JP2010014023A - ガバナウエイトおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】コストの高い硬質クロムめっきを廃しても十分な耐摩耗性を有するガバナウエイトおよびその製造方法を提供する。
【解決手段】燃料噴射ポンプのガバナ装置に用いられるガバナウエイトを、全体組成が、質量比で、Ｎｉ：１〜５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｃｒ：０．６〜４％、Ｍｏ：０．６〜４％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ｗ：０．６〜４％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃ：０．７〜１％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるとともに、Ｎｉリッチのオーステナイト相が分散するマルテンサイト基地中に、Ｆｅ基合金基地中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの炭化物が群状に析出分散する硬質相が２０〜５０質量％が分散する金属組織を呈する焼結合金により構成する。
【選択図】図３

Description

本発明は、ディーゼルエンジンの燃料噴射ポンプの燃料噴射量を調節する調量機構を操作するガバナ装置に用いられるガバナウエイトおよびその製造方法に関する。

ディーゼルエンジンは、燃料噴射量を調節することにより出力が制御される。したがって、アクセル開度が一定の下では、エンジンの回転速度の上昇に伴い燃料噴射量を減少させる必要があり、この制御を行う装置がガバナ装置である。図１は、このようなガバナ装置の一例を示しており、符号１は、図において上下方向に延びるポンプ駆動用のガバナシャフトである。このガバナシャフト１の先端部（下端部）には、鍔状のガバナウエイトホルダ２が固着されている。そしてこのガバナウエイトホルダ２の下面には、ピン３を介して、複数のガバナウエイト４が図１中矢印Ａ−Ｂ方向に揺動自在に支持されている。また、ガバナウエイトホルダ２の下方には、上端部に鍔部５ａが一体形成された円筒状のガバナスリーブ５が、ガバナウエイトホルダ２と同心状に、かつ軸方向に沿って移動可能に配設されている。

ガバナウエイト４の揺動基端部には、内側に延びる爪部４ａが一体形成されており、この爪部４ａに、ガバナスリーブ５の鍔部５ａが摺動回転可能に係合している。ガバナスリーブ５の先端部には、ガバナレバー７の一端部に設けられたシフタ６が当接している。ガバナレバー７は、長手方向中間部が、レバー軸８によって矢印Ｃ−Ｄ方向に回転自在に支持されており、なおかつ、スプリング９の矢印Ｅ方向への引っ張り力によって矢印Ｄ方向への回転力が与えられている。ガバナレバー７の、シフタ６が設けられた側とは反対側の他端部は、ガバナリンク１０を介して、燃料噴射ポンプのコントロールラック１１に連結されている。

このガバナ装置においては、図２（中心線Ｏの左側が非作動状態、右側が作動状態）に示すように、ガバナシャフト１の回転速度が増すと、ガバナウエイト４が遠心力を受け、リンク３を中心に外側（Ｂ方向）に揺動する。このガバナウエイト４の揺動によりガバナスリーブ５がガバナウエイト４の爪部４ａにより押し下げられ、ガバナスリーブ５が下方に移動し、さらにこのガバナスリーブ６の動きにより、シフタ６の一端部が押し下げられる。この動作により、ガバナレバー７がスプリング９の引っ張り力に抗して図１のＣ方向に回転し、このガバナレバー７の回転動作がガバナリンク１０を介してコントロールラック１１に伝達されて、燃料噴射量が制御（減少）される。

さて、このようなガバナ装置に用いられるガバナウエイトやガバナスリーブは、粉末冶金法により製造される焼結部品が適用されているものがある（特許文献１）。粉末冶金法により製造される焼結部品は、原料粉末を、所望の形状の押型の型孔に充填し、その粉末を上下のパンチにより圧粉成形して成形体を得、次いでその成形体を焼結して原料粉末を相互に拡散させて結合させたものである。このような粉末冶金法による製品成形技術は、ニアネットシェイプに造形することができることに加え、一度押型を作製すれば同形状の製品を多量に生産可能であるという利点を有することから、各種作業用部品の製造に適用が進んでおり、複雑な形状を呈する上記ガバナウエイトの製造に好適な方法である。

