JP4624600B2

JP4624600B2 - Sintered alloy, manufacturing method thereof and valve seat

Info

Publication number: JP4624600B2
Application number: JP2001174885A
Authority: JP
Inventors: 公彦安藤; 博之村瀬; 徳之柘植; 邦彦遠藤; 幸治冨田; 尚斉石原; 雅博早川
Original assignee: Fine Sinter Co Ltd; Toyota Motor Corp
Current assignee: Fine Sinter Co Ltd; Toyota Motor Corp
Priority date: 2001-06-08
Filing date: 2001-06-08
Publication date: 2011-02-02
Anticipated expiration: 2021-06-08
Also published as: ES2314061T3; CN1284876C; EP1405928A4; US20040194576A1; EP1405928A1; WO2002101107A1; DE60228711D1; JP2002363681A; EP1405928B1; CN1541280A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は耐摩耗性に優れた焼結合金およびその製造方法に関する。さらに、耐摩耗性に優れた焼結合金よりなるバルブシートに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のエンジン等に用いられる内燃機関においては、吸排気のためにバルブとバルブが着座するバルブシートが設けられている。
【０００３】
バルブシートには、高い耐摩耗性が求められている。すなわち、バルブシートが摩耗すると、着座時にバルブが沈み込むバルブシートリセッションが生じるためである。
【０００４】
耐摩耗性に優れたバルブシートには、たとえば、Ｆｅ系の基地中にＣｏ系硬質粒子が分散した焼結合金がある。この焼結合金よりなるバルブシートとしては、たとえば、特開平９−２４２５１６号に開示された内燃機関用バルブシートがある。
【０００５】
特開平９−２４２５１６号に開示された内燃機関用バルブシートは、鉄基合金の基地中にコバルト基硬質粒子が分散されてなる内燃機関用バルブシートであって、その基体中には、基地成分としてＣ：０．５〜１．５重量％、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素：合計２．０〜２０．０重量％、および残部：Ｆｅが少なくとも含有されているとともに、コバルト基硬質粒子が２６〜５０重量％含有されてなることを特徴とする内燃機関用バルブシートである。
【０００６】
しかしながら、このバルブシートはガスエンジンのバルブシートとして用いるには、耐摩耗性が不十分であった。
【０００７】
すなわち、ガソリンや軽油等の液体燃料を使用するエンジンでは、燃料や、燃焼生成物（たとえばＣ）によってバルブとバルブシートとの間の潤滑性が保たれており、この潤滑性によりバルブシートが摩耗することが抑えられている。
【０００８】
これに対して、液化石油ガス（ＬＰＧ：ＬｉｑｕｉｆｉｅｄＮａｔｕｒａｌＧａｓ）や圧縮天然ガス（ＣＮＧ：ＣｏｍｐｒｅｓｓｅｄＮａｔｕｒａｌＧａｓ）等のガス燃料を使用するガスエンジンにおいては、燃焼生成物が少ないため、バルブとバルブシートとの間の潤滑性が十分に確保されなくなっている。さらに、ガスエンジンにおいては、燃料ガス中に多量に含まれる水素の還元作用により、バルブシートの摺動面に固体同士の潤滑に寄与する酸化被膜が形成されにくくなっていた。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、十分な耐摩耗性を発揮できる焼結合金およびその製造方法、耐摩耗性に優れたバルブシートを提供することを課題とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため本発明者らは耐摩耗性に優れた焼結合金およびその製造方法について検討を重ねた結果、焼結時にＭｎの拡散を促進させて密度を大きくすることで硬度を向上させるとともに、Ｍｏが酸化被膜を形成することで酸化被膜による固体潤滑性が確保される焼結合金とすることで上記課題を解決できることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明の焼結合金は、全体を１００ｗｔ％としたときに、４〜３０ｗｔ％のＭｏと、０．２〜３ｗｔ％のＣと、１〜３０ｗｔ％のＮｉと、０．５〜１０ｗｔ％のＭｎと、２〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなり、硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、圧粉成形体を焼結してなることを特徴とする。
【００１２】
本発明の焼結合金の製造方法は、硬質粒子粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子粉末と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、圧粉成形体を焼結して請求項１〜３のいずれかに記載の組成をもつ焼結合金とすることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明のバルブシートは、焼結時にＭｎの拡散を促進させて密度を大きくすることで硬度を向上させるとともに、Ｍｏが酸化被膜を形成することで酸化被膜による固体潤滑性が確保される焼結合金よりなるバルブシートとすることで上記課題を解決できることを見出した。
【００１４】
すなわち、本発明のバルブシートは、全体を１００ｗｔ％としたときに、４〜３０ｗｔ％のＭｏと、０．２〜３ｗｔ％のＣと、１〜３０ｗｔ％のＮｉと、０．５〜１０ｗｔ％のＭｎと、２〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなり、硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、圧粉成形体を焼結してなることを特徴とする。
【００１５】
なお、本発明において、ｗｔ％は、質量（ｍａｓｓ）％に相当する。
【００１６】
【発明の実施の形態】
（焼結合金）
本発明の焼結合金は、全体を１００ｗｔ％としたときに、４〜３０ｗｔ％のＭｏと、０．２〜３ｗｔ％のＣと、１〜３０ｗｔ％のＮｉと、０．５〜１０ｗｔ％のＭｎと、２〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる。そして、硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、圧粉成形体を焼結してなる。
【００１７】
Ｍｏは、Ｍｏ炭化物を形成して焼結合金の硬度および耐摩耗性を向上させるとともに、焼結により組織中に分散固溶したＭｏおよびＭｏ炭化物がＭｏ酸化皮膜を形成し、この酸化被膜が固体潤滑性を向上させる。
【００１８】
Ｍｏが４ｗｔ％未満となると、Ｍｏが不足することで酸化被膜の形成が不十分となり、十分な固体潤滑性が得られなくなる。また、Ｍｏが３０ｗｔ％を超えると、過剰に酸化被膜が形成されるようになり、この酸化被膜が剥離を生じるようになり、焼結合金の硬度および耐摩耗性が低下する。さらに、Ｍｏが３０ｗｔ％を超えると、焼結合金を形成するための原料粉末の形成時に、歩留まりが低下するようになる。この原料粉末の製造には、たとえば、アトマイズ法等がある。このためＭｏは４〜３０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００１９】
Ｃは、Ｍｏと結合してＭｏ炭化物を形成し、硬度および耐摩耗性を向上させる。Ｃが０．２ｗｔ％未満となると、Ｍｏ炭化物の形成量が少なく耐摩耗性が不十分となる。また、Ｃが３ｗｔ％を超えると、焼結合金の密度が低下する。このためＣは、０．２〜３ｗｔ％の範囲に規定される。
【００２０】
Ｎｉは、Ｍｏの固溶量を増加させるオーステナイト相を増加させ、焼結合金の耐摩耗性を向上させる。Ｎｉが１ｗｔ％未満では、Ｍｏの固溶量が不足し十分な耐摩耗性が得られなくなる。また、Ｎｉが３０ｗｔ％を超えると、硬さが低下するため、Ｎｉは、１〜３０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００２１】
Ｍｎは、焼結時に効率よく拡散するため、焼結合金を構成する組織の密着性を向上させて焼結合金の密度を向上させる。更に、Ｍｎは、オーステナイト相を増加する作用を有するため、耐摩耗性を向上させる。Ｍｎが０．５ｗｔ％未満では、密度の向上の効果が十分に得られず、１０ｗｔ％を超えると上記した効果が飽和する。このため、Ｍｎは０．５〜１０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００２２】
