JPH09195012A - 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性焼結合金およびその製造方法Info
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- JPH09195012A JPH09195012A JP8024888A JP2488896A JPH09195012A JP H09195012 A JPH09195012 A JP H09195012A JP 8024888 A JP8024888 A JP 8024888A JP 2488896 A JP2488896 A JP 2488896A JP H09195012 A JPH09195012 A JP H09195012A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 適度の耐摩耗性を有し、Ｃｏ等の高価な元素
を用いないで、従来より安価に、バルブシート等を提供
できるようにする。 【解決手段】 耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、重量
比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３
６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．２９４〜０．９６５％、
Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０
％、および残部がＦｅおよび不可避不純物よりなってい
て、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバ
イトおよび／または上部ベイナイトの核を有し、その核
を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステ
ナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、
主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相、上記〜が分散
した組織になっている。
を用いないで、従来より安価に、バルブシート等を提供
できるようにする。 【解決手段】 耐摩耗性焼結合金は、全体組成が、重量
比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３
６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．２９４〜０．９６５％、
Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０
％、および残部がＦｅおよび不可避不純物よりなってい
て、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバ
イトおよび／または上部ベイナイトの核を有し、その核
を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステ
ナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、
主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相、上記〜が分散
した組織になっている。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に、内燃機関の
バルブシートに好適な耐摩耗性焼結合金に関する。
バルブシートに好適な耐摩耗性焼結合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車エンジンの高性能化、高出力化に
対応するためバルブシート用焼結合金は高温耐摩耗性、
高温強度を求められ、本出願人も特許第１０４３１２４
号で登録された製法によるバルブシート用焼結合金（特
公昭５５−３６２４号）等を開示してきた。さらに、近
年のより一層の高性能化、高出力化、特に、希薄燃焼化
による燃焼温度の高温化に対応し、より高温耐摩耗性、
高温強度に優れた特開昭６２−１０２４４号および特開
平７−２３３４５４号公報等で開示した焼結合金を開示
してきた。しかし、これらの材料は高温時の性能を向上
させるため、基材成分中にＣｏ等の高価な元素を多用し
たため高価な材料となっている。
対応するためバルブシート用焼結合金は高温耐摩耗性、
高温強度を求められ、本出願人も特許第１０４３１２４
号で登録された製法によるバルブシート用焼結合金（特
公昭５５−３６２４号）等を開示してきた。さらに、近
年のより一層の高性能化、高出力化、特に、希薄燃焼化
による燃焼温度の高温化に対応し、より高温耐摩耗性、
高温強度に優れた特開昭６２−１０２４４号および特開
平７−２３３４５４号公報等で開示した焼結合金を開示
してきた。しかし、これらの材料は高温時の性能を向上
させるため、基材成分中にＣｏ等の高価な元素を多用し
たため高価な材料となっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、最近ではエン
ジン設計技術の向上により前記特開昭６２−１０２４４
号および特開平７−２３３４５４号公報等で開示した材
料等の高性能かつ高価な材料でなくてもバルブシートと
して使用できるようになっている。特に、インテーク側
のバルブシートは環境温度がエギゾースト側よりも低い
ため、前記特開昭６２−１０２４４号および特開平７−
２３３４５４号公報等で開示した材料等では品質過剰と
なっている。また、最近の自動車開発は、より一層の高
性能化を目指す性能重視の自動車開発から、コストパフ
ォーマンスの高い、安価な自動車を開発する経済性重視
の方向に変化している。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、従来の過度の耐摩耗性を有
するものではなく、適度な耐摩耗性を有し、かつ、安価
であることが求められるようになってきている。
ジン設計技術の向上により前記特開昭６２−１０２４４
号および特開平７−２３３４５４号公報等で開示した材
料等の高性能かつ高価な材料でなくてもバルブシートと
して使用できるようになっている。特に、インテーク側
のバルブシートは環境温度がエギゾースト側よりも低い
ため、前記特開昭６２−１０２４４号および特開平７−
２３３４５４号公報等で開示した材料等では品質過剰と
なっている。また、最近の自動車開発は、より一層の高
性能化を目指す性能重視の自動車開発から、コストパフ
ォーマンスの高い、安価な自動車を開発する経済性重視
の方向に変化している。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、従来の過度の耐摩耗性を有
するものではなく、適度な耐摩耗性を有し、かつ、安価
であることが求められるようになってきている。
【０００４】そこで、本発明は上記の要求に対応するた
め、適度の耐摩耗性を有し、Ｃｏ等の高価な元素を用い
ないで、従来より安価に、バルブシート等を提供できる
ようにすることを目的としている。
め、適度の耐摩耗性を有し、Ｃｏ等の高価な元素を用い
ないで、従来より安価に、バルブシート等を提供できる
ようにすることを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
本発明の内、第１発明の耐摩耗性焼結合金は、全体組成
が、重量比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：
０．７３６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．２９４〜０．９
６５％、Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８
〜２．０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物より
なっていて、その金属組織が、 マルテンサイトと、
ソルバイトおよび／または上部ベイナイトの核を有
し、その核を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高
いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで
覆われた、主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相、上記
〜が分散した組織であることを要部としている。
本発明の内、第１発明の耐摩耗性焼結合金は、全体組成
が、重量比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：
０．７３６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．２９４〜０．９
６５％、Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８
〜２．０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物より
なっていて、その金属組織が、 マルテンサイトと、
ソルバイトおよび／または上部ベイナイトの核を有
し、その核を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高
いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで
覆われた、主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相、上記
〜が分散した組織であることを要部としている。
【０００６】第２発明の焼結合金は、全体組成が、重量
比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３
６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．３０３〜１．７１５％、
Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０
％、および残部がＦｅおよび不可避不純物よりなってい
て、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバ
イトおよび／または上部ベイナイトの核を有し、その核
を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステ
ナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、
主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相、上記〜が分散
した組織になっていることを要部としている。
比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３
６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．３０３〜１．７１５％、
Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０
％、および残部がＦｅおよび不可避不純物よりなってい
て、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバ
イトおよび／または上部ベイナイトの核を有し、その核
を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステ
ナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、
主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相、上記〜が分散
した組織になっていることを要部としている。
【０００７】第３発明の焼結合金は、全体組成が、重量
比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３
６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．３０３〜１．７１５％、
Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０
％、さらに、Ｖ：０．００６〜０．５５％とＷ：０．０
３〜１．２５％の１種もしくは２種、および残部がＦｅ
および不可避不純物よりなっていて、その金属組織が、
マルテンサイトと、 ソルバイトおよび／または上
部ベイナイトの核を有し、その核を取り囲むベイナイト
と、 Ｎｉ濃度の高いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度
の高いフェライトで覆われた、主としてＣｒ炭化物より
なる硬質相、上記〜が分散した組織であることを要
部としている。
比で、Ｎｉ：０．７３６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３
６〜２．８９５％、Ｍｏ：０．３０３〜１．７１５％、
Ｃｒ：０．１２〜６．２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０
％、さらに、Ｖ：０．００６〜０．５５％とＷ：０．０
３〜１．２５％の１種もしくは２種、および残部がＦｅ
および不可避不純物よりなっていて、その金属組織が、
マルテンサイトと、 ソルバイトおよび／または上
部ベイナイトの核を有し、その核を取り囲むベイナイト
と、 Ｎｉ濃度の高いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度
の高いフェライトで覆われた、主としてＣｒ炭化物より
なる硬質相、上記〜が分散した組織であることを要
部としている。
【０００８】第４発明の焼結合金は、前記第１〜３発明
の何れかに記載の耐摩耗性焼結合金に、さらに重量比で
２．０％以下のＭｎＳが均一に分散していることを要部
としている。第５発明の焼結合金は、前記第１〜４発明
の何れかに記載の耐摩耗性焼結合金の気孔中に、アクリ
ル樹脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金の何れかが分
散していることを要部としている。
の何れかに記載の耐摩耗性焼結合金に、さらに重量比で
２．０％以下のＭｎＳが均一に分散していることを要部
としている。第５発明の焼結合金は、前記第１〜４発明
の何れかに記載の耐摩耗性焼結合金の気孔中に、アクリ
ル樹脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金の何れかが分
散していることを要部としている。
【０００９】また、上記第１発明の耐摩耗性焼結合金の
製造方法としては、成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜
１０％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残
部がＦｅおよび不可避不純物からなる基地形成部分拡散
合金粉末に、成分組成が、重量比で、Ｃｒ：４．０〜２
５％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および残部がＦｅ、お
よび不可避不純物からなる硬質相形成粉末：３〜２５％
および黒鉛粉末：０．５〜１．４を混合した混合粉末を
用いることを要部としている。
製造方法としては、成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜
１０％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残
部がＦｅおよび不可避不純物からなる基地形成部分拡散
合金粉末に、成分組成が、重量比で、Ｃｒ：４．０〜２
５％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および残部がＦｅ、お
よび不可避不純物からなる硬質相形成粉末：３〜２５％
および黒鉛粉末：０．５〜１．４を混合した混合粉末を
用いることを要部としている。
【００１０】上記第２発明の焼結合金の製造方法として
は、成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０％、Ｃｕ：
１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金粉末に、成
分組成が、重量比で、Ｃｒ：４．０〜２５％、Ｍｏ：
０．３〜３．０％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および残
部がＦｅ、および不可避不純物からなる硬質相形成粉
末：３〜２５％および黒鉛粉末：０．５〜１．４を混合
した混合粉末を用いることを要部としている。
は、成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０％、Ｃｕ：
１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金粉末に、成
分組成が、重量比で、Ｃｒ：４．０〜２５％、Ｍｏ：
０．３〜３．０％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および残
部がＦｅ、および不可避不純物からなる硬質相形成粉
末：３〜２５％および黒鉛粉末：０．５〜１．４を混合
した混合粉末を用いることを要部としている。
【００１１】上記第３発明の焼結合金の製造方法として
は、成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０％、Ｃｕ：
１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金粉末に、成
分組成が、重量比で、Ｃｒ：７．５〜２５％、Ｍｏ：
０．３〜３．０％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および
Ｖ：０．２〜２．２％とＷ：１．０〜５．０％の１種ま
たは２種以上、残部がＦｅ、および不可避不純物からな
る硬質相形成粉末：３〜２５％および黒鉛粉末：０．５
〜１．４を混合した混合粉末を用いることを要部として
いる。
は、成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０％、Ｃｕ：
１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金粉末に、成
分組成が、重量比で、Ｃｒ：７．５〜２５％、Ｍｏ：
０．３〜３．０％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および
Ｖ：０．２〜２．２％とＷ：１．０〜５．０％の１種ま
たは２種以上、残部がＦｅ、および不可避不純物からな
る硬質相形成粉末：３〜２５％および黒鉛粉末：０．５
〜１．４を混合した混合粉末を用いることを要部として
いる。
【００１２】上記第４発明の焼結合金の製造方法として
は、前記第１〜３発明の製造方法における混合粉末に、
さらに重量比で０．１〜２．０％のＭｎＳ粉末を混合す
ることを要部としている。上記第５発明の焼結合金の製
造方法としては、前記第１〜４発明の製造方法における
混合粉末を用いて成形および焼結した焼結体の気孔中
に、アクリル樹脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金の
何れかを含浸もしくは溶浸することを要部としている。
は、前記第１〜３発明の製造方法における混合粉末に、
さらに重量比で０．１〜２．０％のＭｎＳ粉末を混合す
ることを要部としている。上記第５発明の焼結合金の製
造方法としては、前記第１〜４発明の製造方法における
混合粉末を用いて成形および焼結した焼結体の気孔中
に、アクリル樹脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金の
何れかを含浸もしくは溶浸することを要部としている。
【００１３】