特開２００３−１６１１６９号公報

図１および図２に示したガバナウエイト４の爪部４ａは、高速回転しながら揺動するといった２つの動作がいずれもガバナスリーブ５の鍔部５ａに対して摺動する状態で発生するため、高い耐摩耗性が要求される。すなわち、ガバナウエイト４の爪部４ａが摩耗するとガバナスリーブ５の移動量が減少し、コントロールラック１１の移動量が減少することとなる結果、適切な燃料噴射量の制御が果たせなくなる。このため、ガバナウエイト４には硬質クロムめっき処理が施されたものが適用されている。ところが、硬質クロムめっき処理はコストが高いことから、ガバナウエイトの製品単価が高くなってしまう。このため、硬質クロムめっき処理を施さなくても済むような耐摩耗性の高い焼結合金からなるガバナウエイトが望まれている。

また、特許文献１に記載のものは、耐摩耗性向上といった上記課題の解決策として、平均粒子径が１７０μｍ以下でビッカース硬さが１０００ＨＶ以上の硬質粒子（フェロクロム粒子）を３〜１１質量％含む鉄基焼結材によってガバナウエイトを構成することにより、硬質クロムめっき処理を行うことなく、摺動部品の耐摩耗性を高めるとともに、製造工程の簡略化を図ったものである。しかしながら、耐摩耗性向上が未だ十分なものではなく、より高い耐摩耗性を有するものが望まれている。

よって本発明は、高い耐摩耗性を有するとともに安価に製造することができる焼結合金からなるガバナウエイトおよびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明のガバナウエイトは、燃料噴射ポンプのガバナ装置に用いられるガバナウエイトであって、全体組成が、質量比で、Ｎｉ：１〜５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｃｒ：０．６〜４％、Ｍｏ：０．６〜４％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ｗ：０．６〜４％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃ：０．７〜１％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるとともに、Ｎｉリッチのオーステナイト相が分散するマルテンサイト基地中に、Ｆｅ基合金基地中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの炭化物が群状に析出分散する硬質相が２０〜５０質量％分散する金属組織を呈する焼結合金からなることを特徴としている。

本発明によれば、優れた耐摩耗性を有するガバナウエイトを、硬質クロムめっき処理が不要であることから安価に製造することができるといった効果を奏する。

本発明のガバナウエイトを構成する焼結合金は、図３の模式図に示すように、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃ系合金からなりＮｉリッチのオーステナイト相が分散するマルテンサイト基地中に、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｗ−Ｖ系合金からなりＦｅ基合金基地中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの炭化物が群状に析出分散する硬質相が分散するものである。すなわち、上記特許文献１のように、微細な硬質粒子が基地中に均一に分散する場合には、基地の塑性流動を有効に抑制するためには多量の硬質粒子が必要となり、相手攻撃性が高まることとなるが、本発明のガバナウエイトを構成する焼結合金は、微細な硬質粒子が群としてスポット状に基地中に分散するため、群状に析出した硬質粒子が基地の塑性流動を有効に抑制するとともに、硬質相の分散しない基地部分が多いことから相手攻撃性も抑制されるという優れた効果を有するものである。

以下、本発明のガバナウエイトを構成する合金が含有する各元素や硬質相の含有量の根拠を説明する。
（１）Ｃｕ
基地を構成するＣｕは、Ｆｅ基地に固溶して基地強化に働くとともに、基地の焼き入れ性を向上させて基地の強度および耐摩耗性の向上に寄与する。ここで、全体組成中のＣｕ量が０．５質量％に満たないと基地強化の作用に乏しい。一方、５質量％を超えて与えると、過飽和なＣｕが軟質なＣｕ相として析出する結果、基地強度が著しく低下する。このため、全体組成中のＣｕ量を０．５〜３質量％とする。このＣｕはＦｅ基地への拡散の速度が高いこと、および鉄粉末に固溶させて与えると、鉄粉末の硬さが高くなり成形性が低下することから、全量を銅粉末の形態で付与する。このため、本発明のガバナウエイトの製造方法においては、原料粉末として、鉄粉に０．５〜３質量％の銅粉末を添加することとする。

（２）Ｎｉ
基地を構成するＮｉは、Ｆｅ基地に固溶して基地強化に働くとともに、基地の焼き入れ性を向上させて基地の強度および耐摩耗性の向上に寄与する。また、Ｎｉリッチのオーステナイト相を形成して、焼結合金の衝撃値を向上させるとともに、相手攻撃性の緩和する作用を有する。ここで、全体組成中のＮｉ量が１質量％に満たないと上記の効果が乏しくなる。一方、５質量％を超えて与えると、Ｎｉリッチのオーステナイト相の量が増大し、基地の強度が低下することとなる。このため、全体組成中のＮｉ量を１〜５質量％とする。このＮｉはＮｉリッチのオーステナイト相を形成するため、全量をニッケル粉末の形態で付与する。このため、本発明のガバナウエイトの製造方法においては、原料粉末として、鉄粉に１〜５質量％のニッケル粉末を添加することとする。