Ｃｏは、焼結合金中のオーステナイト相を増加させるとともに硬度を向上させる。Ｃｏが２ｗｔ％未満ではＣｏ添加の効果がみられず、Ｃｏが４０ｗｔ％を超えると、上記した効果が飽和する。このため、Ｃｏは、２〜４０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００２３】
Ｆｅは、Ｍｏ、Ｃ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｏを分散させる。
【００２４】
全体を１００ｗｔ％としたときに、５ｗｔ％以下のＣｒと、２ｗｔ％以下のＳｉと、の少なくとも１種を有することが好ましい。
【００２５】
全体を１００ｗｔ％としたときに、５ｗｔ％以下のＣｒを有することが好ましい。なお、５ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。本発明の焼結合金は、５ｗｔ％以下のＣｒを含有することでＭｏが過剰量の酸化被膜を形成して焼結合金の耐摩耗性を低下させることが抑えられる。すなわち、高温に曝されるようなときには焼結合金は酸化物が多量に生成され、生成した酸化物が剥離を生じ、焼結合金の摩耗が生じる。Ｃｒは酸化開始温度が高く、このＣｒを添加することで、焼結合金中で酸化物の生成が抑制されるようになり、焼結合金の特性が維持される。また、Ｃｒが５ｗｔ％を超えると、酸化物の生成が少なくなり、固体潤滑性が低下する。このため、Ｃｒは、５ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００２６】
全体を１００ｗｔ％としたときに、２ｗｔ％以下のＳｉを有することが好ましい。なお、２ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。Ｓｉは、酸化皮膜の密着性を向上させる。また、Ｓｉが２ｗｔ％を超えると、焼結合金の密度が低下し、硬度が低下するようになる。このため、Ｓｉは２ｗｔ％以下の範囲に規定される。
硬質粒子は、全体を１００ｗｔ％としたときに、１０ｗｔ％以下のＣｒと、４ｗｔ％以下のＳｉと、の少なくとも１種を有することが好ましい。
混合粉末は、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＮｉ粉末が混合したことが好ましい。
【００２７】
本発明の焼結合金は、硬質粒子が基地中に分散した組織を有することが好ましい。すなわち、本発明の焼結合金は、基地中に分散した硬質粒子が耐摩耗性を発揮することとなる。
【００２８】
本発明の焼結合金は、密度が向上しているとともに酸化被膜による固体潤滑作用が向上しているため、高い耐摩耗性を有する。
【００２９】
（焼結合金の製造方法）
本発明の焼結合金の製造方法は、硬質粒子粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子粉末と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、圧粉成形体を焼結して請求項１〜３のいずれかに記載の組成をもつ焼結合金とする製造方法である。
【００３０】
硬質粒子は、焼結合金の耐摩耗性を高める硬質相を構成する。硬質粒子が１０ｗｔ％未満となると、製造された焼結合金の耐摩耗性が不充分となる。また、硬質粒子が６０ｗｔ％を超えると、製造された焼結合金の接合強度が不足するようになる。さらに、硬質粒子が過剰となると、相手攻撃性が高まるし、硬質粒子の保持性が確保されにくくなる。このため、硬質粒子は、１０〜６０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００３１】
炭素粉末を構成する炭素（Ｃ）は、焼結時に焼結合金の基地（Ｆｅまたは低合金鋼）または硬質粒子に拡散し、固溶したり炭化物（Ｍｏ炭化物）を生成したりする。炭素粉末としては、黒鉛粉末を採用することが好ましい。また、炭素粉末が０．２ｗｔ％未満では、製造された焼結合金の基地にフェライト相が多くなることで基地硬さが低くなり、焼結合金の耐摩耗性が不充分となる。また、炭素粉末が２ｗｔ％を超えると、製造された焼結合金の基地にセメンタイト相が多くなり、製造された焼結合金の靱性が低下する。このため、炭素粉末は、０．２〜２ｗｔ％の範囲に規定される。
【００３２】
Ｃｏ粉末は、製造される焼結合金の密度を増加させる。Ｃｏ粒子が２０ｗｔ％を超えると、効果が飽和する。なお、Ｃｏ粉末の割合の２０ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。
【００３３】
Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末は、焼結合金の基地を形成する。低合金鋼粉末には、Ｆｅ−Ｃ系合金粉末を採用することができる。例えば、低合金鋼粉末を１００ｗｔ％としたとき、０．２〜５ｗｔ％のＣと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる組成をもつ合金粉末を採用することができる。
【００３４】
硬質粒子において、Ｍｏは、焼結によりＭｏ炭化物を形成して焼結合金の硬度および耐摩耗性を向上させるとともに、焼結合金中に分散固溶したＭｏおよびＭｏ炭化物がＭｏ酸化皮膜を形成し、この酸化被膜が本発明の製造方法により製造された焼結合金の固体潤滑性を向上させる。
【００３５】
硬質粒子において、Ｍｏが２０ｗｔ％未満となると、Ｍｏが不足することで酸化被膜の形成が不十分となり、十分な固体潤滑性が得られなくなる。また、Ｍｏが６０ｗｔ％を超えると、製造された焼結合金において過剰に酸化被膜が形成され、この酸化被膜が剥離を生じることで、焼結合金の硬度および耐摩耗性が低下するようになる。また、Ｍｏが３０ｗｔ％を超えると、アトマイズ法等による硬質粒子粉末の製造時に歩留まりが低下するようになる。このためＭｏは２０〜６０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００３６】
硬質粒子において、Ｃは、Ｍｏと結合してＭｏ炭化物を形成し、硬度および耐摩耗性を向上させる。Ｃが、３ｗｔ％を超えると、製造された焼結合金の密度が低下することとなる。なお、Ｃが少ない場合には、炭素粉末から拡散したＣがＭｏ炭化物を形成するようになる。このため、Ｃは、３ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００３７】
なお、本発明の製造方法において、硬質粒子はＣを含有する。すなわち、硬質粒子中のＣ量を示す３ｗｔ％以下は、０ｗｔ％を超えて３ｗｔ％以下の範囲を示す。
【００３８】
硬質粒子において、Ｎｉは、Ｍｏの固溶量を増加させるオーステナイト相を増加させ、焼結合金の耐摩耗性を向上させる。Ｎｉが５ｗｔ％未満では、Ｍｏの固溶量が不足し十分な耐摩耗性が得られなくなる。また、Ｎｉが４０ｗｔ％を超えると、硬さが低下するため、Ｎｉは、５〜４０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００３９】
硬質粒子において、Ｍｎは、焼結時に基地に効率よく拡散する元素であるため、基地と硬質粒子との密着性を向上させて焼結合金の密度を向上させる。更に、Ｍｎは、オーステナイト相を増加する作用を有するため、耐摩耗性を向上させる。Ｍｎが１ｗｔ％未満では、密度の向上の効果が十分に得られず、２０ｗｔ％を超えると上記した効果が飽和する。このため、Ｍｎは１〜２０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００４０】
硬質粒子において、Ｃｏは、焼結合金中のオーステナイト相を増加させるとともに硬度を向上させる。Ｃｏが５ｗｔ％未満ではＣｏ添加の効果がみられず、Ｃｏが４０ｗｔ％を超えると、上記した効果が飽和する。このため、Ｃｏは、５〜４０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００４１】
混合粉末は、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＮｉ粉末が混合したことが好ましい。なお、１０ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。すなわち、混合粉末中にＮｉ粉末が混合することで、焼結時の元素の拡散が促進され、焼結合金の密度が向上する。また、Ｎｉ粉末の割合が１０ｗｔ％を超えると、残留オーステナイト相が増加し、耐摩耗性が低下するようになる。このため、Ｎｉ粉末は、１０ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００４２】
硬質粒子は、硬質粒子粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０ｗｔ％以下の割合のＣｒと、４ｗｔ％以下の割合のＳｉと、の少なくとも１種を有することが好ましい。
【００４３】
