１５．３〜４０．９質量％
上述した組成を前提に、焼結合金には、マルテンサイト組織からなる硬質粒子が、フェライト組織およびパーライト組織からなる鉄基地に分散している。上述したように、硬質粒子は、鉄合金粉末（成形体の鉄合金粒子）に由来し、マルテンサイト組織からなる粒子のことである。なお、鉄基地は、純鉄粉末（成形体の純鉄粒子）に由来し、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織からなる基地のことである。なお、硬質粒子は、マルテンサイト組織からなるため、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織からなる鉄基地よりも、硬質である。

焼結合金に含有する硬質粒子を、焼結合金全体に対して１５．３〜４０．９質量％含有することにより、焼結合金の耐摩耗性を確保しつつ、焼結合金の被削性を確保することができる。焼結合金に含有する硬質粒子が、焼結合金全体に対して１５．３質量％未満である場合、硬質粒子が少な過ぎるため、焼結合金の耐摩耗性が低下してしまう。一方、硬質粒子が、混合粉末全体に対して４０．９質量％を超えた場合、硬質粒子の割合が多過ぎるため、焼結合金中に含まれるマルテンサイト組織からなる硬質粒子の割合が増え、焼結合金の被削性を低下してしまう。より好ましくは、鉄合金粉末は、焼結合金を１００質量％としたときに、１５．３〜２５．５質量％の範囲にある。

８．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：鉄合金粉末の最適量（下限値）〕
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。純鉄粉末としてアトマイズ鉄粉（へガネス社製：ＡＳＣ１００．２９）を準備した。純鉄粉の粒径は、２０〜１８０μｍである。鉄合金粉末として、鉄合金粉末全体を１００質量％としたときに、Ｃｒ：３．０質量％、Ｍｏ：０．５質量％、残部がＦｅ及び不可避不純物（Ｆｅ−３．０Ｃｒ−０．５Ｍｏ）からなり、アトマイズ法により製造された鉄合金粉末（へガネス社製）を準備した。鉄合金粉末の粒径は、１８０μｍ以下である。さらに銅粉末（福田金属箔粉工業社製：ＣＥ−２０−ＮＰ）と、黒鉛粉末（日本黒鉛工業製： ＣＰＢ−Ｓ）を準備した。

これらの粉末から表１に示す割合で混合し、混合粉末を作製した。具体的には、混合粉末は、混合粉末全体を１００質量％としたときに、鉄合金粉末を１５質量％、銅粉末を１．５質量％、黒鉛粉末を０．７質量％、残りを純鉄粉末（具体的には８２．８質量％）とした割合で、Ｖ型混合器で３０分間混合することにより作製した。

次に、成形型を用い、得られた混合粉末を、後述する各試験に応じて、７８４ＭＰａの加圧力でリング形状をなす試験片（成形体）に圧粉成形した。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、加熱し、冷却速度を、５０℃／分で冷却することにより焼結し、実施例１に係る焼結合金の試験片を作製した。

〔実施例２：鉄合金粉末の最適量（上限値）〕
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は、鉄合金粉末の最適量を評価するための実施例である。実施例２が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、鉄合金粉末を、混合粉末全体に対して、４０質量％の割合で添加した点である。

〔実施例３、４：銅粉末の最適量〕
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３、４は、銅粉末の最適量を評価するための実施例である。実施例３、４が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、鉄合金粉末を、混合粉末全体に対して、２０質量％の割合で添加した点である。さらに、実施例３、４が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、銅粉末を、混合粉末全体に対して、順次１．２質量％、１．８質量％の割合で添加した点である。

〔実施例５、６：黒鉛粉末の最適量〕
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５、６は、黒鉛粉末の最適量を評価するための実施例である。実施例５、６が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、鉄合金粉末を、混合粉末全体に対して、２０質量％の割合で添加した点である。さらに、実施例５、６が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、黒鉛粉末を、混合粉末全体に対して、順次０．５質量％、１．０質量％の割合で添加した点である。

〔比較例１、２：鉄合金粉末の最適量の比較例〕
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１、２は、鉄合金粉末の最適添加量を評価するための比較例である。比較例１、２が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、鉄合金粉末を、混合粉末全体に対して、順次、５質量％、６０質量％の割合で添加した点である。