（３）硬質相
Ｃｒ，Ｍｏ，ＷおよびＶは、硬質相中に金属炭化物として群状に析出して焼結合金の耐摩耗性の向上に寄与する。また、Ｃｒ，Ｍｏ，ＷおよびＶの金属炭化物を群状に析出させるため、Ｃｒ，Ｍｏ，ＷおよびＶは合金粉末の形態で付与される必要があるが、基地との固着性を考慮して硬質相の基地部分をＦｅとし、鉄合金粉末の形態で原料粉末に添加することとする。このような金属炭化物が群状に析出する硬質相は、２０質量％に満たないと耐摩耗性向上の効果が乏しくなる。一方、５０質量％を超えると硬質な鉄合金粉末の量が過多となる結果、原料粉末の成形性が著しく損なわれるともに、相手攻撃性が高くなる。このため、基地中に分散する硬質相の量を２０〜５０質量％とする。

ここで鉄合金粉末中のＣｒが３質量％、Ｍｏが３質量％、Ｖが１質量％、Ｗが３質量％にそれぞれ満たないと、析出する金属炭化物の量が乏しくなり、耐摩耗性向上の効果が乏しくなる。一方、鉄合金粉末中のＣｒが８質量％、Ｍｏが８質量％、Ｖが３質量％、Ｗが８質量％をそれぞれ超えると、これらの元素を固溶する鉄合金粉末の硬さが増大する結果、原料粉末の成形性が著しく損なわれることとなる。このため、鉄合金粉末中のＣｒ量を３〜８質量％、Ｍｏ量を３〜８質量％、Ｖ量を１〜３質量％、Ｗ量を３〜８質量％とする。したがって、全体組成中のＣｒ量は０．６〜４質量％、Ｍｏ量は０．６〜４質量％、Ｖ量は０．２〜１．５質量％、Ｗ量は０．６〜４質量％となる。

（４）Ｓｉ
鉄合金粉末には、酸化し易いＣｒを含むため鉄合金粉末の製造時に脱酸剤として使用されるＳｉを含有するが、このＳｉは、硬質相のＦｅ基地のＣを排出して上記の金属炭化物の析出を促進するとともに、硬質相のＦｅ基地を強化するという働きをする。鉄合金粉末中のＳｉ量が０．１質量％に満たないと上記の効果が乏しく、１質量％を超えると硬質相のＦｅ基地の脆化が著しくなる。このため、鉄合金粉末中のＳｉ量を０．１〜１質量％とする。したがって、全体組成中のＳｉ量は０．０２〜０．５質量％となる。

（５）Ｃ
Ｃは、Ｆｅ基地に固溶して基地強化に働くとともに、Ｆｅとともにマルテンサイトを形成して基地の強度および耐摩耗性の向上に寄与する。また、Ｃは、上記のようにＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖと炭化物を形成して金属炭化物が群状に析出する硬質相を形成し、焼結合金の耐摩耗性の向上に寄与する。ここで、全体組成中のＣ量が０．７質量％に満たないと基地強化および基地の耐摩耗性向上の作用に乏しくなるとともに、硬質相中に析出する金属炭化物の量が乏しくなって耐摩耗性向上の作用が乏しくなる。一方、１質量％を超えて与えると、基地のマルテンサイトが硬くなり過ぎたり、硬質相中に析出する金属炭化物の量が多くなり過ぎたりして、相手攻撃性が著しく増大するとともに、基地が脆く摩耗し易くなる。このため、全体組成中のＣ量を０．７〜１質量％とする。

このＣは、鉄粉末に固溶して与えると、鉄合金粉末の硬さが高くなり成形性が低下することとなる。しかしながら、全量を黒鉛粉末の形態で付与すると、原料粉末の流動性や成形性が低下するとともに、偏析が生じ易くなることから得策ではない。一方、Ｃの全量を熱処理時の浸炭性ガス雰囲気により供給しようとすると、浸炭時間が長くなることから生産が低下して製造コストが増加することとなる。このため、Ｃは、一部を黒鉛粉末の形態で原料粉末に添加するとともに、不足分のＣを熱処理時の浸炭性ガス雰囲気により供給することとした。