【発明の実施の形態】以上、本発明の焼結合金の金属組
織の模式図を図１に示すとともに、その金属組織および
各成分の限定を次のような理由により特定した。マルテ
ンサイトは、硬く、強度が高い組織であり、耐摩耗性に
働く。ただし、マルテンサイトは、摺動相手となるバル
ブに対して硬さが高いため、摺動時に相手バルブを攻撃
し摩耗を増大させるので、マルテンサイトに次いで硬
く、強度の高いベイナイトとの混合組織とすることによ
って、硬さを適度に調整して耐摩耗性を確保すると同時
に、相手バルブへの攻撃性を抑制するようにした。この
マルテンサイトとベイナイトは後述するＮｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｒ等の焼入れ性を向上させる元素の拡散の濃度により決
定される。すなわち、焼入れ性を向上させる元素がリッ
チないしは濃度が高い部分ではマルテンサイトに、次い
でリッチな部分はベイナイトに焼結後の冷却速度によっ
て変態する。一方、これらの焼入れ性を向上させる元素
が乏しい部分はソルバイトおよび上部ベイナイトとして
残留する。したがって、ソルバイトおよび／または上部
ベイナイトの核を有し、その核を取り囲むベイナイトが
形成される。また、本発明の各焼結合金では、前記マル
テンサイトとベイナイトとの混合組織に、靱性に富むオ
ーステナイトを分散させることで、金属組織自体の耐摩
耗性、強度を確保するとともに靱性の向上を図るように
した。
織の模式図を図１に示すとともに、その金属組織および
各成分の限定を次のような理由により特定した。マルテ
ンサイトは、硬く、強度が高い組織であり、耐摩耗性に
働く。ただし、マルテンサイトは、摺動相手となるバル
ブに対して硬さが高いため、摺動時に相手バルブを攻撃
し摩耗を増大させるので、マルテンサイトに次いで硬
く、強度の高いベイナイトとの混合組織とすることによ
って、硬さを適度に調整して耐摩耗性を確保すると同時
に、相手バルブへの攻撃性を抑制するようにした。この
マルテンサイトとベイナイトは後述するＮｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｒ等の焼入れ性を向上させる元素の拡散の濃度により決
定される。すなわち、焼入れ性を向上させる元素がリッ
チないしは濃度が高い部分ではマルテンサイトに、次い
でリッチな部分はベイナイトに焼結後の冷却速度によっ
て変態する。一方、これらの焼入れ性を向上させる元素
が乏しい部分はソルバイトおよび上部ベイナイトとして
残留する。したがって、ソルバイトおよび／または上部
ベイナイトの核を有し、その核を取り囲むベイナイトが
形成される。また、本発明の各焼結合金では、前記マル
テンサイトとベイナイトとの混合組織に、靱性に富むオ
ーステナイトを分散させることで、金属組織自体の耐摩
耗性、強度を確保するとともに靱性の向上を図るように
した。
【００１４】以上の混合組織を得る場合、Ｆｅ粉末にＮ
ｉ粉末、Ｍｏ粉末を混合するとＮｉ、Ｍｏの拡散が遅
く、十分なマルテンサイトまたはベイナイトが得られ
ず、強度、耐摩耗性ともに低いパーライトおよび低合金
フェライトが多量に残留するおそれがある。また、粉末
同士の拡散による結合が不十分となり、強度が低下す
る。一方、ＮｉおよびＭｏをＦｅ基地中に完全に固溶し
た完全合金粉を使用すると、成分が均一になり、オース
テナイト相が得られない。さらに完全合金粉の場合、粉
末が硬くなるため圧縮性が低下し、焼結後の焼結体の強
度が低下する。以上より、本発明では基地組織形成のた
め、Ｆｅ粉末にＮｉおよびＭｏを部分的に拡散させ結合
させた基地形成部分拡散合金粉末を用いるようにした。
これにより、圧縮性を損なうことなく、目的の組織が得
られることとなる。
ｉ粉末、Ｍｏ粉末を混合するとＮｉ、Ｍｏの拡散が遅
く、十分なマルテンサイトまたはベイナイトが得られ
ず、強度、耐摩耗性ともに低いパーライトおよび低合金
フェライトが多量に残留するおそれがある。また、粉末
同士の拡散による結合が不十分となり、強度が低下す
る。一方、ＮｉおよびＭｏをＦｅ基地中に完全に固溶し
た完全合金粉を使用すると、成分が均一になり、オース
テナイト相が得られない。さらに完全合金粉の場合、粉
末が硬くなるため圧縮性が低下し、焼結後の焼結体の強
度が低下する。以上より、本発明では基地組織形成のた
め、Ｆｅ粉末にＮｉおよびＭｏを部分的に拡散させ結合
させた基地形成部分拡散合金粉末を用いるようにした。
これにより、圧縮性を損なうことなく、目的の組織が得
られることとなる。
【００１５】このようにして得られた混合組織に、さら
に耐摩耗性を向上させるため、Ｃｒ濃度の高いフェライ
トに覆われた、主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相を組
織中に分散させるようにした。この硬質相はピン止め効
果でバルブが着座したときに発生する基地の塑性流動を
抑制する働きをなす。また、Ｃｒ濃度の高いフェライト
は高合金の強度が高いフェライトであるため、バルブフ
ェイスと硬質相が接触したときに発生する衝撃を緩和
し、バルブに対する攻撃性を減少させるとともに、硬質
粒子の耐脱落性を向上させる働きがある。Ｃｒ濃度の高
いフェライトに覆われた、主としてＣｒ炭化物よりなる
硬質相は硬質相形成粉末により与えられる。すなわち、
焼結時に硬質相形成粉末内のＣｒがＣと結合しＣｒ炭化
物を析出して硬質相を形成するとともに、Ｃｒは硬質相
形成粉末より基地に拡散して基地の焼入れ性を向上さ
せ、さらに硬質相周囲にＣｒ濃度の高いフェライトを形
成する。
に耐摩耗性を向上させるため、Ｃｒ濃度の高いフェライ
トに覆われた、主としてＣｒ炭化物よりなる硬質相を組
織中に分散させるようにした。この硬質相はピン止め効
果でバルブが着座したときに発生する基地の塑性流動を
抑制する働きをなす。また、Ｃｒ濃度の高いフェライト
は高合金の強度が高いフェライトであるため、バルブフ
ェイスと硬質相が接触したときに発生する衝撃を緩和
し、バルブに対する攻撃性を減少させるとともに、硬質
粒子の耐脱落性を向上させる働きがある。Ｃｒ濃度の高
いフェライトに覆われた、主としてＣｒ炭化物よりなる
硬質相は硬質相形成粉末により与えられる。すなわち、
焼結時に硬質相形成粉末内のＣｒがＣと結合しＣｒ炭化
物を析出して硬質相を形成するとともに、Ｃｒは硬質相
形成粉末より基地に拡散して基地の焼入れ性を向上さ
せ、さらに硬質相周囲にＣｒ濃度の高いフェライトを形
成する。
【００１６】硬質相形成粉末の添加量が３％以下では硬
質相の形成が十分ではなく耐摩耗性向上に寄与せず、２
５％を超えるとＣｒ濃度が高いフェライトが多くなり全
体の硬さの低下および耐摩耗性の低下を招くほか、硬質
相形成粉末が多くなり圧縮性が低下する。また、バルブ
に対する攻撃性が高くなり、バルブを摩耗させるため、
硬質相形成粉末の添加量は３〜２５％とした。
質相の形成が十分ではなく耐摩耗性向上に寄与せず、２
５％を超えるとＣｒ濃度が高いフェライトが多くなり全
体の硬さの低下および耐摩耗性の低下を招くほか、硬質
相形成粉末が多くなり圧縮性が低下する。また、バルブ
に対する攻撃性が高くなり、バルブを摩耗させるため、
硬質相形成粉末の添加量は３〜２５％とした。
【００１７】（Ｎｉについて）Ｎｉは基地形成部分拡散
合金粉末として与えられ、基地組織の焼き入れ性を向上
させて基地をマルテンサイト化あるいはベイナイト化
し、基地の強度を向上させるとともに、拡散の遅い部分
ではオーステナイトとして残留し、基地の靱性向上に寄
与する。ただし、基地形成部分拡散合金粉末のＮｉ量が
１％以下であると、焼き入れ性を十分に向上させること
が出来ず、また、１０％より多いと残留するオーステナ
イトの量が多くなりすぎ、かえって硬さ、強度および耐
摩耗性の低下が生じることが判明したため、基地形成部
分拡散合金粉末中のＮｉ量は１〜１０％とした。
合金粉末として与えられ、基地組織の焼き入れ性を向上
させて基地をマルテンサイト化あるいはベイナイト化
し、基地の強度を向上させるとともに、拡散の遅い部分
ではオーステナイトとして残留し、基地の靱性向上に寄
与する。ただし、基地形成部分拡散合金粉末のＮｉ量が
１％以下であると、焼き入れ性を十分に向上させること
が出来ず、また、１０％より多いと残留するオーステナ
イトの量が多くなりすぎ、かえって硬さ、強度および耐
摩耗性の低下が生じることが判明したため、基地形成部
分拡散合金粉末中のＮｉ量は１〜１０％とした。
【００１８】（Ｍｏについて）基地形成部分拡散合金粉
末中のＭｏは基地組織の焼き入れ性を向上させるととも
に基地の高温硬さ、高温強度を向上させるが、Ｍｏ量が
０．４％未満であると上記の効果が乏しく、また、１．
０％を超えると粉末の圧縮性が低下するとともに、焼結
時に未拡散の部分が残り、焼結体の機械的特性を低下さ
せることが判明したため基地形成部分拡散合金粉末中の
Ｍｏ量を０．４〜０．６％とした。また、Ｍｏは硬質相
形成粉末中に固溶して与えた場合、硬質相中で微細なＭ
ｏ炭化物を形成するとともに、後述するＣｒと共晶炭化
物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。炭化物を形成
しなかった元素は硬質相中に固溶し、硬質相の高温硬
さ、高温強度を向上させる。硬質相形成粉末中のＭｏ量
が０．３％未満であると上記の効果が乏しく、また、
３．０％を超えると炭化物の量が増加し、バルブに対す
る攻撃性が高くなり、バルブを摩耗させることが判明し
たため、硬質相形成粉末中にＭｏを固溶させて与える場
合は、Ｍｏ量が０．３〜３．０％がよい。
末中のＭｏは基地組織の焼き入れ性を向上させるととも
に基地の高温硬さ、高温強度を向上させるが、Ｍｏ量が
０．４％未満であると上記の効果が乏しく、また、１．
０％を超えると粉末の圧縮性が低下するとともに、焼結
時に未拡散の部分が残り、焼結体の機械的特性を低下さ
せることが判明したため基地形成部分拡散合金粉末中の
Ｍｏ量を０．４〜０．６％とした。また、Ｍｏは硬質相
形成粉末中に固溶して与えた場合、硬質相中で微細なＭ
ｏ炭化物を形成するとともに、後述するＣｒと共晶炭化
物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。炭化物を形成
しなかった元素は硬質相中に固溶し、硬質相の高温硬