〔比較例３〜５：銅粉末の最適量の比較例〕
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３〜５は、銅粉末の最適添加量を評価するための比較例である。比較例３〜５が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、鉄合金粉末を、混合粉末全体に対して、２０質量％の割合で添加した点である。さらに、比較例３〜５が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、銅粉末を、混合粉末全体に対して、順次０．５質量％、３．０質量％、９．０質量％の割合で添加した点である。

〔比較例６、７：黒鉛粉末の最適量の比較例〕
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６、７は、黒鉛粉末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１と相違する点は、表１に示すように、鉄合金粉末を、混合粉末全体に対して２０質量％の割合で添加した点である。比較例６、７が、実施例１と相違する点は、表１に示すように、黒鉛粉末を、混合粉末全体に対して、順次０．３質量％、１．５質量％の割合で添加した点である。

〔比較例８〕
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８が、実施例１と相違する点は、混合粉末に対して、鉄合金粉末（Ｆｅ−７５Ｍｏ）を１０質量％、コバルト粉末を６．０質量％、ニッケル粉末を６．０質量％、黒鉛粉末を０．５質量％、残りを純鉄粉とした割合で、混合粉末を用いた点である。なお、鉄合金粉末（Ｆｅ−７５Ｍｏ）は、鉄合金粉末全体に対して、７５質量％のＭｏを含有した粉末である。比較例８は、従来の製造されている焼結合金である。

＜耐摩耗性試験＞
図１に示す試験機を用いて、実施例１〜６および比較例１〜８に係る焼結合金のバルブシートの試験片に対して耐摩耗性試験を行い、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、焼結合金からなるリング形状のバルブシート（試験片）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ＳＵＨ３（ＳＥＡ規格）に窒化処理を行ったものである。バルブシート１２の表面温度を２００℃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（摩耗量）として測定した。この結果を表１に示す。なお、表１では、実施例１〜６および比較例１〜７に対して、比較例８の摩耗量を基準とした摩耗量比を算出した。

図５は、実施例１〜４および比較例１、２に係る、鉄合金粉末の添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の摩耗量比との関係を示したグラフである。図７は、実施例３〜５および比較例３〜５に係る、焼結合金のＣｕの添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の摩耗量比との関係を示したグラフである。

＜被削性評価試験＞
図２に示す試験機を用いて、実施例１〜６および比較例１〜８に係る焼結合金の試験片に対して被削性評価試験を行い、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２１を実施例１〜６および比較例１〜８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２２で、回転数９７０ｒｐｍで回転した試験片２１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２２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に示す。

＜腐食性評価試験＞
図３に示す試験機を用いて、実施例１〜６および比較例１、３、６〜８に係る焼結合金の試験片に対して腐食性評価試験を行い、これらの腐食性を評価した。具体的には、実施例１〜６および比較例１、３、６〜８毎に、外径２９．２１ｍｍ、内径２０ｍｍ、長さ６．５ｍｍのリング状の試験片３１を準備した。図３に示すように、準備した試験片３１を梁３３に吊るし、梁３３に吊るした状態で、試験片３１を容器３２内の腐食液Ｌ（ｐＨ２．６２）に浸漬し、容器３２をカバー３４で覆った。浸漬条件を１時間、７０℃の条件とし、この条件で浸漬後、試験片３１を１５分間、大気中に放置した。試験片を、腐食液に浸漬してから大気中に放置するまでを１サイクルとして、各試験片に対して２５サイクル行った。２５サイクル実施前と実施後の重量変化を測定し、これを腐食減量とした。なお、表１では、実施例１〜６および比較例１、３、６、７に対して、比較例８の腐食減量を基準とした腐食減量比を算出した。この結果を表１に示す。

なお、図６は、実施例１〜４および比較例１に係る、鉄合金粉末の添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の腐食減量比との関係を示したグラフである。図８は、実施例３〜５および比較例３に係る、焼結合金のＣｕの添加量と、比較例８を基準とした焼結合金の腐食減量比との関係を示したグラフである。図９は、実施例４〜６および比較例６、７に係る、焼結合金のＣの添加量と焼結合金の、比較例８を基準とした摩耗量比との関係を示したグラフである。

＜組織観察と硬質粒子の割合＞
実施例１および２の試験片の組織写真を顕微鏡で観察した。この結果、図４Ａおよび図４Ｂに示す。図４Ａは、実施例１に係る焼結合金の組織写真であり、図４Ｂは、実施例２に係る焼結合金の組織写真である。図４Ａおよび図４Ｂから、焼結合金には、マルテンサイト組織（写真の黒色部分）からなる硬質粒子が分散していることが分かった。また、鉄基地の組織は、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織（写真の灰色および白色部分）であった。