また、硬質相を形成するための鉄合金粉末中においては、鉄合金粉末中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖを固溶していることから鉄合金粉末の硬さが著しく増大する。そこで、鉄合金粉末中にＣを固溶させて鉄合金粉末中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの金属炭化物を析出させることにより、鉄合金粉末の基地中に固溶されるＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの量を低減して鉄合金粉末の硬さを低減することができる。したがって、鉄合金粉末の組成において０．８〜１．４質量％に相当する量（全体組成中のＣ量で０．１６〜０．５６質量％）のＣを鉄合金粉末に固溶させて与える必要がある。以上より、Ｃは、黒鉛粉末の形態で原料粉末に０．３〜１質量％添加するとともに、鉄合金粉末の組成において０．８〜１．４質量％に相当するＣ量を鉄合金粉末に固溶させて与え、不足分のＣ量を浸炭性ガス雰囲気により与えることとした。

以上より、本発明のガバナウエイトは、全体組成が、質量比で、Ｎｉ：１〜５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｃｒ：０．６〜４％、Ｍｏ：０．６〜４％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ｗ：０．６〜４％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃ：０．７〜１％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるとともに、Ｎｉリッチのオーステナイト相が分散するマルテンサイト基地中に、Ｆｅ基合金基地中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの炭化物が群状に析出分散する硬質相が２０〜５０質量％分散する金属組織を呈する焼結合金により構成したものとなる。ここで、硬質相の組成としては、質量比で、Ｃｒ：３〜８％、Ｍｏ：３〜８％、Ｖ：１〜３％、Ｗ：３〜８％、Ｓｉ：０．１〜１％を含むものとする。

また、本発明のガバナウエイトの原料粉末は、鉄粉に、組成が、質量比で、Ｃｒ：３〜８％、Ｍｏ：３〜８％、Ｖ：１〜３％、Ｗ：３〜８％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｃ：０．８〜１．４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなる鉄合金粉末を２０〜４０質量％と、ニッケル粉末を１〜５質量％と、銅粉末を０．５〜３質量％と、黒鉛粉末を０．３〜１質量％とを添加し、混合したものとする。

上記の原料粉末は、通常の粉末冶金法で製造される焼結部品と同様に、ガバナウエイトの形状を有する押型の型孔に充填され、上下のパンチにより、成形体密度６．８〜７．２Ｍｇ／ｍ^３に圧粉成形されてガバナウエイト形状の成形体とされる。次いで、得られた成形体は１０５０〜１２００℃で焼結され、原料粉末が相互に拡散させられ、結合させられる。このようにして得られたガバナウエイト形状の焼結体は、カーボンポテンシャル（Ｃｐ値）が０．７〜１．１の浸炭性ガス雰囲気中で８００〜１０００℃に加熱され、浸炭された後、油中に投入されて焼き入れされる。さらに、焼き入れされたガバナウエイトは、１６０〜２００℃に加熱されて焼き戻される。このようにして作製されたガバナウエイトは、上記の金属組織を呈するとともに、密度比が８５〜９５％（気孔率が５〜１５％）となり、この気孔に油が保持され、良好な耐摩耗性を示す。

本発明のガバナウエイトの製造方法は上記過程に基づくもので、上記の原料粉末を、所望の形状に圧粉成形し、次いで、得られた成形体を焼結し、次いで、得られた焼結体を浸炭焼き入れした後、焼き戻しを行うことを特徴としている。

本発明のガバナウエイトは、特に、摺動する相手部材であるガバナスリーブとして、全体組成が、質量比で、Ｎｉ：２〜３％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃ：０．２〜０．５％、および残部がＦｅと不可避不純物からなる焼結合金からなるものを用いた場合、従来の硬質クロムめっきを施したものよりも優れた耐摩耗性を示すとともに、相手攻撃性が小さくなるため、好適である。

次いで、本発明の実施例を説明して本発明の効果を実証する。
［第１実施例］
鉄粉末、ニッケル粉末、銅粉末、黒鉛粉末、および組成が、質量比で、Ｃｒ：４．２％、Ｍｏ：５％、Ｗ：６％、Ｖ：１．８％、Ｓｉ：０．６％、Ｃ：１．１％であり残部がＦｅと不可避不純物からなる鉄合金粉末を用意した。これらの粉末を用いて、表１に示す配合比で鉄合金粉末の添加量を変えて添加、混合し、原料粉末を得た。次に、これら原料粉末を、成形圧力８３０ＭＰａで外径７．９８ｍｍ、高さ２０ｍｍの柱体形状に圧粉成形し、得られた成形体を、ブタン変性ガス雰囲気中において１１２０℃で焼結し、焼結体を得た。次に、得られた焼結体を、Ｃｐ値が０．９の浸炭性ガス雰囲気中において８５０℃に加熱した後、油中に焼き入れし、１８０℃で焼き戻して、表１に示す試料番号０２〜０８の柱体試料（ピン）を作製した。また、従来例として、焼き戻し後に硬質クロムめっき処理を施したものを試料番号０１として作製した。