硬質粒子は、硬質粒子粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＣｒを有することが好ましい。なお、１０ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。Ｃｒを含有することで、Ｍｏが過剰量の酸化被膜を形成して焼結合金の硬度を低下させることが抑えられる。すなわち、高温に曝されるようなときには焼結合金は酸化物が多量に生成され、生成した酸化物が剥離を生じ、焼結合金の摩耗が生じる。Ｃｒは酸化開始温度が高く、このＣｒを添加することで、焼結合金中で酸化物の生成が抑制されるようになり、焼結合金の特性が維持される。また、Ｃｒが１０ｗｔ％を超えると、酸化物の生成が少なくなり、固体潤滑性が低下する。このため、Ｃｒは、１０ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００４４】
硬質粒子は、硬質粒子粉末全体を１００ｗｔ％としたときに４ｗｔ％以下の割合でＳｉを有することが好ましい。なお、４ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。Ｓｉは、焼結合金において、生成した酸化皮膜の密着性を向上させる。また、Ｓｉが４ｗｔ％を超えると、焼結合金の密度が低下し、硬度が低下するようになる。このため、Ｓｉは４ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００４５】
本発明の焼結合金の製造方法は、圧粉成形体を焼結させた後に、焼き戻し処理を施すことが好ましい。すなわち、焼結合金に焼き戻しを行うことで、焼結合金の結晶組織が安定化するようになる。
【００４６】
本発明の焼結合金の製造方法は、圧粉成形体を焼結させた後に、鍛造処理を施すことが好ましい。すなわち、焼結合金に鍛造を行うことで、焼結合金の形状を所望の形状にすることができるだけでなく、焼結により生じた気孔を取り除くことが可能となり、焼結合金の密度、耐摩耗性などを高めることができる。
【００４７】
本発明の焼結合金の製造方法によれば、出発原料のコストの低減を図ることができ、さらに、圧粉成形体の圧縮成形性を図ることができ、圧粉成形体ひいては焼結合金の高密度化に有利となる。
【００４８】
本発明の焼結合金の製造方法によれば、硬質粒子と基地とにおいては、焼結時に、一方に含まれている元素は他方に拡散するため、硬質粒子と基地との密着性が高まる。殊に、硬質粒子に含まれているＭｎは基地に効率よく拡散するため、硬質粒子と基地との密着性が高まる。これにより焼結合金の密度の向上、焼結合金の硬さの向上、焼結合金の耐摩耗性の向上を図り得る。
【００４９】
本発明の焼結合金の製造方法において、硬質粒子は、その製造方法が特に限定されるものではない。硬質粒子の製造方法としては、たとえば、溶湯を噴霧化するアトマイズ処理で製造された粒子、溶湯を凝固させた凝固体を機械的粉砕で粉末化して得られた粒子をあげることができる。アトマイズ処理としては、非酸化性雰囲気（窒素ガスやアルゴンガスなどの不活性ガス雰囲気や真空中）でアトマイズ処理したものを採用できる。
【００５０】
また、硬質粒子の平均粒径としては、製造された焼結合金の用途、種類などに応じて適宜選択できるが、一般的には、２０〜２５０μｍ程度、３０〜２００μｍ程度、４０〜１８０μｍ程度にすることが好ましい。但し、硬質粒子の平均粒径は、これらの範囲に限定されるものではない。
【００５１】
さらに、硬質粒子の硬さは、Ｍｏ炭化物等の量にもよるが、一般的にはＨｖ３５０〜７５０程度、Ｈｖ４５０〜７００程度にすることができる。但し、硬質粒子の硬さは、これらの範囲に限定されるものではなく、焼結合金の基地などのように硬質粒子の使用対象物に対して硬ければ良い。
【００５２】
本発明の焼結合金の製造方法において、焼結温度としては、１０５０〜１２５０℃程度、殊に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、殊に４５〜９０分を採用できる。また、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が好ましい。非酸化性雰囲気としては、窒素雰囲気、アルゴンガス雰囲気、真空雰囲気があげられる。
【００５３】
本発明の焼結合金の製造方法は、硬質粒子、炭素粉末、Ｃｏ粉末およびＦｅ合金粉末とを混合して焼結を行っているため、焼結時に硬質粒子および基地の元素の拡散が促進され、製造された焼結合金の密度が向上する。また、元素の拡散が促進されることでＭｏが多量に拡散され、この拡散したＭｏが炭化物や酸化被膜を形成することで耐摩耗性および固体潤滑性に優れた焼結合金となる。
【００５４】
（バルブシート）
本発明のバルブシートは、全体を１００ｗｔ％としたときに、４〜３０ｗｔ％のＭｏと、０．２〜３ｗｔ％のＣと、１〜３０ｗｔ％のＮｉと、０．５〜１０ｗｔ％のＭｎと、２〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる。そして、硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、圧粉成形体を焼結してなる。
【００５５】
本発明のバルブシートを構成するＭｏは、Ｍｏ炭化物を形成してバルブシートの硬度および耐摩耗性を向上させるとともに、焼結により組織中に分散固溶したＭｏおよびＭｏ炭化物がＭｏ酸化皮膜を形成し、この酸化被膜が固体潤滑性を向上させる。
【００５６】
Ｍｏが４ｗｔ％未満となると、Ｍｏが不足することで酸化被膜の形成が不十分となり、十分な固体潤滑性が得られなくなる。また、Ｍｏが３０ｗｔ％を超えると、過剰に酸化被膜が形成されるようになり、この酸化被膜が剥離を生じるようになり、バルブシートの耐摩耗性が低下する。さらに、Ｍｏが３０ｗｔ％を超えると、バルブシートを形成するための原料粉末の形成時に、歩留まりが低下するようになる。この原料粉末の製造には、たとえば、アトマイズ法等がある。このためＭｏは４〜３０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００５７】
本発明のバルブシートを構成するＣは、Ｍｏと結合してＭｏ炭化物を形成し、硬度および耐摩耗性を向上させる。Ｃが０．２ｗｔ％未満となると、Ｍｏ炭化物の形成量が少なく耐摩耗性が不十分となる。また、Ｃが３ｗｔ％を超えると、バルブシートの密度が低下する。このためＣは、０．２〜３ｗｔ％の範囲に規定される。
【００５８】
本発明のバルブシートを構成するＮｉは、Ｍｏの固溶量を増加させるオーステナイト相を増加させ、バルブシートの耐摩耗性を向上させる。Ｎｉが１ｗｔ％未満では、Ｍｏの固溶量が不足し十分な耐摩耗性が得られなくなる。また、Ｎｉが３０ｗｔ％を超えると、上記した効果が飽和するため、Ｎｉは、１〜３０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００５９】
本発明のバルブシートを構成するＭｎは、焼結時に効率よく拡散するため、バルブシートを構成する組織の密着性を向上させて焼結合金の密度を向上させる。
更に、Ｍｎは、オーステナイト相を増加する作用を有するため、耐摩耗性を向上させる。Ｍｎが０．５ｗｔ％未満では、密度の向上の効果が十分に得られず、１０ｗｔ％を超えると上記した効果が飽和する。このため、Ｍｎは０．５〜１０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００６０】
本発明のバルブシートを構成するＣｏは、バルブシート中のオーステナイト相を増加させるとともに硬度を向上させる。Ｃｏが２ｗｔ％未満ではＣｏ添加の効果がみられず、Ｃｏが４０ｗｔ％を超えると、上記した効果が飽和する。このため、Ｃｏは、２〜４０ｗｔ％の範囲に規定される。
【００６１】
本発明のバルブシートを構成するＦｅは、Ｍｏ、Ｃ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｏを分散させる基地として働く。
【００６２】
全体を１００ｗｔ％としたときに、５ｗｔ％以下のＣｒと、２ｗｔ％以下のＳｉと、の少なくとも１種を有することが好ましい。
【００６３】
全体を１００ｗｔ％としたときに、５ｗｔ％以下のＣｒを有することが好ましい。なお、５ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。本発明のバルブシートは、５ｗｔ％以下のＣｒを含有することでＭｏが過剰量の酸化被膜を形成してバルブシートの耐摩耗性を低下させることが抑えられる。すなわち、高温に曝されるようなときにバルブシートは酸化物が多量に生成され、生成した酸化物が剥離を生じ、バルブシートの摩耗が生じる。Ｃｒは酸化開始温度が高く、このＣｒを添加することで、バルブシート中で酸化物の生成が抑制されるようになり、バルブシートの特性が維持される。また、Ｃｒが５ｗｔ％を超えると、酸化物の生成が少なくなり、固体潤滑性が低下する。このため、Ｃｒは、５ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００６４】
全体を１００ｗｔ％としたときに、２ｗｔ％以下のＳｉを有することが好ましい。なお、２ｗｔ％以下とは、０ｗｔ％を含まない範囲を示す。Ｓｉは、酸化皮膜の密着性を向上させる。また、Ｓｉが２ｗｔ％を超えると、焼結合金の密度が低下し、硬度が低下するようになる。このため、Ｓｉは２ｗｔ％以下の範囲に規定される。
【００６５】