上述したように、鉄合金粉末は、焼入れ性を高めるべく、ＣｒおよびＭｏを含有させたため、硬質粒子は鉄合金粉末に由来している。さらに、ＣｕおよびＣは、焼結時に焼結合金に均一に分散しており、ＣｒおよびＭｏは合金化して鉄合金粒子に保持されることから、以下のようにして算出した。

まず、混合粉末に添加した純鉄粉末の割合（質量％）と鉄合金粉末の割合（質量％）との合計に対する鉄合金粉末の割合（質量％）の比を算出した。次に、この比に、混合粉末に添加した銅粉末の割合（質量％）と黒鉛粉末の割合（質量％）の合計を乗じて、鉄合金粒子に拡散するＣｕおよびＣの割合（質量％）を算出した。鉄合金粒子の割合（質量％）に、これに拡散するＣｕおよびＣの割合（質量％）を加えた値を、焼結合金に対する硬質粒子の割合（質量％）とした。この結果を表１に示す。

これらの混合粉末に添加された各粉末の割合から、焼結合金に含まれる各成分を算出した。この結果を表１に示す。表１から明らかなように、実施例１〜６に係る焼結合金の各成分の含有量は、本発明に係る焼結合金の各成分の含有量の範囲（Ｃ：０．５〜１．０質量％、Ｃｒ：０．４５〜１．２０質量％、Ｍｏ：０．０７５〜０．２００質量％、Ｃｕ：１．２〜１．８質量％）を満たしている。

（結果１：鉄合金粉末（硬質粒子）の最適量）
図５に示すように、実施例１〜４に係る焼結合金の摩耗量比は、比較例１のものよりも小さかった。これは、実施例１〜４では、比較例１よりも、鉄合金粉末を混合粉末により多く添加したことにより、焼結合金に含まれる硬質粒子の割合が多いからである。この点から、鉄合金粉末の添加量は、混合粉末全体に対して１５質量％以上であればよく、焼結合金の硬質粒子の割合は、焼結合金に対して１５．３質量％以上であればよい（実施例１等参照）。これに加えて、比較例１の焼結合金は、Ｍｏが少ないため、高温使用時にＭｏ酸化物が、焼結合金の表面に形成され難いため、Ｍｏ酸化物の固体潤滑剤としての効果も期待できなかったと考えられる。この点から、焼結合金に含まれるＭｏの含有量は、０．０７５質量％以上であればよい（実施例１等参照）。

図６に示すように、実施例１〜４に係る焼結合金の腐食減量比は、比較例１のものよりも大きかった。これは、比較例１では、実施例１〜４よりも、鉄合金粉末を混合粉末により多く添加したことにより、焼結合金の表面に焼結合金に含まれるＣｒによる不動体膜が形成され、焼結合金の耐食性が向上したからである。この点から、焼結合金に含まれるＣｒの含有量は、０．４５質量％以上でればよい（実施例１等参照）。

一方、比較例２に係る焼結合金は、被削性評価試験において、刃具の欠けおよび折損が発生した（表１参照）。これは、比較例２では、鉄合金粉末の割合が多過ぎるため、焼結合金中に含まれるマルテンサイト組織からなる硬質粒子の割合が多過ぎるからである。この点から、鉄合金粉末の添加量は、混合粉末全体に対して４０質量％以下であればよく、焼結合金の硬質粒子の割合は、焼結合金に対して４０．９質量％以下であればよい（実施例２等参照）。

（結果２：銅粉末（Ｃｕ）の最適量）
図７に示すように、実施例３〜５に係る焼結合金の摩耗量比は、比較例４、５のものよりも小さかった。これは、比較例４、５では、実施例３〜５よりも、銅粉末を混合粉末に多く添加したことにより、高温使用環境下において、Ｃｕが起因して焼結合金の表面にＭｏ酸化皮膜等が形成され難くなったからであると考えられる。これにより、比較例４、５に係る焼結合金では、相手材であるバルブとの金属接触により、凝着摩耗が発生したと考えられる。この点から、銅粉末の添加量は、混合粉末全体に対して１．８質量％以下であればよく、焼結合金に対するＣｕの含有量は１．８質量％以下であればよい（実施例４等参照）。