また、摺動の相手材となるディスク試料を、以下のようにして作製した。組成が、質量比で、Ｎｉ：２．６％、Ｍｎ：０．５％であり、残部がＦｅと不可避不純物からなる鉄合金粉末に、黒鉛粉末を０．３質量％添加し混合した原料粉末を、成形圧力７００ＭＰａでφ４００ｍｍ、高さ５ｍｍの円板形状に圧粉成形し、得られた成形体を、ブタン変性ガス雰囲気中において１１２０℃で焼結して得た。得られた焼結体を、Ｃｐ値が０．９の浸炭性ガス雰囲気中において８５０℃に加熱した後、油中に焼き入れし、１８０℃で焼き戻して相手材となるディスク試料を作製した。

各柱体試料２個をピンとし、一方、上記ディスク試料をピンの摺動相手材とし、荷重５ｋｇｆ／ｃｍ^２のもと、周速１５０ｍ／分で６０分間摺動させて、ピン・オン・ディスク摩擦摩耗試験を行い、試験後の摩耗量を測定した。このときの試験結果を、表１に併記する。なお、ピン摩耗量は２個のピンの平均値である。

表１の試料番号０１の試料は、鉄合金粉末が添加されておらず硬質相が分散しないものであり、かつ硬質クロムめっきを施したものであるといった点で、本発明のものとは異なる従来例である。この試料番号０１の試料は、合計摩耗量が３１μｍであるが、以下の実施例においては、試料番号０１の従来例よりも合計摩耗量が少ないものを目標とし、この目標を達成したものについて表の備考欄に“発明例”と記す。また、試料番号０１の従来例よりも合計摩耗量が多いものを本発明外のものとし、表の備考欄に“比較例”と記す。

表１より、原料粉末への鉄合金粉末の添加量（焼結合金基地中の硬質粒子の分散量）の影響を調べることができる。すなわち、鉄合金粉末を添加せず、硬質クロムめっきを施さない試料番号０２の試料は、合計摩耗量が６２μｍと大きい値を示している。また、鉄合金粉末を１０質量％添加すると硬質相により焼結合金基地の流動が抑制され、ピン摩耗量が６割程度低減できるものの、まだ、硬質相の効果が乏しく、目標（３０μｍ以下）は達成できていない。しかしながら、鉄合金粉末の添加量が２０〜５０質量％の試料番号０３〜０７の試料では、硬質相の効果が発揮されて、ピン摩耗量が０．５〜６．５μｍと小さい値に抑制され、目標（合計摩耗量３０μｍ以下）が達成されている。

一方、鉄合金粉末の添加量が５０質量％を超える試料番号０８の試料は、硬質な鉄合金粉末が過多となって原料粉末の圧縮性が低下し、成形体密度の低下を招く結果、焼結体密度が低下し、焼結体の強度が低下することにより、ピン摩耗量が増大するとともに、ピンの摩耗粉が研磨粒子として作用してディスク摩耗量も増大している。この結果より、原料粉末への鉄合金粉末の添加量（焼結合金基地中の硬質粒子の分散量）は２０〜５０質量％とすべきことが確認された。

また、試料番号０３〜０７の試料について金属組織を観察したところ、Ｎｉリッチのオーステナイト相が分散するマルテンサイト基地中に、Ｆｅ基合金基地中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの炭化物が群状に析出分散する硬質相が分散していることが確認された。また、この硬質相は鉄合金粉末の添加量に応じて分散量が異なっており、鉄合金粉末により形成されたものであることが確認された。

［第２実施例］
上記第１実施例の鉄粉末、ニッケル粉末、銅粉末、鉄合金粉末および黒鉛粉末を用いるとともに、鉄合金粉末の添加量を３０質量％とし、表２に示すようにニッケル粉末の添加量を変えて配合、混合して、原料粉末を得た。次いで、これら原料粉末を、第１実施例と同様に成形、焼結、浸炭焼き入れ、焼き戻しを行って、試料番号０９〜１２の柱状試料（ピン）を作製した。これらの試料につき、第１実施例と同じ相手材を用い、かつ第１実施例と同じ条件でピン・オン・ディスク摩擦摩耗試験を行い、試験後の摩耗量を測定した。このときの試験結果を、表２に併記する。なお、表２には、第１実施例の試料番号０５の値を併せて示している。