本発明のバルブシートは、請求項４〜６のいずれかに記載の製造方法を用いて製造される。すなわち、硬質粒子、炭素粉末、Ｃｏ粉末およびＦｅ合金粉末とを混合して焼結を行って製造することで、焼結時に硬質粒子および基地の元素の拡散が促進され、製造されたバルブシートの密度が向上する。また、元素の拡散が促進されることでＭｏが多量に拡散され、この拡散したＭｏが炭化物や酸化被膜を形成することで耐摩耗性および固体潤滑性に優れたバルブシートとなる。
硬質粒子は、全体を１００ｗｔ％としたときに、１０ｗｔ％以下のＣｒと、４ｗｔ％以下のＳｉと、の少なくとも１種を有することが好ましい。
混合粉末は、混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＮｉ粉末が混合したことが好ましい。
【００６６】
本発明のバルブシートは、硬質粒子が基地中に分散した組織を有することが好ましい。すなわち、本発明のバルブシートは、基地中に分散した硬質粒子が耐摩耗性を発揮する。
【００６７】
本発明のバルブシートは、密度が向上しているとともに酸化被膜による固体潤滑作用が向上しているため、高い耐摩耗性を有するバルブシートとなっており、ガスエンジンに用いても十分な耐摩耗性を発揮できる。
【００６８】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明を説明する。
【００６９】
（硬質粒子）
本実施例では、不活性ガス（窒素ガス）を用いたガスアトマイズにより、表１に示した試料Ａ〜Ｒの組成をもつ合金粉末を製造した。さらに、溶解後粉砕によりＳの組成をもつ合金粉末を製造した。これらの合金粉末を４４〜１８０μｍの範囲に分級し、硬質粒子の粉末とした。
【００７０】
【表１】

【００７１】
表１に示された試料Ａ〜Ｊは、本発明の製造方法の範囲内にある硬質粒子に相当する粉末である。試料Ｋは、Ｍｏが１５ｗｔ％と少なく、比較材に相当する。
試料Ｌは、拡散効率がよいＭｎを含んでおらず、比較材に相当する。試料Ｍは、Ｃが３．５ｗｔ％と多めに含んでおり、比較材に相当する。試料Ｎは、Ｎｉが４５ｗｔ％と多めに含んでおり、比較材に相当する。試料Ｏは、Ｃｒが１５ｗｔ％と多量に含まれており、比較材に相当する。試料Ｐは、Ｓｉを５％と多めに含んでおり、比較材に相当する。試料Ｑは、Ｃｏが２ｗｔ％と少なく、比較材に相当する。試料Ｒは、Ｍｎ、Ｃｏを含まず、Ｃｒを多めに含んだ、Ｎｉ基合金であり、従来材に相当する。試料Ｓは、フェロモリブデン（ＦｅＭｏ）であり、Ｎｉ、Ｍｎを含まず、従来材に相当する。
【００７２】
これらの試料Ａ〜Ｓに係る硬質粒子の粉末を用い、各硬質粒子の粉末を大気中で加熱して酸化させ、この場合における酸化に伴う重量増加が急に始まる温度を調査し、この温度を酸化開始温度とした。測定された酸化開始温度を、表１にあわせて示した。
【００７３】
表１に示したように、本発明の製造方法において規定された硬質粒子に相当する試料Ａ〜Ｊにおいては、酸化開始温度が６３０〜６７０℃程度であり、酸化開始温度が低かった。酸化開始温度が低いことは、焼結合金として用いられたときに、固体潤滑性をになう酸化被膜の形成が低温域から始まることを示す。すなわち、低温域で酸化被膜の形成が開始されることは、酸化被膜の形成が生じやすいことであり、固体潤滑性に十分な量の酸化被膜が形成されることを示す。
【００７４】
（焼結合金）
表２に示した割合で、上記した試料Ａ〜Ｓに係る硬質粒子の粉末と、黒鉛粉末と、粒径が２〜６０μｍのＮｉ粉末と、粒径が４〜１００μｍのＣｏ粉末と、粒径が１５０μｍ以下の純Ｆｅ粉末と、を混合機により混合し、混合材料としての混合粉末を形成した。表２に示したように、大部分の実施例では硬質粒子の粉末を４０ｗｔ％とし、黒鉛粉末を０．６ｗｔ％とし、Ｎｉ粉末を６ｗｔ％とし、Ｃｏ粉末を６ｗｔ％とした。
【００７５】
なお、実施例１１では、硬質粒子の粉末の割合を１５％と少なくした。実施例１２では、硬質粒子の粉末の割合を５５％と多くした。また、実施例１３では黒鉛粉末の割合を０．３％と少なめとした。実施例１４では、黒鉛粉末の割合を１．５％と多めとした。実施例１５では、Ｎｉ粉末を添加しなかった。実施例１６では、Ｎｉ粉末を添加しなかっただけでなく、Ｃｏ粉末の割合を１２％と多めとした。実施例１７では、Ｃｏ粉末を添加しなかった。実施例１８では、Ｃｏ粉末の割合を１２％と多めとした。
【００７６】
【表２】

【００７７】
そして、成形型を用い、上記したように混合した混合粉末を７８．４×１０⁷Ｐａ（８ｔｏｎｆ／ｃｍ²）の加圧力でリング形状をなす試験片を圧縮成形し、圧粉成形体を形成した。試験片はバルブシート形状をもつ。
【００７８】
その後、各圧粉成形体を１１５０℃の不活性雰囲気（窒素ガス雰囲気）中で４５分間、焼結し、６００℃で１００分間焼き戻しを行って、試験片に係る焼結合金（バルブシート）を形成した。
【００７９】
なお、実施例１９は、焼結後に、１３７．２×１０⁷Ｐａ（１４ｔｏｎ／ｃｍ²）の圧力で鍛造を行い、その後、６００℃で１００分間焼き戻しを行った。また、実施例２０は、１１８５℃の焼結温度で焼結が行われた。
【００８０】
更に、比較例１〜比較例１３についても、リング形状を有する試験片を圧縮成形し、試験片に係る焼結合金（バルブシート）を製造した。
【００８１】
また、表３に示した条件に基づいて、比較例１４および１５についても試験片に係る焼結合金（バルブシート）を製造した。なお、表３においては、焼結合金全体の組成を示すとともに硬質粒子の試料および混合割合を示した。
【００８２】
表３に示すように、比較例１４は、硬質粒子として試料Ｓを用い、試料Ｓを１０ｗｔ％混合した混合粉末を圧縮成形した圧粉成形体を焼結したものである。比較例１５は、硬質粒子として試料Ｒを用い、２０％混合した混合粉末を圧縮成形した圧粉成形体を焼結したものである。
【００８３】
【表３】

【００８４】
さらに、実施例および比較例の各試験片である焼結合金について、焼結合金の密度、焼結合金の硬さをそれぞれ測定した。測定した焼結合金の硬さは、マクロ的なビッカース硬さ（荷重：１０ｋｇｆ）である。これらの測定結果を表４に示した。
【００８５】
【表４】

【００８６】
次に、図１に示された試験機を用いて、焼結合金の耐摩耗性について摩耗試験を行い、耐摩耗性を評価した。
【００８７】
この摩耗試験では、図１に示したように、プロパンガスバーナ５を加熱源として用い、実施例および比較例の焼結合金からなる試験片であるリング形状のバルブシート３と、バルブ１のバルブフェース４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４はＳＵＨ３５である。バルブシート３の温度を２００℃に制御し、スプリング６によりバルブシート３とバルブフェース４との接触時に１８ｋｇｆの荷重を付与して、２０００回／分の割合で、バルブシート３とバルブフェース４とを接触させ、８時間の摩耗試験を行った。
【００８８】
また、バルブシート３の温度を３００℃に制御した場合についても同様に耐摩耗性試験を行った。試験温度が２００℃、３００℃における各試験片の摩耗量を表４に示した。
【００８９】
次に、焼結合金の加工性について評価を行った。
【００９０】
焼結合金の加工性の評価は、実施例および比較例の焼結合金からなるリング形状のバルブシートを、送り速度０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み０．３ｍｍの条件で超硬工具により切削を行い、切削による工具の摩耗量を測定することでなされ、測定結果を表４にあわせて示した。
【００９１】
より詳しい試験方法は、まず、バルブシートを、リングの軸芯を中心に周方向に回転させる。このとき、リング状のバルブシートの端面の内周側の縁部に超硬Ｈ１よりなる刃を有する超硬工具を当接させる。その後、バルブシートのリングが周方向に１回転したときに当接した刃が０．０５ｍｍ径方向外方に移動するように、超硬工具を移動させた。この超硬工具がバルブシートの端面を当接した状態で移動することで、バルブシートの端面が切削される。刃がバルブシートの外部に移動したら、バルブシートの内周側の縁部にもどして、同様な切削をつづける。このとき、刃は、バルブシートの軸方向で０．３ｍｍ内部に戻される。この切削が１００回行われたら切削を終了し、工具の摩耗量を測定する。
【００９２】
表４より、実施例１〜２０の焼結合金は、密度、硬さ、耐摩耗性および加工性に優れていることがわかる。
【００９３】
これに対して、表４にあわせて示された比較例１〜１５の焼結合金は、密度、硬さ、耐摩耗性、加工性のいずれかの特性が劣っていた。
【００９４】
次に、実施例３および比較例１４、１５のバルブシートをエンジンの排気側に組み込んだ。このエンジンは、無鉛ガソリンを燃料とする排気量２４００ｃｃのものである。そしてこのエンジンを用いて１８０時間の耐久試験を行った。
【００９５】
また、実施例１９および比較例１３のバルブシートをエンジンの吸気側に組み込んだ。このエンジンは、ＣＮＧを燃料とする排気量１５００ｃｃのものである。そしてこのエンジンを用いて３００時間の耐久試験を行った。
【００９６】
そして、それぞれのバルブ突き出し量（ｍｍ）、バルブシートの当り幅増加量（ｍｍ）を測定した。吸気側の条件としては、バルブフェースはＳＵＨ１１に軟窒化処理を行ったものである。排気側の条件としては、バルブフェースはＳＵＨ３５である。