さ、高温強度を向上させる。硬質相形成粉末中のＭｏ量
が０．３％未満であると上記の効果が乏しく、また、
３．０％を超えると炭化物の量が増加し、バルブに対す
る攻撃性が高くなり、バルブを摩耗させることが判明し
たため、硬質相形成粉末中にＭｏを固溶させて与える場
合は、Ｍｏ量が０．３〜３．０％がよい。
【００１９】（Ｃｕについて）Ｃｕは基地形成部分拡散
合金粉末として与えられ、基地中に固溶し、固溶強化に
より強度、耐摩耗性を向上させる。ただし、Ｃｕ量が１
％未満であると上記効果が乏しく、３％を超えるとＣｕ
拡散後の粗大気孔が増加し、強度等の機械的特性が低下
することが判明したため基地形成部分拡散合金粉末中の
Ｃｕ量を１〜３％とした。
合金粉末として与えられ、基地中に固溶し、固溶強化に
より強度、耐摩耗性を向上させる。ただし、Ｃｕ量が１
％未満であると上記効果が乏しく、３％を超えるとＣｕ
拡散後の粗大気孔が増加し、強度等の機械的特性が低下
することが判明したため基地形成部分拡散合金粉末中の
Ｃｕ量を１〜３％とした。
【００２０】（Ｃｒについて）硬質相形成粉末中のＣｒ
はＣと反応し、硬質相中に硬いＣｒ炭化物を形成し、耐
摩耗性の向上に寄与する。また、一部のＣｒは硬質相形
成粉末から基地中に拡散し、基地の焼入れ性を向上さ
せ、基地組織をマルテンサイト化あるいはベイナイト化
を促進する。また、Ｃｒはフェライト安定化元素であ
り、硬質相の周囲のＣｒ濃度の高い部分はマルテンサイ
トに変態せずフェライト相を形成する。このとき、Ｃｒ
含有量が４．０％未満では充分な炭化物量を得られず、
耐摩耗性向上に寄与せず、また、拡散するＣｒ量が少な
いため硬質相周囲のフェライト相が十分に形成されず、
バルブ着座時の衝撃緩和の効果が乏しくなる。一方、２
５％を超えると炭化物量が多くなりバルブに対する攻撃
性が高く、バルブの摩耗を引き起こすとともに、硬質相
形成粉末粉末の圧縮性が低下が生じることが判明したた
め含有量を０．４〜２５％とした。
はＣと反応し、硬質相中に硬いＣｒ炭化物を形成し、耐
摩耗性の向上に寄与する。また、一部のＣｒは硬質相形
成粉末から基地中に拡散し、基地の焼入れ性を向上さ
せ、基地組織をマルテンサイト化あるいはベイナイト化
を促進する。また、Ｃｒはフェライト安定化元素であ
り、硬質相の周囲のＣｒ濃度の高い部分はマルテンサイ
トに変態せずフェライト相を形成する。このとき、Ｃｒ
含有量が４．０％未満では充分な炭化物量を得られず、
耐摩耗性向上に寄与せず、また、拡散するＣｒ量が少な
いため硬質相周囲のフェライト相が十分に形成されず、
バルブ着座時の衝撃緩和の効果が乏しくなる。一方、２
５％を超えると炭化物量が多くなりバルブに対する攻撃
性が高く、バルブの摩耗を引き起こすとともに、硬質相
形成粉末粉末の圧縮性が低下が生じることが判明したた
め含有量を０．４〜２５％とした。
【００２１】（Ｖ、Ｗについて）硬質相形成粉末中のＶ
およびＷは、硬質相中で添加されたＣと反応し微細な炭
化物になり、硬質相の耐摩耗性を向上させるとともに、
これらの炭化物は硬質相中に均一に分散し、Ｃｒ炭化物
の粗大化を防止する。このとき、含有量がそれぞれＶ：
０．２％、Ｗ：１．０％未満であると上記の効果が乏し
く、また、Ｖ：２．２％、Ｗ：５．０％を超えると炭化
物の量が増加し、バルブに対する攻撃性が高くなり、バ
ルブを摩耗させることが判明したため、含有量をそれぞ
れＶ：０．２〜２．２％およびＷ：１．０〜５．０％と
した。
およびＷは、硬質相中で添加されたＣと反応し微細な炭
化物になり、硬質相の耐摩耗性を向上させるとともに、
これらの炭化物は硬質相中に均一に分散し、Ｃｒ炭化物
の粗大化を防止する。このとき、含有量がそれぞれＶ：
０．２％、Ｗ：１．０％未満であると上記の効果が乏し
く、また、Ｖ：２．２％、Ｗ：５．０％を超えると炭化
物の量が増加し、バルブに対する攻撃性が高くなり、バ
ルブを摩耗させることが判明したため、含有量をそれぞ
れＶ：０．２〜２．２％およびＷ：１．０〜５．０％と
した。
【００２２】（Ｃについて）Ｃは基地のマルテンサイト
化、ベイナイト化の基地強化および硬質相内での炭化物
析出のため添加する。このうち、硬質相形成粉末に含有
される量は０．２５〜２．４％であり、硬質相形成粉末
内のＣ量が０．２５％未満では十分な量の炭化物が析出
せず、２．４％を超えると粉末が硬くなり圧縮性が低下
する等の不具合が生じる。また、基地強化のため黒鉛粉
末として添加するＣ量が０．５％未満であると、基地組
織がマルテンサイト化もしくはベイナイト化せず、一
方、１．４％を超えると、基地中にＣが過飽和に固溶し
靱性の低下および被削性の低下が生じるとともに、焼結
時に液相が発生し易くなり、寸法精度、品質安定性が損
なわれることが判明したため、黒鉛粉末として添加する
Ｃ量を０．５〜１．４％とした。
化、ベイナイト化の基地強化および硬質相内での炭化物
析出のため添加する。このうち、硬質相形成粉末に含有
される量は０．２５〜２．４％であり、硬質相形成粉末
内のＣ量が０．２５％未満では十分な量の炭化物が析出
せず、２．４％を超えると粉末が硬くなり圧縮性が低下
する等の不具合が生じる。また、基地強化のため黒鉛粉
末として添加するＣ量が０．５％未満であると、基地組
織がマルテンサイト化もしくはベイナイト化せず、一
方、１．４％を超えると、基地中にＣが過飽和に固溶し
靱性の低下および被削性の低下が生じるとともに、焼結
時に液相が発生し易くなり、寸法精度、品質安定性が損
なわれることが判明したため、黒鉛粉末として添加する
Ｃ量を０．５〜１．４％とした。
【００２３】（ＭｎＳについて）ＭｎＳは配合時に添加
し、基地中に分散させることにより被削性を向上させ
る。ＭｎＳの添加量が０．１％未満であると被削性向上
の効果が得られず、また、添加量が２．０％を超えると
圧縮性が低下したり、焼結を阻害して焼結後の機械的特
性を低下させることが判明したため、添加量を０．１〜
２．０％とした。
し、基地中に分散させることにより被削性を向上させ
る。ＭｎＳの添加量が０．１％未満であると被削性向上
の効果が得られず、また、添加量が２．０％を超えると
圧縮性が低下したり、焼結を阻害して焼結後の機械的特
性を低下させることが判明したため、添加量を０．１〜
２．０％とした。
【００２４】（アクリル樹脂等について）アクリル樹
脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金は気孔中に存在
し、切削時に切削形態を断続切削から連続切削に変化さ
せ工具に与える衝撃を減少させ工具刃先の損傷を防止し
て被削性を向上させる効果がある。また、鉛または鉛合
金、銅または銅合金は軟質であるため、工具刃面に付着
して工具の刃先を保護し、被削性および工具の寿命を向
上させるとともに、使用時にバルブシートとバルブのフ
ェイス面との間で固体潤滑剤として作用し、双方の摩耗
を減少させる働きがある。さらに、銅または銅合金は熱
伝導率が高く、切削時に刃先で発生する熱を外部へ逃が
し、刃先部の熱のこもりを防止して刃先部のダメージを
軽減する効果がある。
脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金は気孔中に存在
し、切削時に切削形態を断続切削から連続切削に変化さ
せ工具に与える衝撃を減少させ工具刃先の損傷を防止し
て被削性を向上させる効果がある。また、鉛または鉛合
金、銅または銅合金は軟質であるため、工具刃面に付着
して工具の刃先を保護し、被削性および工具の寿命を向
上させるとともに、使用時にバルブシートとバルブのフ
ェイス面との間で固体潤滑剤として作用し、双方の摩耗
を減少させる働きがある。さらに、銅または銅合金は熱
伝導率が高く、切削時に刃先で発生する熱を外部へ逃が
し、刃先部の熱のこもりを防止して刃先部のダメージを
軽減する効果がある。
【００２５】
【実施例】以下に、本発明を実施例によってさらに説明
する。実施例では、表１に示す組成からなる基地形成合
金粉末（粉末番号１〜７）を、表２に示す組成からなる
硬質相形成粉末（粉末番号１〜３９）、黒鉛粉末、Ｍｎ
Ｓ粉末および成形潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）を用い
て、表３および表４に列記した割合で配合し、その各配
合物を３０分間混合した後、成形圧６．５ｔｏｎ／ｃｍ
2で成形した。
する。実施例では、表１に示す組成からなる基地形成合
金粉末（粉末番号１〜７）を、表２に示す組成からなる
硬質相形成粉末（粉末番号１〜３９）、黒鉛粉末、Ｍｎ
Ｓ粉末および成形潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）を用い
て、表３および表４に列記した割合で配合し、その各配
合物を３０分間混合した後、成形圧６．５ｔｏｎ／ｃｍ
2で成形した。
【００２６】そして、以上の各成形体をアンモニア分解
ガス雰囲気中１１７５℃で６０分間焼結することによ
り、表６の本発明合金１〜５０（試料番号１〜５０）お
よび表７の比較合金１〜１５（試料番号１〜１５まで）
を得た。
ガス雰囲気中１１７５℃で６０分間焼結することによ
り、表６の本発明合金１〜５０（試料番号１〜５０）お
よび表７の比較合金１〜１５（試料番号１〜１５まで）
を得た。
【００２７】なお、本発明合金２５〜２７は、焼結後、
さらに気孔中にアクリル樹脂、Ｐｂ、Ｃｕの含浸または
溶浸を施した。また、本発明に係る基地形成部分拡散合
金粉末に代えて、単味粉末および完全合金粉末を表５に
示す割合で配合した後、上記の条件で混合、成形、焼結
することにより、表７に示す成分組成の比較合金１６，
１７を得た。さらに、従来合金として特許第１０４３１
２４号に記載の合金を同一条件で処理することにより、
比較合金１８を得た。
さらに気孔中にアクリル樹脂、Ｐｂ、Ｃｕの含浸または
溶浸を施した。また、本発明に係る基地形成部分拡散合
金粉末に代えて、単味粉末および完全合金粉末を表５に
示す割合で配合した後、上記の条件で混合、成形、焼結
することにより、表７に示す成分組成の比較合金１６，
１７を得た。さらに、従来合金として特許第１０４３１
２４号に記載の合金を同一条件で処理することにより、
比較合金１８を得た。
【００２８】使用した基地形成部分拡散合金粉末
【表１】
【００２９】使用した硬質相形成粉末