表２より、原料粉末へのニッケル粉末添加量（全体組成中のＮｉ量）の影響を調べることができる。すなわち、ニッケル粉末を添加せず、焼結合金基地にＮｉを含有しない試料番号０９の試料は、焼結合金基地の強化および焼き入れ性の改善がなされず、ピン摩耗量が増大している。一方、ニッケル粉末を１〜５質量％添加した試料番号１０，０５，１１の試料は、焼結合金基地の強化および焼き入れ性の改善がなされ、ピン摩耗量が半分以上抑制され、合計摩耗量も目標を達成している。

しかしながら、ニッケル粉末の添加量が５質量％を超える試料番号１２の試料では、ニッケル粉末の添加量が過多となって軟質なＮｉリッチのオーステナイト相が増加する結果、ピン摩耗量が増大している。また、焼結合金基地の焼き入れ性が向上し過ぎて焼結合金基地のマルテンサイトが硬く、かつ脆くなり、ディスクへの攻撃性が増加してディスク摩耗量も増大している。これらのことから、原料粉末へのニッケル粉末添加量（全体組成中のＮｉ量）は１〜５質量％とすべきことが確認された。

［第３実施例］
上記第１実施例の鉄粉末、ニッケル粉末、銅粉末、鉄合金粉末および黒鉛粉末を用いるとともに、表３に示すように銅粉末の添加量を変えて配合、混合して、原料粉末を得た。次いで、これら原料粉末を、第１実施例と同様に成形、焼結、浸炭焼き入れ、焼き戻しを行って、試料番号１３〜１６の柱状試料（ピン）を作製した。これらの試料につき、第１実施例と同じ相手材を用い、かつ第１実施例と同じ条件でピン・オン・ディスク摩擦摩耗試験を行い、試験後の摩耗量を測定した。このときの試験結果を、表３に併記する。なお、表３には、第１実施例の試料番号０５の値を併せて示している。

表３より、原料粉末への銅粉末添加量（全体組成中のＣｕ量）の影響を調べることができる。すなわち、銅粉末を添加せず、焼結合金基地にＣｕを含有しない試料番号１３の試料は、焼結合金基地の強化および焼き入れ性の改善がなされず、ピン摩耗量が増大している。一方、銅粉末を０．５〜３質量％添加した試料番号１４，０５，１５の試料は、焼結合金基地の強化および焼き入れ性の改善がなされ、ピン摩耗量が半分以上抑制され、合計摩耗量も目標を達成している。

しかしながら、銅粉末の添加量が３質量％を超える試料番号１６の試料では、銅粉末の添加量が過多となり、焼結合金基地中に過飽和のＣｕが遊離銅相として析出するようになって焼結合金の強度が低下し、ピン摩耗量が増大している。また、焼結合金基地の焼き入れ性が向上し過ぎて焼結合金基地のマルテンサイトが硬く、かつ脆くなり、ディスクへの攻撃性が増加してディスク摩耗量も増大している。これらのことから、原料粉末への銅粉末添加量（全体組成中のＣｕ量）は０．５〜３質量％とすべきことが確認された。

［第４実施例］
上記第１実施例の鉄粉末、ニッケル粉末、銅粉末、および黒鉛粉末を用いるとともに、表４に示す組成の鉄合金粉末を配合、混合して、原料粉末を得た。次いで、これら原料粉末を、第１実施例と同様に成形、焼結、浸炭焼き入れ、焼き戻しを行って、試料番号１７〜２９の柱状試料（ピン）を作製した。これらの試料につき、第１実施例と同じ相手材を用い、かつ第１実施例と同じ条件でピン・オン・ディスク摩擦摩耗試験を行い、試験後の摩耗量を測定した。このときの試験結果を、表４に併記する。なお、表４には、第１実施例の試料番号０５の値を併せて示している。

表４の試料番号０５および１７〜２１の試料より、鉄合金粉末中のＣｒ，Ｍｏ，ＷおよびＶの量（硬質相中のＣｒ，Ｍｏ，ＷおよびＶの量）の影響を調べることができる。すなわち、鉄合金粉末中のＣｒ量が１質量％、Ｍｏ量が１質量％、Ｗ量が１質量％およびＶ量が０．５質量％の試料番号１７の試料は、炭化物の析出量が不十分でピン摩耗量が増大している。一方、鉄合金粉末中のＣｒ量が３〜８質量％、Ｍｏ量が３〜８質量％、Ｗ量が３〜８質量％およびＶ量が１〜３質量％の試料番号１８，０５，１９，２０の試料は、十分な炭化物が析出してピン摩耗量が低減している。