【００９７】
バルブ突き出し量はバルブシートの摩耗とバルブフェースの摩耗により、バルブ閉鎖時のバルブ位置がエンジン外方へ変位（突出）する量である。バルブシートの当り幅増加量は、バルブシートとバルブフェースとが接触することによってバルブシートが摩耗し、バルブシートにおけるバルブフェースとの接触部位の幅が増加する量である。これらの測定結果を表５に示す。
【００９８】
【表５】

【００９９】
表５に示すように、ガソリンエンジンの排気側に組み込まれた実施例３は、比較例１４および１５と比較して、バルブ突き出し量、バルブシート当り幅増加量がかなり低減しており、耐摩耗性が優れていることがわかった。
【０１００】
また、ガスエンジンの吸気側に組み込まれた実施例１９は、比較例１３と比較して、バルブ突き出し量、バルブシート当り幅増加量がかなり低減しており、耐摩耗性が優れていることがわかった。
【０１０１】
すなわち、実施例の焼結合金よりなるバルブシートは、高い硬度および耐摩耗性を有することがわかる。
【０１０２】
【発明の効果】
本発明の焼結合金は、密度が向上しているとともに酸化被膜による固体潤滑作用が向上しているため、高い耐摩耗性を有する。
【０１０３】
また、本発明の焼結合金の製造方法は、硬質粒子、炭素粉末、Ｃｏ粉末およびＦｅ合金粉末とを混合して焼結を行っているため、焼結時に硬質粒子および基地の元素の拡散が促進され、製造された焼結合金の密度が向上する。また、元素の拡散が促進されることでＭｏが多量に拡散され、この拡散したＭｏが炭化物や酸化被膜を形成することで耐摩耗性および固体潤滑性に優れた焼結合金となる。
【０１０４】
さらに、本発明のバルブシートは、本発明の焼結合金の製造方法により製造された本発明の焼結合金よりなるため、酸化被膜による固体潤滑作用が向上しているため、高い耐摩耗性を有する効果を示す。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐久試験を実施した装置の構成を示した図である。
【符号の説明】
１…バルブ３…バルブシート
４…バルブフェース５…プロパンガスバーナー
６…スプリング[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a sintered alloy having excellent wear resistance and a method for producing the same. Furthermore, it is related with the valve seat which consists of a sintered alloy excellent in abrasion resistance.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art An internal combustion engine used for an automobile engine or the like is provided with a valve seat on which a valve is seated for intake and exhaust.
[0003]
Valve seats are required to have high wear resistance. That is, when the valve seat is worn, a valve seat recession occurs in which the valve sinks when seated.
[0004]
Examples of the valve seat having excellent wear resistance include a sintered alloy in which Co-based hard particles are dispersed in an Fe-based matrix. As a valve seat made of this sintered alloy, for example, there is a valve seat for an internal combustion engine disclosed in JP-A-9-242516.
[0005]
A valve seat for an internal combustion engine disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 9-242516 is a valve seat for an internal combustion engine in which cobalt-based hard particles are dispersed in a base of an iron-based alloy. C: 0.5 to 1.5% by weight, at least one element selected from the group consisting of Ni, Co, and Mo: a total of 2.0 to 20.0% by weight, and the balance: at least Fe In addition, the valve seat for an internal combustion engine is characterized by containing 26 to 50% by weight of cobalt-based hard particles.
[0006]
However, this valve seat has insufficient wear resistance for use as a gas engine valve seat.
[0007]
That is, in an engine using liquid fuel such as gasoline or light oil, the lubricity between the valve and the valve seat is maintained by the fuel and combustion products (for example, C), and the valve seat is worn by this lubricity. Is suppressed.
[0008]
On the other hand, in a gas engine using gas fuel such as liquefied petroleum gas (LPG: Liquidated Natural Gas) or compressed natural gas (CNG), there are few combustion products. Sufficient lubricity is not ensured. Further, in a gas engine, an oxide film that contributes to lubrication between solids is hardly formed on the sliding surface of the valve seat due to the reducing action of hydrogen contained in a large amount in the fuel gas.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
This invention is made | formed in view of the said situation, and makes it a subject to provide the valve seat excellent in the sintered alloy which can exhibit sufficient abrasion resistance, its manufacturing method, and abrasion resistance.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors have studied a sintered alloy having excellent wear resistance and a method for producing the same, and as a result, the hardness is improved by increasing the density by promoting the diffusion of Mn during sintering. In addition, the present inventors have found that the above problem can be solved by forming a sintered alloy in which solid lubricity by an oxide film is ensured by forming an oxide film with Mo.