【表２】
【００３０】本発明合金（１〜５０）の配合比
【表３】 なお、表３，表４，表７〜表９中、例えば、基地形成部
分拡散合金粉末は部分拡散合金粉末とスペースの関係で
略称した箇所（備考）もある。
分拡散合金粉末は部分拡散合金粉末とスペースの関係で
略称した箇所（備考）もある。
【００３１】比較合金（１〜１５）の配合比
【表４】
【００３２】比較合金（１６〜１８）の配合比
【表５】
【００３３】本発明合金（１〜５０）の全体組成
【表６】
【００３４】比較合金（１〜１８）の全体組成
【表７】
【００３５】以上の各焼結合金に対し、見掛け硬さ試
験、圧環強さ試験、被削性試験、耐摩耗性試験を行っ
た。その結果を表８，９に一覧表示した。ここで、被削
性試験は、卓上ボール盤を使用し、回転部自重および追
加の重りのみの荷重で、ドリルで試料に穴をあけ、その
加工数を比較する試験であり、今回の試験では荷重は
１．８ｋｇ、使用ドリルはφ３ｍｍ超硬ドリル、試料の
厚さを５ｍｍに設定して行なった。耐摩耗性試験は、ア
ルミ合金製ハウジングにバルブシート形状に加工した焼
結合金を圧入嵌合し、バルブをモータ駆動による偏心カ
ムの回転で上下ピストン運動させることにより、バルブ
のフェース面とバルブのシート面とを繰り返し衝突さ
せ、これを一定時間行い、そのとき発生するバルブシー
トとバルブの摩耗量を測定することで評価を行った。試
験時はバルブの傘をバーナーで加熱することにより温度
を制御した。なお、今回の試験では偏心カムの回転数を
３０００ｒｐｍ、バルブシート部分の試験温度を２５０
℃、繰り返し時間を１０時間に設定した。
験、圧環強さ試験、被削性試験、耐摩耗性試験を行っ
た。その結果を表８，９に一覧表示した。ここで、被削
性試験は、卓上ボール盤を使用し、回転部自重および追
加の重りのみの荷重で、ドリルで試料に穴をあけ、その
加工数を比較する試験であり、今回の試験では荷重は
１．８ｋｇ、使用ドリルはφ３ｍｍ超硬ドリル、試料の
厚さを５ｍｍに設定して行なった。耐摩耗性試験は、ア
ルミ合金製ハウジングにバルブシート形状に加工した焼
結合金を圧入嵌合し、バルブをモータ駆動による偏心カ
ムの回転で上下ピストン運動させることにより、バルブ
のフェース面とバルブのシート面とを繰り返し衝突さ
せ、これを一定時間行い、そのとき発生するバルブシー
トとバルブの摩耗量を測定することで評価を行った。試
験時はバルブの傘をバーナーで加熱することにより温度
を制御した。なお、今回の試験では偏心カムの回転数を
３０００ｒｐｍ、バルブシート部分の試験温度を２５０
℃、繰り返し時間を１０時間に設定した。
【００３６】本発明合金（１〜５０）の評価
【表８】
【００３７】比較合金（１〜１８）の評価
【表９】
【００３８】以上の表８，９の評価からは次のことが分
かる。なお、図２〜図８は前記評価の内、耐摩耗性につ
いてグラフ化したもので、図２〜図８中、△印はバル
ブ、○印はバルブシート、□印はバルブとバルブシート
の合計の摩耗量をプロットし、従来合金（比較１８）も
バルブとバルブシートの合計の摩耗量を図示した。ま
た、例えば、本発明合金１は発明１と、比較合金１は比
較１と表示している。
かる。なお、図２〜図８は前記評価の内、耐摩耗性につ
いてグラフ化したもので、図２〜図８中、△印はバル
ブ、○印はバルブシート、□印はバルブとバルブシート
の合計の摩耗量をプロットし、従来合金（比較１８）も
バルブとバルブシートの合計の摩耗量を図示した。ま
た、例えば、本発明合金１は発明１と、比較合金１は比
較１と表示している。
【００３９】本発明合金１，２３，４９，５０および比
較合金１，２，３の比較により、基地形成部分拡散合金
粉末中のＮｉ量を変化させたとき影響を調べると以下の
ようになる。硬さ（ＨＲＡ）、圧環強さ（ＭＰａ）およ
びバルブシートの摩耗量（μｍ）は、Ｎｉ量の増加につ
れて、マルテンサイト量が増加するため向上するが、８
％（重量％、以下、同じ）を超えるとオーステナイト相
が増加するため逆に減少することが分かる。また、バル
ブの摩耗量は、図２に示す如くバルブシートのマルテン
サイトが増加することで８％までは徐々に増加し、８％
を超えるとバルブシート組織内のオーステナイト量が増
加するため摩耗量は余り変化せず、バルブとバルブシー
トの合計の摩耗量はＮｉ量が１〜１０％の間で安定して
低くなっており、１０％を超えると摩耗量は増加傾向を
示すことが分かる。このことより、基地形成部分拡散合
金粉末中のＮｉ量を１〜１０％の範囲とした。
較合金１，２，３の比較により、基地形成部分拡散合金
粉末中のＮｉ量を変化させたとき影響を調べると以下の
ようになる。硬さ（ＨＲＡ）、圧環強さ（ＭＰａ）およ
びバルブシートの摩耗量（μｍ）は、Ｎｉ量の増加につ
れて、マルテンサイト量が増加するため向上するが、８
％（重量％、以下、同じ）を超えるとオーステナイト相
が増加するため逆に減少することが分かる。また、バル
ブの摩耗量は、図２に示す如くバルブシートのマルテン
サイトが増加することで８％までは徐々に増加し、８％
を超えるとバルブシート組織内のオーステナイト量が増
加するため摩耗量は余り変化せず、バルブとバルブシー
トの合計の摩耗量はＮｉ量が１〜１０％の間で安定して
低くなっており、１０％を超えると摩耗量は増加傾向を
示すことが分かる。このことより、基地形成部分拡散合
金粉末中のＮｉ量を１〜１０％の範囲とした。
【００４０】本発明合金２，２３，４６〜４８および比
較合金４，５の比較により、硬質相形成粉末の添加量が
硬さ、圧環強さおよび耐摩耗性に与える影響を調べると
次のようになる。硬質相形成粉末の添加量の増加にした
がい圧環強さは低下を示しているが、硬さはある程度ま
ではあまり変化せず、その後低下することが分かる。こ
れは強度の低い硬質相および硬質相周囲のフェライト相
が増加するため強度は低下するが、硬質相の量が増加す
ることでフェライト相による硬さの低下がある程度まで
は補填され、硬さの減少傾向が小さくなっている。しか
し硬質相形成粉末添加量が２０％を超えると、フェライ
ト相増加の影響が大きくなり硬さが減少する。また、バ
ルブシートの摩耗量は図３に示す如く硬質相形成粉末の
添加量の増加に伴い減少を示すが、バルブの摩耗量は２
５％を超えると硬質相増加による攻撃性増加により摩耗
が増大し、その影響でバルブシートの摩耗量も大きくな
り、摩耗量の合計は、１０〜２５％の間で小さく安定し
ている。したがって、強度と耐摩耗性より考えて、硬質
相形成粉末の添加量を３〜２５％とした。
較合金４，５の比較により、硬質相形成粉末の添加量が
硬さ、圧環強さおよび耐摩耗性に与える影響を調べると
次のようになる。硬質相形成粉末の添加量の増加にした
がい圧環強さは低下を示しているが、硬さはある程度ま
ではあまり変化せず、その後低下することが分かる。こ
れは強度の低い硬質相および硬質相周囲のフェライト相
が増加するため強度は低下するが、硬質相の量が増加す
ることでフェライト相による硬さの低下がある程度まで
は補填され、硬さの減少傾向が小さくなっている。しか
し硬質相形成粉末添加量が２０％を超えると、フェライ
ト相増加の影響が大きくなり硬さが減少する。また、バ
ルブシートの摩耗量は図３に示す如く硬質相形成粉末の
添加量の増加に伴い減少を示すが、バルブの摩耗量は２
５％を超えると硬質相増加による攻撃性増加により摩耗
が増大し、その影響でバルブシートの摩耗量も大きくな
り、摩耗量の合計は、１０〜２５％の間で小さく安定し
ている。したがって、強度と耐摩耗性より考えて、硬質
相形成粉末の添加量を３〜２５％とした。
【００４１】硬質相形成粉末中のＣｒ量を変化させたと
きの硬さ、圧環強さおよび摩耗量の変化を本発明合金３
〜５，２３，４２〜４５および比較合金６，７を比較し
すると、次のようになる。硬質相形成粉末中のＣｒ量が
増加するに従い、Ｃｒの拡散による基地の焼入れ性向上
の効果で、硬さおよび圧環強さは向上するが、添加量が
１２％を超えるとその効果とＣｒ濃度の高いフェライト
相の増加による基地の硬さ、強度の低下が相殺されて安
定し、さらにＣｒ量が多くなるとフェライト相の量が多
くなること、およびＣｒ炭化物が増加し、硬質相形成粉
末の圧縮性が低下することにより、硬さおよび圧環強さ
がともに低下することが分かる。また、図４に示す如く
硬質相形成粉末中のＣｒ量が４％未満および２５％を超
えると摩耗量が増加することが分かる。これは、Ｃｒ量
が４％未満では硬質相に充分なＣｒ炭化物が形成されず
バルブシートが摩耗し、２５％を超えるとＣｒ濃度が高
いフェライト相の量が多くなること（顕微鏡写真からも
確認できた）、および硬質相のＣｒ炭化物の増加により
バルブに対する攻撃性が高くなりバルブが摩耗し、その
摩耗粉が研磨粒子として作用したことでバルブシートも
摩耗したと言える。したがって、硬質相形成粉末中のＣ
ｒ量を４〜２５％の範囲とした。
きの硬さ、圧環強さおよび摩耗量の変化を本発明合金３
〜５，２３，４２〜４５および比較合金６，７を比較し
すると、次のようになる。硬質相形成粉末中のＣｒ量が
増加するに従い、Ｃｒの拡散による基地の焼入れ性向上
の効果で、硬さおよび圧環強さは向上するが、添加量が
１２％を超えるとその効果とＣｒ濃度の高いフェライト
相の増加による基地の硬さ、強度の低下が相殺されて安
定し、さらにＣｒ量が多くなるとフェライト相の量が多
くなること、およびＣｒ炭化物が増加し、硬質相形成粉
末の圧縮性が低下することにより、硬さおよび圧環強さ
がともに低下することが分かる。また、図４に示す如く
硬質相形成粉末中のＣｒ量が４％未満および２５％を超
えると摩耗量が増加することが分かる。これは、Ｃｒ量
が４％未満では硬質相に充分なＣｒ炭化物が形成されず
バルブシートが摩耗し、２５％を超えるとＣｒ濃度が高
いフェライト相の量が多くなること（顕微鏡写真からも
確認できた）、および硬質相のＣｒ炭化物の増加により
バルブに対する攻撃性が高くなりバルブが摩耗し、その
摩耗粉が研磨粒子として作用したことでバルブシートも
摩耗したと言える。したがって、硬質相形成粉末中のＣ
ｒ量を４〜２５％の範囲とした。
【００４２】本発明合金６〜９，４０，４１および比較
合金８により、硬質相形成粉末中のＭｏ量を変化させた
ときの影響を調べると、次のようになる。なお、本発明
合金６〜９，４０，４１は請求項１，２に関し、その