しかしながら、鉄合金粉末中のＣｒ量が１０質量％、Ｍｏ量が１０質量％、Ｗ量が１０質量％およびＶ量が５質量％の試料番号２１の試料では、鉄合金粉末中の合金元素が過多となって鉄合金粉末が硬くなり、原料粉末の圧縮性が低下し、成形体密度の低下を招く結果、焼結体密度が低下して焼結体の強度が低下することにより、ピン摩耗量が増大している。また、ピンの摩耗粉が研磨粒子として作用することにより、ディスク摩耗量も増大している。これらのことから、鉄合金粉末中のＣｒ量（硬質相中のＣｒ量）は３〜８質量％、鉄合金粉末中のＭｏ量（硬質相中のＭｏ量）は３〜８質量％、鉄合金粉末中のＷ量（硬質相中のＷ量）は３〜８質量％、および鉄合金粉末中のＶ量（硬質相中のＶ量）は１〜３質量％とすべきことが確認された。

また、表４の試料番号０５および２２〜２５の試料より、鉄合金粉末中のＳｉ量（硬質相中のＳｉ量）の影響を調べることができる。すなわち、鉄合金粉末中のＳｉ量が０．１質量％に満たない試料番号２２の試料は、鉄合金粉末の脱酸が不十分であり、強固な酸化被膜によって焼結が進行し難く、そのためピン摩耗量が増大している。一方、鉄合金粉末中のＳｉ量が０．１〜１質量％の試料番号２３、０５、２４の試料は、鉄合金粉末の脱酸が十分で焼結が進行し易く、かつ硬質相のＦｅ基地の強化作用および金属炭化物の生成作用により摩耗量が低減している。

しかしながら、鉄合金粉末中のＳｉ量が１質量％を超える試料番号２５の試料では、鉄合金粉末中のＳｉが過多となって鉄合金粉末が硬くなり、原料粉末の圧縮性が低下し、成形体密度の低下を招く結果、焼結体密度が低下して焼結体の強度が低下することにより、ピン摩耗量が増大している。また、ピンの摩耗粉が研磨粒子として作用することにより、ディスク摩耗量も増大している。これらのことから、鉄合金粉末中のＳｉ量（硬質相中のＳｉ量）は０．１〜１質量％とすべきことが確認された。

また、表４の試料番号０５および２６〜２９の試料より、鉄合金粉末中のＣ量の影響を調べることができる。すなわち、鉄合金粉末中のＣ量が０．８質量％に満たない試料番号２６の試料は、鉄合金粉末中に固溶する合金元素が過多となって鉄合金粉末が硬くなり、原料粉末の圧縮性を損なう結果、成形体密度の低下に伴い焼結体密度が低下し、焼結体の強度が低下するためピン摩耗量が増大するとともに、ピンの摩耗粉が研磨粒子として作用してディスク摩耗量も増大している。一方、鉄合金粉末中のＣ量が０．８〜１．４質量％の試料番号２７、０５、２８の試料は、鉄合金粉末中のＣと合金元素が結合して鉄合金粉末中に既に金属炭化物として析出し、鉄合金粉末中に固溶する合金元素量が低下する結果、鉄合金粉末の硬さが低下して原料粉末の圧縮性が改善され、摩耗量が低減している。

しかしながら、鉄合金粉末中のＣ量が１．４質量％を超える試料番号２９の試料では、鉄合金粉末中に析出する金属炭化物の量が過多となって鉄合金粉末が硬くなり、原料粉末の圧縮性を損なう結果、ピン摩耗量およびディスク摩耗量ともに増大する。これらのことから、鉄合金粉末中のＣ量は、０．１〜１．４質量％とすべきことが確認された。

［第５実施例］
上記第１実施例の鉄粉末、ニッケル粉末、銅粉末、鉄合金粉末および黒鉛粉末を用いるとともに、表５に示すように黒鉛粉末の添加量を変えて配合、混合して、原料粉末を得た。次いで、これら原料粉末を、第１実施例と同様に成形、焼結、浸炭焼き入れ、焼き戻しを行って、試料番号３０〜３４の柱状試料（ピン）を作製した。これらの試料につき、第１実施例と同じ相手材を用い、かつ第１実施例と同じ条件でピン・オン・ディスク摩擦摩耗試験を行い、試験後の摩耗量を測定した。このときの試験結果を、表５に併記する。なお、表５には、第１実施例の試料番号０５の値を併せて示している。また、この第５実施例では、上記の試料番号３０〜３４の試料および第１実施例の試料番号０５につき、炭素分析を併せて行って結合炭素量を測定した。その結果を表５に併せて示す。