[0011]
  That is, when the sintered alloy of the present invention is 100 wt% in total, 4-30 wt% Mo, 0.2-3 wt% C, 1-30 wt% Ni, 0.5-10 wt% % Mn, 2-40 wt% Co, the balance is inevitable impurities and Fe,When the entire hard particle is 100 wt%, 20 to 60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5 to 40 wt% Ni, 1 to 20 wt% Mn, and 5 to 40 wt% It is a mixed powder composed of Co, the remaining hard particles composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, Fe powder or low alloy steel powder, and when the total mixed powder is 100 wt% In addition, a mixed powder composed of 10 to 60 wt% hard particle powder, 0.2 to 2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder is prepared. The powder mixture is molded to form a green compact, and the green compact is sintered.It is characterized by that.
[0012]
  The manufacturing method of the sintered alloy of the present invention is based on 20 wt% to 60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5 to 40 wt% Ni, and 1 to 20 wt% when the entire hard particle powder is 100 wt%. Mn, 5 to 40 wt% Co, and the balance is hard powder composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, and Fe powder or low alloy steel powder. When the total mixed powder is 100 wt%, 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel Powder, and adjusting the mixed powder, forming the mixed powder to form a green compact, and sintering the green compactIn any one of Claims 1-3It is characterized by being a sintered alloy having the described composition.
[0013]
In addition, the valve seat of the present invention improves hardness by promoting the diffusion of Mn during sintering to increase the density, and Mo forms an oxide film to ensure solid lubricity due to the oxide film. It discovered that the said subject could be solved by setting it as the valve seat which consists of sintered alloys.
[0014]
  That is, the valve seat of the present invention has a total of 100 wt%, 4-30 wt% Mo, 0.2-3 wt% C, 1-30 wt% Ni, 0.5-10 wt% Mn, 2 to 40 wt% Co, the balance being inevitable impurities and Fe,When the entire hard particle is 100 wt%, 20 to 60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5 to 40 wt% Ni, 1 to 20 wt% Mn, and 5 to 40 wt% It is a mixed powder consisting of Co, the hard particles consisting of Co, inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, and Fe powder or low alloy steel powder, and the total mixed powder is 100 wt% Sometimes, a mixed powder consisting of 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder is prepared. Then, the powder mixture is molded to form a green compact, and the green compact is sintered.It is characterized by that.
[0015]
In the present invention, wt% corresponds to mass%.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  (Sintered alloy)
  When the sintered alloy of the present invention is 100 wt% in total, 4-30 wt% Mo, 0.2-3 wt% C, 1-30 wt% Ni, 0.5-10 wt% Mn, 2 to 40 wt% Co, and the balance are inevitable impurities and Fe.And when the whole hard particle | grain is 100 wt%, 20-60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5-40 wt% Ni, 1-20 wt% Mn, and 5-40 wt% Co And the balance is a mixed powder composed of hard particles composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, Fe powder or low alloy steel powder, and the total mixed powder is 100 wt% Adjusting a mixed powder composed of 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder, The mixed powder is formed to form a green compact, and the green compact is sintered.
[0017]
Mo forms Mo carbide to improve the hardness and wear resistance of the sintered alloy, and Mo and Mo carbide dispersed and dissolved in the structure by sintering form a Mo oxide film, and this oxide film is solid. Improve lubricity.
[0018]
If Mo is less than 4 wt%, Mo will be insufficient, resulting in insufficient oxide film formation, and sufficient solid lubricity will not be obtained. On the other hand, when Mo exceeds 30 wt%, an oxide film is excessively formed, and this oxide film is peeled off, so that the hardness and wear resistance of the sintered alloy are lowered. Furthermore, when Mo exceeds 30 wt%, the yield decreases when forming the raw material powder for forming the sintered alloy. For example, the raw material powder is manufactured by an atomizing method. For this reason, Mo is prescribed | regulated in the range of 4-30 wt%.
[0019]
C combines with Mo to form Mo carbides and improves hardness and wear resistance. When C is less than 0.2 wt%, the amount of Mo carbide formed is small and the wear resistance becomes insufficient. Moreover, when C exceeds 3 wt%, the density of a sintered alloy will fall. For this reason, C is prescribed | regulated in the range of 0.2-3 wt%.
[0020]
Ni increases the austenite phase that increases the solid solution amount of Mo, and improves the wear resistance of the sintered alloy. If Ni is less than 1 wt%, the amount of solid solution of Mo is insufficient and sufficient wear resistance cannot be obtained. Moreover, since hardness will fall when Ni exceeds 30 wt%, Ni is prescribed | regulated in the range of 1-30 wt%.
[0021]
Since Mn diffuses efficiently at the time of sintering, it improves the adhesion of the structure constituting the sintered alloy and improves the density of the sintered alloy. Furthermore, since Mn has the effect | action which increases an austenite phase, it improves abrasion resistance. If Mn is less than 0.5 wt%, the effect of improving the density cannot be sufficiently obtained, and if it exceeds 10 wt%, the above effect is saturated. For this reason, Mn is prescribed | regulated in the range of 0.5-10 wt%.
[0022]
Co increases the austenite phase in the sintered alloy and improves the hardness. When Co is less than 2 wt%, the effect of Co addition is not observed, and when Co exceeds 40 wt%, the above effect is saturated. For this reason, Co is prescribed | regulated in the range of 2-40 wt%.
[0023]
Fe disperses Mo, C, Ni, Mn, and Co.
[0024]
When the whole is 100 wt%, it is preferable to have at least one of Cr of 5 wt% or less and Si of 2 wt% or less.
[0025]
When the whole is 100 wt%, it is preferable to have 5 wt% or less of Cr. In addition, 5 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. When the sintered alloy of the present invention contains 5 wt% or less of Cr, it is possible to prevent Mo from forming an excessive oxide film and lowering the wear resistance of the sintered alloy. That is, when exposed to a high temperature, a large amount of oxide is generated in the sintered alloy, and the generated oxide peels off and wear of the sintered alloy occurs. Cr has a high oxidation start temperature. By adding this Cr, generation of oxides in the sintered alloy is suppressed, and the characteristics of the sintered alloy are maintained. On the other hand, if the Cr content exceeds 5 wt%, the generation of oxide is reduced and the solid lubricity is lowered. For this reason, Cr is prescribed | regulated in the range of 5 wt% or less.
[0026]
  When the whole is 100 wt%, it is preferable to have 2 wt% or less of Si. In addition, 2 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. Si improves the adhesion of the oxide film. Moreover, when Si exceeds 2 wt%, the density of a sintered alloy will fall and hardness will fall. For this reason, Si is prescribed | regulated in the range below 2 wt%.
  The hard particles preferably have at least one of Cr of 10 wt% or less and Si of 4 wt% or less when the whole is 100 wt%.
  The mixed powder is preferably mixed with Ni powder at a ratio of 10 wt% or less when the entire mixed powder is 100 wt%.
[0027]
The sintered alloy of the present invention preferably has a structure in which hard particles are dispersed in the matrix. That is, in the sintered alloy of the present invention, the hard particles dispersed in the matrix exhibit wear resistance.
[0028]
The sintered alloy of the present invention has high wear resistance since the density is improved and the solid lubricating action by the oxide film is improved.