内、本発明合金６は硬質相のＭｏ量が０％のものであ
り、請求項１に対応している。硬質相形成粉末中のＭｏ
量が増加するにしたがい、Ｍｏ炭化物等の増加により硬
さは増加するが、３％を超えると、同時に生じる圧縮性
の低下による密度の低下の影響が大きくなり硬さは低下
していることが分かる。また、硬質相内の炭化物の量が
増加する結果、強度はＭｏ量の増加にしたがい低下する
ことが分かる。摩耗量は、図５に示す如くＭｏを含まな
い場合でも、従来合金より低い摩耗量を示しているが、
Ｍｏ量が０．３〜３％の範囲内で硬質相形成粉末中に固
溶して与えると、Ｍｏ炭化物の増加によるバルブシート
の耐摩耗性の向上の効果と、バルブ攻撃性の増加の影響
が相殺され、Ｍｏを含まない場合よりも低く安定してい
る。しかし、３％を超えると、バルブ攻撃性が高くなり
すぎ、バルブが耐えられずに摩耗が一気に進行し、粉末
が硬くなり圧縮性が低下して密度が低下したバルブシー
トがバルブの摩耗粉の影響で摩耗する結果、急激に摩耗
量が大きくなっている。以上より、硬質相形成粉末には
Ｍｏ量が０％でも、従来合金（比較合金１８）よりも摩
耗量が低くなり、品質性能的に向上できることが分か
る。また、硬質相形成粉末に０．３〜３％の範囲でＭｏ
を含有させることで、耐摩耗性をより効果的に向上でき
ることが分かる。
合金８により、硬質相形成粉末中のＭｏ量を変化させた
ときの影響を調べると、次のようになる。なお、本発明
合金６〜９，４０，４１は請求項１，２に関し、その
内、本発明合金６は硬質相のＭｏ量が０％のものであ
り、請求項１に対応している。硬質相形成粉末中のＭｏ
量が増加するにしたがい、Ｍｏ炭化物等の増加により硬
さは増加するが、３％を超えると、同時に生じる圧縮性
の低下による密度の低下の影響が大きくなり硬さは低下
していることが分かる。また、硬質相内の炭化物の量が
増加する結果、強度はＭｏ量の増加にしたがい低下する
ことが分かる。摩耗量は、図５に示す如くＭｏを含まな
い場合でも、従来合金より低い摩耗量を示しているが、
Ｍｏ量が０．３〜３％の範囲内で硬質相形成粉末中に固
溶して与えると、Ｍｏ炭化物の増加によるバルブシート
の耐摩耗性の向上の効果と、バルブ攻撃性の増加の影響
が相殺され、Ｍｏを含まない場合よりも低く安定してい
る。しかし、３％を超えると、バルブ攻撃性が高くなり
すぎ、バルブが耐えられずに摩耗が一気に進行し、粉末
が硬くなり圧縮性が低下して密度が低下したバルブシー
トがバルブの摩耗粉の影響で摩耗する結果、急激に摩耗
量が大きくなっている。以上より、硬質相形成粉末には
Ｍｏ量が０％でも、従来合金（比較合金１８）よりも摩
耗量が低くなり、品質性能的に向上できることが分か
る。また、硬質相形成粉末に０．３〜３％の範囲でＭｏ
を含有させることで、耐摩耗性をより効果的に向上でき
ることが分かる。
【００４３】本発明合金９，１７，２３，３６〜３９お
よび比較合金９により硬質相形成粉末中のＶ量の影響を
調べると、次のようになる。なお、本発明合金９，１
７，２３，３６〜３９は請求項３に対応している。硬質
相形成粉末中のＶ量の増加にしたがい、硬質相内の微細
なＶ炭化物の量が増加し、硬さは増加するが、２％を超
えると、硬質相形成粉末の硬さが高くなり、圧縮性低下
の影響で硬さは低下する。また、強度は、Ｖ量の増加に
したがい低下する傾向にあるが、微細なＶ炭化物が硬質
相内に析出し（顕微鏡写真からも確認できた）、Ｃｒ炭
化物の粗大化を防止することによる強度の向上の効果に
より、強度の低下傾向が緩やかである。摩耗量は、図６
に示す如くＶを含むことによりさらに低減でき、Ｖ量が
０．２〜２．２％の範囲で安定してるが、２．２％を超
えるとバルブ攻撃性の増加および圧縮性の低下の影響で
摩耗量は急激に増加している。以上より、硬質相形成粉
末中に０．２〜２．２％の範囲でＶを含有させること
で、耐摩耗性をさらに向上させる効果がある。
よび比較合金９により硬質相形成粉末中のＶ量の影響を
調べると、次のようになる。なお、本発明合金９，１
７，２３，３６〜３９は請求項３に対応している。硬質
相形成粉末中のＶ量の増加にしたがい、硬質相内の微細
なＶ炭化物の量が増加し、硬さは増加するが、２％を超
えると、硬質相形成粉末の硬さが高くなり、圧縮性低下
の影響で硬さは低下する。また、強度は、Ｖ量の増加に
したがい低下する傾向にあるが、微細なＶ炭化物が硬質
相内に析出し（顕微鏡写真からも確認できた）、Ｃｒ炭
化物の粗大化を防止することによる強度の向上の効果に
より、強度の低下傾向が緩やかである。摩耗量は、図６
に示す如くＶを含むことによりさらに低減でき、Ｖ量が
０．２〜２．２％の範囲で安定してるが、２．２％を超
えるとバルブ攻撃性の増加および圧縮性の低下の影響で
摩耗量は急激に増加している。以上より、硬質相形成粉
末中に０．２〜２．２％の範囲でＶを含有させること
で、耐摩耗性をさらに向上させる効果がある。
【００４４】本発明合金９〜１６および比較合金１０に
より、硬質相形成粉末中のＷ量の影響を調べると次のよ
うになる。なお、本発明合金９〜１６は請求項３の一部
に対応している。硬質相形成粉末中のＷ量の増加にした
がい、硬質相内の微細なＷ炭化物の量が増加し、硬さは
増加するが、４％を超えると、硬質相形成粉末の硬さが
高くなり、圧縮性低下の影響で硬さは低下する。また、
強度は、Ｖと同様に、Ｗ量の増加にしたがい緩やか低下
する傾向にある。摩耗量は、図７に示す如くＷを含むこ
とによりさらに低減でき、Ｗ量が０．５〜５％の範囲で
安定しているが、５％を超えるとバルブ攻撃性の増加お
よび圧縮性の低下の影響で摩耗量は急激に増加してい
る。以上より、硬質相形成粉末に０．５〜５％の範囲で
Ｗを含有させることで、Ｖと同様に、耐摩耗性をさらに
向上させる効果がある。
より、硬質相形成粉末中のＷ量の影響を調べると次のよ
うになる。なお、本発明合金９〜１６は請求項３の一部
に対応している。硬質相形成粉末中のＷ量の増加にした
がい、硬質相内の微細なＷ炭化物の量が増加し、硬さは
増加するが、４％を超えると、硬質相形成粉末の硬さが
高くなり、圧縮性低下の影響で硬さは低下する。また、
強度は、Ｖと同様に、Ｗ量の増加にしたがい緩やか低下
する傾向にある。摩耗量は、図７に示す如くＷを含むこ
とによりさらに低減でき、Ｗ量が０．５〜５％の範囲で
安定しているが、５％を超えるとバルブ攻撃性の増加お
よび圧縮性の低下の影響で摩耗量は急激に増加してい
る。以上より、硬質相形成粉末に０．５〜５％の範囲で
Ｗを含有させることで、Ｖと同様に、耐摩耗性をさらに
向上させる効果がある。
【００４５】また、本発明合金３５により、Ｍｏ含有す
る硬質相形成粉末中に、ＶとＷを同時に与えた場合（表
２，３，８）、強度は低下するが、バルブ攻撃性は高く
なりバルブの摩耗量は若干増加するが、バルブシートの
摩耗量は減少し、全体としての耐摩耗性は向上すること
が分かる。なお、この本発明合金３５も請求項３の一部
に対応している。
る硬質相形成粉末中に、ＶとＷを同時に与えた場合（表
２，３，８）、強度は低下するが、バルブ攻撃性は高く
なりバルブの摩耗量は若干増加するが、バルブシートの
摩耗量は減少し、全体としての耐摩耗性は向上すること
が分かる。なお、この本発明合金３５も請求項３の一部
に対応している。
【００４６】本発明合金１８〜２０，２３，３３，３４
および比較合金１１，１２を比較して硬質相形成粉末中
のＣ量を変化させたときの硬さ、圧環強さおよび摩耗量
の変化を調べると次のようになる。硬質相形成粉末中の
Ｃ量の増加にしたがい、全体としての見掛け硬さは上昇
する傾向にあるが、圧環強さはＣ量の増加により低下す
るする傾向を示す。これは、硬質相形成粉末中のＣ量が
多くなると炭化物が多くなり、粉末が硬くなることで、
圧縮性が損なわれ、試料の密度が低下し、強度が低下し
たと推察される。また、バルブシートの摩耗量は、図８
に示す如く硬質相形成粉末中のＣ量が０．２５〜２．４
％の範囲内で、Ｃ量の増加にしたがい緩やかに減少する
傾向があるが、２．４％を超えると摩耗量が急激に増加
している。これは、硬質相形成粉末中のＣ量が０．２５
％未満であると、硬質相内の炭化物の量が少なく、基地
の塑性流動を防ぐピン止め効果の役に立たず、摩耗量が
大きいが、０．２５％以上であると、ピン止め効果に耐
えられるだけの炭化物が析出するので耐摩耗性が向上
し、Ｃ量の増加によってさらにバルブシートの耐摩耗性
が向上するからである。しかし、硬質相形成粉末中のＣ
量が増加すると、バルブ攻撃性が高くなり、バルブの摩
耗量は緩やかではあるが増加傾向を示し、Ｃ量が２．４
％を超えるとバルブが一気に摩耗が進行すると同時に、
バルブの摩耗粉の影響で強度の低下しているバルブシー
トの摩耗も進行し、摩耗量が急激に増加する。以上よ
り、硬質相形成粉末中のＣ量を０．２５〜２．４％の範
囲とした。
および比較合金１１，１２を比較して硬質相形成粉末中
のＣ量を変化させたときの硬さ、圧環強さおよび摩耗量
の変化を調べると次のようになる。硬質相形成粉末中の
Ｃ量の増加にしたがい、全体としての見掛け硬さは上昇
する傾向にあるが、圧環強さはＣ量の増加により低下す
るする傾向を示す。これは、硬質相形成粉末中のＣ量が
多くなると炭化物が多くなり、粉末が硬くなることで、
圧縮性が損なわれ、試料の密度が低下し、強度が低下し
たと推察される。また、バルブシートの摩耗量は、図８
に示す如く硬質相形成粉末中のＣ量が０．２５〜２．４
％の範囲内で、Ｃ量の増加にしたがい緩やかに減少する
傾向があるが、２．４％を超えると摩耗量が急激に増加
している。これは、硬質相形成粉末中のＣ量が０．２５
％未満であると、硬質相内の炭化物の量が少なく、基地
の塑性流動を防ぐピン止め効果の役に立たず、摩耗量が
大きいが、０．２５％以上であると、ピン止め効果に耐
えられるだけの炭化物が析出するので耐摩耗性が向上
し、Ｃ量の増加によってさらにバルブシートの耐摩耗性
が向上するからである。しかし、硬質相形成粉末中のＣ
量が増加すると、バルブ攻撃性が高くなり、バルブの摩
耗量は緩やかではあるが増加傾向を示し、Ｃ量が２．４
％を超えるとバルブが一気に摩耗が進行すると同時に、
バルブの摩耗粉の影響で強度の低下しているバルブシー
トの摩耗も進行し、摩耗量が急激に増加する。以上よ
り、硬質相形成粉末中のＣ量を０．２５〜２．４％の範
囲とした。
【００４７】本発明合金２１〜２３，３１，３２および