表５より、原料粉末への黒鉛粉末添加量および全体組成中のＣ量の影響を調べることができる。すなわち、原料粉末への黒鉛粉末添加量が０．３質量％に満たない試料番号３０の試料は、焼結体のＣ量が乏しい結果、浸炭焼き入れによっても十分なＣ量が得られず、基地が低炭素のマルテンサイトとなって強度が不十分となりピン摩耗量が増加している。一方、原料粉末への黒鉛粉末添加量が０．３質量％の試料番号３１の試料は、浸炭焼き入れ後十分なＣ量が得られ、ピン摩耗量が低減している。このときの結合Ｃ量（全体組成中のＣ量）は０．７質量％である。そして、原料粉末への黒鉛粉末添加量が０．５〜１質量％の試料番号３２、０５、３３の試料は、結合Ｃ量（全体組成中のＣ量）が０．８〜１質量％となり、さらにピン摩耗量が低減している。

しかしながら、原料粉末への黒鉛粉末添加量が１質量％を超える試料番号３４の試料では、結合Ｃ量（全体組成中のＣ量）が１質量％を超えているため、基地が硬く、かつ脆くなるとともに、相手材への攻撃性が増加して、ピン摩耗量およびディスク摩耗量ともに増加している。これらのことから、原料粉末への黒鉛粉末添加量は０．３〜１質量％とすべきであり、かつ全体組成中のＣ量は０．７〜１質量％とすべきことが確認された。

燃料噴射ポンプのガバナ装置の一例を模式的に示す側面図である。 図１のガバナ装置におけるガバナウエイトの動作を示す側面図である。 本発明のガバナウエイトを構成する焼結合金の金属組織の模式図である。

符号の説明

１…ガバナシャフト
２…ガバナウエイトホルダ
３…ピン
４…ガバナウエイト
４ａ…ガバナウエイトの爪部
５…ガバナスリーブ
５ａ…ガバナスリーブの鍔部
６…シフタ
７…ガバナレバー
８…レバー軸
９…スプリング
１０…ガバナリンク
１１…コントロールラック

Claims (4)

1. 燃料噴射ポンプのガバナ装置に用いられるガバナウエイトであって、
   全体組成が、質量比で、Ｎｉ：１〜５％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｃｒ：０．６〜４％、Ｍｏ：０．６〜４％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ｗ：０．６〜４％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃ：０．７〜１％、および残部がＦｅと不可避不純物からなるとともに、
   Ｎｉリッチのオーステナイト相が分散するマルテンサイト基地中に、Ｆｅ基合金基地中にＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの炭化物が群状に析出分散する硬質相が２０〜５０質量％分散する金属組織を呈する焼結合金からなること
   を特徴とするガバナウエイト。
2. 前記硬質相が、質量比で、Ｃｒ：３〜８％、Ｍｏ：３〜８％、Ｖ：１〜３％、Ｗ：３〜８％、Ｓｉ：０．１〜１％を含むことを特徴とする請求項１に記載のガバナウエイト。
3. 全体組成が、質量比で、Ｎｉ：２〜３％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃ：０．２〜０．５％、および残部がＦｅと不可避不純物からなる焼結合金製のガバナスリーブと摺動することを特徴とする請求項１または２に記載のガバナウエイト。
4. 鉄粉に、
   組成が、質量比で、Ｃｒ：３〜８％、Ｍｏ：３〜８％、Ｖ：１〜３％、Ｗ：３〜８％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｃ：０．８〜１．４％、および残部がＦｅと不可避不純物からなる鉄合金粉末を２０〜５０質量％と、
   ニッケル粉末を１〜５質量％と、
   銅粉末を０．５〜３質量％と、
   黒鉛粉末を０．３〜１質量％と
   を添加し、混合して原料粉末を得、
   該原料粉末を、所望の形状に圧粉成形し、次いで、得られた成形体を焼結し、次いで、得られた焼結体を浸炭焼き入れした後、焼き戻しを行うこと
   を特徴とする燃料噴射ポンプのガバナ装置に用いられるガバナウエイトの製造方法。

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