一方、図８に示すように、実施例３〜５に係る焼結合金の腐食減量比は、比較例３のものよりも小さかった。これは、比較例３では、実施例３〜５よりも、混合粉末に添加する銅粉末が少な過ぎたため、Ｃｕによる耐食性を充分に発現することができなかったからである。

また、比較例３では、耐摩耗性試験において、凝着摩耗が発生していた。これは、Ｃｕにより焼結合金の鉄基地の硬さを確保することができず、相手材であるバルブとの金属接触により、鉄基地が塑性変形して、表面が毟り取られたからであると考えられる。この点から、銅粉末の添加量は、混合粉末全体に対して１．２質量％以上であればよく、焼結合金に対するＣｕの含有量は１．２質量％以上であればよい（実施例３等参照）。

（結果３：黒鉛粉末（Ｃ）の最適量）
図９に示すように、実施例４〜６に係る焼結合金の摩耗量比は、比較例６のものよりも小さかった。これは、比較例６では、実施例４〜６よりも、混合粉末に添加する黒鉛粉末が少な過ぎたため、焼結時の鉄基地にパーライト組織が生成され難くなる。これにより、焼結合金の鉄基地は、フェライト組織が多くなるため、焼結合金の硬さが低くなり、焼結合金の耐摩耗性が低下してしまうと考えられる。この点から、黒鉛粉末の添加量は、混合粉末全体に対して０．５質量％以上であればよく、焼結合金に対するＣの含有量は０．５質量％以上であればよい（実施例５等参照）。

表１に示すように、実施例４〜６に係る焼結合金の耐食減量比は、比較例７のものよりも小さかった。これは、比較例７では、実施例４〜６よりも、混合粉末に添加する黒鉛粉末が多過ぎるため、焼結合金にＣｒ炭化物およびＭｏ炭化物が多く生成されることになり、焼結合金の耐食性が低下したと考えられる。この点から、黒鉛粉末の添加量は、混合粉末全体に対して１．０質量％以下であればよく、焼結合金に対するＣの含有量は１．０質量％以下であればよい。

さらに、表１に示すように、実施例１〜６に係る焼結合金は、比較例８のものよりも、摩耗量比は小さく、耐食減量比も小さく、刃具摩耗量も小さい。このような結果から、実施例１〜６では、比較例８の如く、従来の焼結合金の如く、Ｎｉ、Ｃｏ等を用いることなく、耐食性および耐摩耗性を、低コストで向上させることができたと言える。

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 (3)

1. 純鉄粉末、鉄合金粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を含む混合粉末から、成形体を圧粉成形する成形工程と、
   前記成形体を焼結する焼結工程と、を含む耐摩耗性鉄基焼結合金の製造方法であって、
   前記鉄合金粉末は、前記鉄合金粉末全体を１００質量％としたときに、Ｃｒ：２．５〜３．５質量％、Ｍｏ：０．４〜０．６質量％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   前記混合粉末は、前記混合粉末全体を１００質量％としたときに、
   前記鉄合金粉末が、１５〜４０質量％であり、
   前記銅粉末が、１．２〜１．８質量％であり、
   前記黒鉛粉末が、０．５〜１．０質量％であり、
   残部が、純鉄粉末であり、
   前記焼結工程において、前記純鉄粉末に由来する組織をフェライト組織およびパーライト組織が混合した組織にし、前記鉄合金粉末に由来する組織をマルテンサイト組織にす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. 前記焼結工程において、加熱温度を１０５０℃〜１２００℃とし、加熱時間を、１０分間〜６０分間とした条件で、前記成形体を加熱し、
   前記条件で加熱された前記成形体を、２０℃／分〜３００℃／分の冷却速度で冷却す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. Ｃ：０．５〜１．０質量％、Ｃｒ：０．４５〜１．２０質量％、Ｍｏ：０．０７５〜０．２００質量％、Ｃｕ：１．２〜１．８質量％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる耐摩耗性鉄基焼結合金であって、
   前記耐摩耗性鉄基焼結合金には、マルテンサイト組織からなる硬質粒子が、フェライト組織およびパーライト組織が混合した組織からなる鉄基地に分散しており、
   前記Ｃおよび前記Ｃｕは、前記鉄基地および前記硬質粒子に含有しており、
   前記Ｃｒおよび前記Ｍｏは、少なくとも前記硬質粒子に含有しており、
   前記硬質粒子は、前記耐摩耗性鉄基焼結合金の全体を１００質量％としたときに、１５．３〜４０．９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。

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