比較合金１３，１４により、添加黒鉛粉（炭素）と摩耗
量の関係を調べると、図９のようになる。添加黒鉛量が
０．５％未満、あるいは１．４％を超えた場合に摩耗量
が極端に増加していることが分かる。これは、添加黒鉛
量が０．５％未満の場合、硬質相形成粉末中にＣｒ炭化
物が充分に形成されなかったためであり、１．４％を超
えた場合は逆に炭化物量が多くなり過ぎ（顕微鏡写真で
確認された）、バルブ攻撃性が増加した結果、バルブを
摩耗させ、その影響でバルブシートも摩耗したと考えら
れる。以上より、黒鉛粉の添加量としては０．５〜１．
４％の範囲とした。
比較合金１３，１４により、添加黒鉛粉（炭素）と摩耗
量の関係を調べると、図９のようになる。添加黒鉛量が
０．５％未満、あるいは１．４％を超えた場合に摩耗量
が極端に増加していることが分かる。これは、添加黒鉛
量が０．５％未満の場合、硬質相形成粉末中にＣｒ炭化
物が充分に形成されなかったためであり、１．４％を超
えた場合は逆に炭化物量が多くなり過ぎ（顕微鏡写真で
確認された）、バルブ攻撃性が増加した結果、バルブを
摩耗させ、その影響でバルブシートも摩耗したと考えら
れる。以上より、黒鉛粉の添加量としては０．５〜１．
４％の範囲とした。
【００４８】本発明合金２３，２４，２８〜３０および
比較合金１５により、ＭｎＳ粉の添加量が硬さ、圧環強
さ、摩耗量および被削性に及ぼす影響を調べると次のよ
うになる。ＭｎＳ粉添加量の増加にしたがって硬さおよ
び圧環強さがともに減少し、バルブシートの摩耗量が図
１０に示す如く増加していくことが分かる。これはＭｎ
Ｓの添加量が増加により成形時の圧縮性が低下したこ
と、および、ＭｎＳ粉により焼結の進行が阻害されたこ
とにより機械的特性が低下したと推察される。一方、Ｍ
ｎＳ粉の添加量の増加とともに加工孔数が増加し、被削
性は向上していくことが分かる。以上より、被削性の向
上のためにＭｎＳ粉末の添加が効果があるが、硬さ、強
度、耐摩耗性および被削性を考慮してＭｎＳ粉末の添加
量の上限を２．０％とした。
比較合金１５により、ＭｎＳ粉の添加量が硬さ、圧環強
さ、摩耗量および被削性に及ぼす影響を調べると次のよ
うになる。ＭｎＳ粉添加量の増加にしたがって硬さおよ
び圧環強さがともに減少し、バルブシートの摩耗量が図
１０に示す如く増加していくことが分かる。これはＭｎ
Ｓの添加量が増加により成形時の圧縮性が低下したこ
と、および、ＭｎＳ粉により焼結の進行が阻害されたこ
とにより機械的特性が低下したと推察される。一方、Ｍ
ｎＳ粉の添加量の増加とともに加工孔数が増加し、被削
性は向上していくことが分かる。以上より、被削性の向
上のためにＭｎＳ粉末の添加が効果があるが、硬さ、強
度、耐摩耗性および被削性を考慮してＭｎＳ粉末の添加
量の上限を２．０％とした。
【００４９】また、本発明合金２４〜２７により、Ｍｎ
Ｓ粉を０．１重量％添加した本発明合金にアクリル樹
脂、ＰｂまたはＣｕを溶浸もしくは含浸したときの被削
性および耐摩耗性の効果を調べると次のようになる。ア
クリル樹脂、ＰｂまたはＣｕを溶浸あるいは含浸するこ
とにより被削性が改善され加工孔数が増加していること
が分かる。また、含浸もしくは溶浸による耐摩耗性の低
下はみられず、被削性の改善に含浸もしくは溶浸が有効
であることが分かる（表３，８参照）。
Ｓ粉を０．１重量％添加した本発明合金にアクリル樹
脂、ＰｂまたはＣｕを溶浸もしくは含浸したときの被削
性および耐摩耗性の効果を調べると次のようになる。ア
クリル樹脂、ＰｂまたはＣｕを溶浸あるいは含浸するこ
とにより被削性が改善され加工孔数が増加していること
が分かる。また、含浸もしくは溶浸による耐摩耗性の低
下はみられず、被削性の改善に含浸もしくは溶浸が有効
であることが分かる（表３，８参照）。
【００５０】本発明合金２３および比較合金１６，１
７，１８を比較して、本発明に係る基地形成部分拡散合
金粉末に代えて、全ての成分を単味粉末の混合粉末形で
与えた場合と、全ての成分を粉末中に完全に固溶した合
金粉末の形で与えた場合の耐摩耗性を調べると次のよう
になる。本発明に係る基地形成部分拡散合金粉末に代え
て、単味粉末を用いても、合金粉末を用いても、耐摩耗
性が損なわれることが分かる。また、単味粉末を用いた
ほうが、合金粉末を用いた場合に比べて耐摩耗性はまだ
よくなっている（表７，８参照）。これは、顕微鏡写真
の観察により、合金粉末の場合、合金元素が基地中に一
様に拡散しているため、基地がマルテンサイト化できず
耐摩耗性が低くなり、一方、単味粉末の場合、基地にＮ
ｉが拡散し、Ｎｉ濃度が比較的高い部分の焼入れ性が改
善されマルテンサイトに変態して耐摩耗性の向上に寄与
したと考えられる。しかし、単味粉末の場合は拡散性が
悪いため焼結の進行が遅れ、強度の低いパーライトが残
留したとともに、粉末同士の結合が弱くなり、基地形成
部分拡散合金粉末を用いた場合ほど耐摩耗性が改善され
なかったことが確認された。以上より、基地形成のため
に部分拡散合金粉末が有効であることが分かった。
７，１８を比較して、本発明に係る基地形成部分拡散合
金粉末に代えて、全ての成分を単味粉末の混合粉末形で
与えた場合と、全ての成分を粉末中に完全に固溶した合
金粉末の形で与えた場合の耐摩耗性を調べると次のよう
になる。本発明に係る基地形成部分拡散合金粉末に代え
て、単味粉末を用いても、合金粉末を用いても、耐摩耗
性が損なわれることが分かる。また、単味粉末を用いた
ほうが、合金粉末を用いた場合に比べて耐摩耗性はまだ
よくなっている（表７，８参照）。これは、顕微鏡写真
の観察により、合金粉末の場合、合金元素が基地中に一
様に拡散しているため、基地がマルテンサイト化できず
耐摩耗性が低くなり、一方、単味粉末の場合、基地にＮ
ｉが拡散し、Ｎｉ濃度が比較的高い部分の焼入れ性が改
善されマルテンサイトに変態して耐摩耗性の向上に寄与
したと考えられる。しかし、単味粉末の場合は拡散性が
悪いため焼結の進行が遅れ、強度の低いパーライトが残
留したとともに、粉末同士の結合が弱くなり、基地形成
部分拡散合金粉末を用いた場合ほど耐摩耗性が改善され
なかったことが確認された。以上より、基地形成のため
に部分拡散合金粉末が有効であることが分かった。
【００５０】
【発明の効果】以上の説明より明らかなように、本発明
に係る耐摩耗性焼結合金およびその製造方法では、内燃
機関のバルブシート用焼結合金として実用に十分な耐摩
耗性を有しており、かつ、Ｃｏ等の高価な元素を使用し
ないため安価であり、さらに、本発明合金の基地中にＭ
ｎＳをさらに分散させたり、気孔中にアクリル系樹脂、
鉛または鉛合金、銅または銅合金を含浸あるいは溶浸す
ることで被削性も改善することが可能であり、有効であ
る。
に係る耐摩耗性焼結合金およびその製造方法では、内燃
機関のバルブシート用焼結合金として実用に十分な耐摩
耗性を有しており、かつ、Ｃｏ等の高価な元素を使用し
ないため安価であり、さらに、本発明合金の基地中にＭ
ｎＳをさらに分散させたり、気孔中にアクリル系樹脂、
鉛または鉛合金、銅または銅合金を含浸あるいは溶浸す
ることで被削性も改善することが可能であり、有効であ
る。
【図１】本発明の耐摩耗性焼結合金を模式的に示す図で
ある。
ある。
【図２】本発明の実施例において、基地形成部分拡散合
金粉末中のＮｉ量を変化させたときの摩耗量の評価結果
を示すグラフである。
金粉末中のＮｉ量を変化させたときの摩耗量の評価結果
を示すグラフである。
【図３】本発明の実施例において、硬質相形成粉末の添
加量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
加量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
【図４】本発明の実施例において、硬質相形成粉末中の
Ｃｒ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラ
フである。
Ｃｒ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラ
フである。
【図５】本発明の実施例において、硬質相形成粉末中の
Ｍｏ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラ
フである。
Ｍｏ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラ
フである。
【図６】本発明の実施例において、硬質相形成粉末中の
Ｖ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
Ｖ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
【図７】本発明の実施例において、硬質相形成粉末中の
Ｗ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
Ｗ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
【図８】本発明の実施例において、硬質相形成粉末中の
Ｃ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
Ｃ量を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフ
である。
【図９】本発明の実施例において、黒鉛粉の添加量を変
化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフである。
化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフである。
【図１０】本発明の実施例において、ＭｎＳ粉の添加量
を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフであ
る。
を変化させたときの摩耗量の評価結果を示すグラフであ
る。
Claims (10)
- 【請求項１】 全体組成が、重量比で、Ｎｉ：０．７３
６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３６〜２．８９５％、Ｍ
ｏ：０．２９４〜０．９６５％、Ｃｒ：０．１２〜６．