[0029]
  (Method for producing sintered alloy)
  The manufacturing method of the sintered alloy of the present invention is based on 20 wt% to 60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5 to 40 wt% Ni, and 1 to 20 wt% when the entire hard particle powder is 100 wt%. Mn, 5 to 40 wt% Co, and the balance is hard powder composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, and Fe powder or low alloy steel powder. When the total mixed powder is 100 wt%, 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel Powder, and adjusting the mixed powder, forming the mixed powder to form a green compact, and sintering the green compactIn any one of Claims 1-3It is a manufacturing method which makes a sintered alloy having the composition described.
[0030]
The hard particles constitute a hard phase that enhances the wear resistance of the sintered alloy. If the hard particles are less than 10 wt%, the manufactured sintered alloy has insufficient wear resistance. Moreover, when hard particle | grains exceed 60 wt%, the joining strength of the manufactured sintered alloy will become insufficient. Furthermore, when the hard particles are excessive, the attacking ability of the opponent increases, and the retention of the hard particles is difficult to be ensured. For this reason, a hard particle is prescribed | regulated in the range of 10-60 wt%.
[0031]
Carbon (C) constituting the carbon powder diffuses into the base of sintered alloy (Fe or low alloy steel) or hard particles during sintering, and forms a solid solution or generates carbide (Mo carbide). As the carbon powder, graphite powder is preferably employed. On the other hand, if the carbon powder is less than 0.2 wt%, the base hardness becomes low due to the increase of the ferrite phase in the base of the manufactured sintered alloy, and the wear resistance of the sintered alloy becomes insufficient. Moreover, when carbon powder exceeds 2 wt%, a cementite phase will increase in the base of the manufactured sintered alloy, and the toughness of the manufactured sintered alloy will fall. For this reason, carbon powder is prescribed | regulated in the range of 0.2-2 wt%.
[0032]
Co powder increases the density of the sintered alloy produced. When Co particles exceed 20 wt%, the effect is saturated. In addition, 20 wt% or less of the ratio of Co powder shows the range which does not contain 0 wt%.
[0033]
Fe powder or low alloy steel powder forms the basis of a sintered alloy. Fe-C alloy powder can be adopted as the low alloy steel powder. For example, when the low alloy steel powder is 100 wt%, an alloy powder having a composition of 0.2 to 5 wt% of C and the balance of inevitable impurities and Fe can be employed.
[0034]
In hard particles, Mo forms Mo carbide by sintering to improve the hardness and wear resistance of the sintered alloy, and Mo and Mo carbide dispersed and dissolved in the sintered alloy form a Mo oxide film. This oxide film improves the solid lubricity of the sintered alloy produced by the production method of the present invention.
[0035]
In the hard particles, when Mo is less than 20 wt%, Mo is insufficient, so that an oxide film is not sufficiently formed, and sufficient solid lubricity cannot be obtained. Moreover, when Mo exceeds 60 wt%, an oxide film is excessively formed in the manufactured sintered alloy, and this oxide film is peeled off, so that the hardness and wear resistance of the sintered alloy are lowered. . On the other hand, if Mo exceeds 30 wt%, the yield decreases when manufacturing hard particle powder by the atomizing method or the like. For this reason, Mo is prescribed | regulated in the range of 20-60 wt%.
[0036]
In hard particles, C combines with Mo to form Mo carbides, improving hardness and wear resistance. If C exceeds 3 wt%, the density of the manufactured sintered alloy will decrease. When C is small, C diffused from the carbon powder forms Mo carbides. For this reason, C is prescribed | regulated in the range of 3 wt% or less.
[0037]
In the production method of the present invention, the hard particles contain C. That is, 3 wt% or less indicating the amount of C in the hard particles indicates a range exceeding 0 wt% and 3 wt% or less.
[0038]
In the hard particles, Ni increases the austenite phase that increases the solid solution amount of Mo and improves the wear resistance of the sintered alloy. If Ni is less than 5 wt%, the amount of solid solution of Mo is insufficient and sufficient wear resistance cannot be obtained. Moreover, since hardness will fall when Ni exceeds 40 wt%, Ni is prescribed | regulated in the range of 5-40 wt%.
[0039]
In the hard particles, Mn is an element that efficiently diffuses to the matrix during sintering. Therefore, the adhesion between the matrix and the hard particles is improved to improve the density of the sintered alloy. Furthermore, since Mn has the effect | action which increases an austenite phase, it improves abrasion resistance. If Mn is less than 1 wt%, the effect of improving the density cannot be obtained sufficiently, and if it exceeds 20 wt%, the above effect is saturated. For this reason, Mn is prescribed | regulated in the range of 1-20 wt%.
[0040]
In the hard particles, Co increases the austenite phase in the sintered alloy and improves the hardness. When Co is less than 5 wt%, the effect of Co addition is not observed, and when Co exceeds 40 wt%, the above effect is saturated. For this reason, Co is prescribed | regulated in the range of 5-40 wt%.
[0041]
The mixed powder is preferably mixed with Ni powder at a ratio of 10 wt% or less when the entire mixed powder is 100 wt%. In addition, 10 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. That is, by mixing Ni powder in the mixed powder, diffusion of elements during sintering is promoted, and the density of the sintered alloy is improved. Moreover, when the ratio of Ni powder exceeds 10 wt%, a retained austenite phase will increase and abrasion resistance will fall. For this reason, Ni powder is prescribed | regulated in the range of 10 wt% or less.
[0042]
The hard particles preferably have at least one of Cr in a proportion of 10 wt% or less and Si in a proportion of 4 wt% or less when the entire hard particle powder is 100 wt%.
[0043]
The hard particles preferably have Cr in a proportion of 10 wt% or less when the entire hard particle powder is 100 wt%. In addition, 10 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. By containing Cr, it is suppressed that Mo forms an excessive amount of oxide film and decreases the hardness of the sintered alloy. That is, when exposed to a high temperature, a large amount of oxide is generated in the sintered alloy, and the generated oxide peels off and wear of the sintered alloy occurs. Cr has a high oxidation start temperature. By adding this Cr, generation of oxides in the sintered alloy is suppressed, and the characteristics of the sintered alloy are maintained. Moreover, when Cr exceeds 10 wt%, the production | generation of an oxide will decrease and solid lubricity will fall. For this reason, Cr is prescribed | regulated in the range of 10 wt% or less.
[0044]
The hard particles preferably have Si in a proportion of 4 wt% or less when the entire hard particle powder is 100 wt%. In addition, 4 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. Si improves the adhesion of the generated oxide film in the sintered alloy. Moreover, when Si exceeds 4 wt%, the density of a sintered alloy will fall and hardness will fall. For this reason, Si is prescribed | regulated in the range of 4 wt% or less.
[0045]
In the method for producing a sintered alloy according to the present invention, it is preferable to perform a tempering treatment after sintering the green compact. That is, by tempering the sintered alloy, the crystal structure of the sintered alloy is stabilized.
[0046]
In the method for producing a sintered alloy of the present invention, forging treatment is preferably performed after the green compact is sintered. That is, by forging the sintered alloy, not only can the sintered alloy be shaped as desired, but also pores generated by sintering can be removed, and the density and wear resistance of the sintered alloy can be removed. Sexuality can be improved.
[0047]
According to the method for producing a sintered alloy of the present invention, the cost of the starting material can be reduced, and further, the compression moldability of the green compact can be improved. It is advantageous for higher density.
[0048]
According to the method for producing a sintered alloy of the present invention, in the hard particles and the matrix, the element contained in one of the hard particles and the matrix diffuses to the other, so that the adhesion between the hard particles and the matrix increases. In particular, since Mn contained in the hard particles efficiently diffuses to the matrix, the adhesion between the hard particles and the matrix is enhanced. This can improve the density of the sintered alloy, the hardness of the sintered alloy, and the wear resistance of the sintered alloy.