２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０％、および残部がＦｅ
および不可避不純物よりなっていて、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバイトおよび／または上部ベイナイトの核を有
し、その核を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、主としてＣ
ｒ炭化物よりなる硬質相、 上記〜が分散した組織
になっていることを特徴とする耐摩耗性焼結合金。 - 【請求項２】 全体組成が、重量比で、Ｎｉ：０．７３
６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３６〜２．８９５％、Ｍ
ｏ：０．３０３〜１．７１５％、Ｃｒ：０．１２〜６．
２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０％、および残部がＦｅ
および不可避不純物よりなっていて、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバイトおよび／または上部ベイナイトの核を有
し、その核を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、主としてＣ
ｒ炭化物よりなる硬質相、 上記〜が分散した組織
になっていることを特徴とする耐摩耗性焼結合金。 - 【請求項３】 全体組成が、重量比で、Ｎｉ：０．７３
６〜９．６５％、Ｃｕ：０．７３６〜２．８９５％、Ｍ
ｏ：０．３０３〜１．７１５％、Ｃｒ：０．１２〜６．
２５％、Ｃ：０．５０８〜２．０％、さらに、Ｖ：０．
００６〜０．５５％とＷ：０．０３〜１．２５％の１種
もしくは２種、および残部がＦｅおよび不可避不純物よ
りなっていて、その金属組織が、 マルテンサイトと、 ソルバイトおよび／または上部ベイナイトの核を有
し、その核を取り囲むベイナイトと、 Ｎｉ濃度の高いオーステナイトと、 Ｃｒ濃度の高いフェライトで覆われた、主としてＣ
ｒ炭化物よりなる硬質相、 上記〜が分散した組織
になっていることを特徴とする耐摩耗性焼結合金。 - 【請求項４】 請求項１〜３の何れかに記載の耐摩耗性
焼結合金に、さらに重量比で２．０％以下のＭｎＳが均
一に分散していることを特徴とする耐摩耗性焼結合金。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れかに記載の耐摩耗性
焼結合金の気孔中に、アクリル樹脂、鉛または鉛合金、
銅または銅合金の何れかが分散していることを特徴とす
る耐摩耗性焼結合金。 - 【請求項６】 成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０
％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金
粉末に、成分組成が、重量比で、Ｃｒ：４．０〜２５
％、Ｃ：０．２５〜２．４％、および残部がＦｅ、およ
び不可避不純物からなる硬質相形成粉末：３〜２５％お
よび黒鉛粉末：０．５〜１．４を混合した混合粉末を用
いることを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性焼結合
金の製造方法。 - 【請求項７】 成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０
％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金
粉末に、成分組成が、重量比で、Ｃｒ：４．０〜２５
％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｃ：０．２５〜２．４
％、および残部がＦｅ、および不可避不純物からなる硬
質相形成粉末：３〜２５％および黒鉛粉末：０．５〜
１．４を混合した混合粉末を用いることを特徴とする請
求項２に記載の耐摩耗性焼結合金の製造方法。 - 【請求項８】 成分組成が、重量比で、Ｎｉ：１〜１０
％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる基地形成部分拡散合金
粉末に、成分組成が、重量比で、Ｃｒ：７．５〜２５
％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｃ：０．２５〜２．４
％、およびＶ：０．２〜２．２％とＷ：１．０〜５．０
％の１種または２種以上、残部がＦｅ、および不可避不
純物からなる硬質相形成粉末：３〜２５％および黒鉛粉
末：０．５〜１．４を混合した混合粉末を用いることを
特徴とする請求項３に記載の耐摩耗性焼結合金の製造方
法。 - 【請求項９】 請求項６〜８に記載の混合粉末に、さら
に重量比で０．１〜２．０％のＭｎＳ粉末を混合するこ
とを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗性焼結合金の製
造方法。 - 【請求項１０】 請求項６〜９に記載の混合粉末を用い
て成形および焼結した焼結体の気孔中に、アクリル樹
脂、鉛または鉛合金、銅または銅合金の何れかを含浸も
しくは溶浸することを特徴とする請求項５に記載の耐摩
耗性焼結合金の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02488896A JP3447030B2 (ja) | 1996-01-19 | 1996-01-19 | 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法 |
| DE69706336T DE69706336T2 (de) | 1996-01-19 | 1997-01-02 | Verschliessfeste gesinterte Legierung und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| EP97300005A EP0789088B1 (en) | 1996-01-19 | 1997-01-02 | Wear-resistant sintered alloy, and its production method |
| US08/779,517 US5824922A (en) | 1996-01-19 | 1997-01-07 | Wear-resistant sintered alloy, and its production method |
| KR1019970001432A KR100254598B1 (ko) | 1996-01-19 | 1997-01-20 | 내마모성 소결합금 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02488896A JP3447030B2 (ja) | 1996-01-19 | 1996-01-19 | 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09195012A true JPH09195012A (ja) | 1997-07-29 |
| JP3447030B2 JP3447030B2 (ja) | 2003-09-16 |
Family
ID=12150735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02488896A Expired - Lifetime JP3447030B2 (ja) | 1996-01-19 | 1996-01-19 | 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5824922A (ja) |
| EP (1) | EP0789088B1 (ja) |
| JP (1) | JP3447030B2 (ja) |
| KR (1) | KR100254598B1 (ja) |
| DE (1) | DE69706336T2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19957323C1 (de) * | 1998-05-22 | 2001-01-25 | Hitachi Powdered Metals | Sinterlegierung mit besserer Abriebbeständigkeit und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| DE10120724C2 (de) * | 2000-05-02 | 2003-09-25 | Hitachi Powdered Metals | Ventilsitz für Brennkraftmaschinen und Verfahren zu dessen Herstellung |
| US7575619B2 (en) | 2005-03-29 | 2009-08-18 | Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. | Wear resistant sintered member |
| DE102009031390A1 (de) | 2008-07-03 | 2010-06-10 | Hitachi Powdered Metals Co., Ltd., Matsudo | Hartphasenbildendes Legierungspulver, verschleißfeste Sinterlegierung, und Herstellungsverfahren für verschleißfeste Sinterlegierung |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3827033B2 (ja) * | 1997-02-03 | 2006-09-27 | 日立粉末冶金株式会社 | 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法 |
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