[0049]
In the method for producing a sintered alloy of the present invention, the production method of the hard particles is not particularly limited. Examples of the method for producing the hard particles include particles produced by atomization for atomizing the molten metal, and particles obtained by pulverizing a solidified body obtained by solidifying the molten metal by mechanical pulverization. As the atomization treatment, an atomization treatment in a non-oxidizing atmosphere (inert gas atmosphere such as nitrogen gas or argon gas or in vacuum) can be employed.
[0050]
In addition, the average particle size of the hard particles can be appropriately selected according to the use and type of the sintered alloy produced, but is generally about 20 to 250 μm, about 30 to 200 μm, and about 40 to 180 μm. It is preferable to do. However, the average particle diameter of the hard particles is not limited to these ranges.
[0051]
Further, the hardness of the hard particles is generally about Hv 350 to 750 and about Hv 450 to 700 although it depends on the amount of Mo carbide and the like. However, the hardness of the hard particles is not limited to these ranges, and it is sufficient that the hard particles are hard against the object to be used such as a base of a sintered alloy.
[0052]
In the method for producing a sintered alloy of the present invention, a sintering temperature of about 1050 to 1250 ° C., particularly about 1100 to 1150 ° C. can be employed. As the sintering time at the above sintering temperature, 30 minutes to 120 minutes, particularly 45 to 90 minutes can be employed. The sintering atmosphere is preferably a non-oxidizing atmosphere such as an inert gas atmosphere. Examples of the non-oxidizing atmosphere include a nitrogen atmosphere, an argon gas atmosphere, and a vacuum atmosphere.
[0053]
In the method for producing a sintered alloy according to the present invention, since hard particles, carbon powder, Co powder and Fe alloy powder are mixed and sintered, diffusion of hard particles and matrix elements is promoted during sintering. The density of the manufactured sintered alloy is improved. In addition, Mo is diffused in a large amount by promoting the diffusion of elements, and the diffused Mo forms a carbide and an oxide film, thereby forming a sintered alloy having excellent wear resistance and solid lubricity.
[0054]
  (Valve seat)
  When the valve seat of the present invention is 100 wt% in total, 4-30 wt% Mo, 0.2-3 wt% C, 1-30 wt% Ni, 0.5-10 wt% Mn And 2-40 wt% Co, and the balance consists of inevitable impurities and Fe.And when the whole hard particle | grain is 100 wt%, 20-60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5-40 wt% Ni, 1-20 wt% Mn, and 5-40 wt% Co And the balance is a mixed powder composed of hard particles composed of unavoidable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, Fe powder or low alloy steel powder, and the total mixed powder is 100 wt% In addition, a mixed powder composed of 10 to 60 wt% hard particle powder, 0.2 to 2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder is prepared. The powder mixture is molded to form a green compact, and the green compact is sintered.
[0055]
Mo constituting the valve seat of the present invention forms Mo carbide to improve the hardness and wear resistance of the valve seat, and Mo and Mo carbide dispersed and dissolved in the structure by sintering form a Mo oxide film. This oxide film improves the solid lubricity.
[0056]
If Mo is less than 4 wt%, Mo will be insufficient, resulting in insufficient oxide film formation, and sufficient solid lubricity will not be obtained. On the other hand, if Mo exceeds 30 wt%, an oxide film is excessively formed, and this oxide film is peeled off, so that the wear resistance of the valve seat is lowered. Furthermore, when Mo exceeds 30 wt%, the yield decreases when forming the raw material powder for forming the valve seat. For example, the raw material powder is manufactured by an atomizing method. For this reason, Mo is prescribed | regulated in the range of 4-30 wt%.
[0057]
C which constitutes the valve seat of the present invention combines with Mo to form Mo carbide, and improves hardness and wear resistance. When C is less than 0.2 wt%, the amount of Mo carbide formed is small and the wear resistance becomes insufficient. Moreover, when C exceeds 3 wt%, the density of a valve seat will fall. For this reason, C is prescribed | regulated in the range of 0.2-3 wt%.
[0058]
Ni constituting the valve seat of the present invention increases the austenite phase that increases the solid solution amount of Mo and improves the wear resistance of the valve seat. If Ni is less than 1 wt%, the amount of solid solution of Mo is insufficient and sufficient wear resistance cannot be obtained. Moreover, since the above-mentioned effect will be saturated when Ni exceeds 30 wt%, Ni is prescribed | regulated in the range of 1-30 wt%.
[0059]
Since Mn constituting the valve seat of the present invention diffuses efficiently at the time of sintering, it improves the adhesion of the structure constituting the valve seat and improves the density of the sintered alloy.
Furthermore, since Mn has the effect | action which increases an austenite phase, it improves abrasion resistance. If Mn is less than 0.5 wt%, the effect of improving the density cannot be sufficiently obtained, and if it exceeds 10 wt%, the above effect is saturated. For this reason, Mn is prescribed | regulated in the range of 0.5-10 wt%.
[0060]
Co constituting the valve seat of the present invention increases the austenite phase in the valve seat and improves the hardness. When Co is less than 2 wt%, the effect of Co addition is not observed, and when Co exceeds 40 wt%, the above effect is saturated. For this reason, Co is prescribed | regulated in the range of 2-40 wt%.
[0061]
Fe constituting the valve seat of the present invention serves as a base for dispersing Mo, C, Ni, Mn and Co.
[0062]
When the whole is 100 wt%, it is preferable to have at least one of Cr of 5 wt% or less and Si of 2 wt% or less.
[0063]
When the whole is 100 wt%, it is preferable to have 5 wt% or less of Cr. In addition, 5 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. When the valve seat of the present invention contains 5 wt% or less of Cr, it is possible to prevent Mo from forming an excessive oxide film and lowering the wear resistance of the valve seat. That is, when the valve seat is exposed to a high temperature, a large amount of oxide is generated in the valve seat, the generated oxide is peeled off, and the valve seat is worn. Cr has a high oxidation start temperature, and by adding this Cr, the formation of oxide in the valve seat is suppressed, and the characteristics of the valve seat are maintained. On the other hand, if the Cr content exceeds 5 wt%, the generation of oxide is reduced and the solid lubricity is lowered. For this reason, Cr is prescribed | regulated in the range of 5 wt% or less.
[0064]
When the whole is 100 wt%, it is preferable to have 2 wt% or less of Si. In addition, 2 wt% or less shows the range which does not contain 0 wt%. Si improves the adhesion of the oxide film. Moreover, when Si exceeds 2 wt%, the density of a sintered alloy will fall and hardness will fall. For this reason, Si is prescribed | regulated in the range below 2 wt%.
[0065]
  The valve seat of the present invention isIn any one of Claims 4-6Manufactured using the described manufacturing method. That is, by mixing hard particles, carbon powder, Co powder, and Fe alloy powder and performing sintering, diffusion of hard particles and matrix elements is promoted during sintering, and the manufactured valve seat The density is improved. In addition, Mo is diffused in a large amount by promoting the diffusion of elements, and the diffused Mo forms a carbide and an oxide film, thereby providing a valve seat having excellent wear resistance and solid lubricity.
  The hard particles preferably have at least one of Cr of 10 wt% or less and Si of 4 wt% or less when the whole is 100 wt%.
  The mixed powder is preferably mixed with Ni powder at a ratio of 10 wt% or less when the entire mixed powder is 100 wt%.
[0066]
The valve seat of the present invention preferably has a structure in which hard particles are dispersed in the matrix. That is, in the valve seat of the present invention, hard particles dispersed in the matrix exhibit wear resistance.
[0067]
The valve seat of the present invention has a high wear resistance because the density and the solid lubricating action by the oxide film are improved. The ability to demonstrate.
[0068]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described using examples.
[0069]
(Hard particles)
In this example, alloy powders having the compositions of Samples A to R shown in Table 1 were manufactured by gas atomization using an inert gas (nitrogen gas). Further, an alloy powder having an S composition was produced by pulverization after melting. These alloy powders were classified into a range of 44 to 180 μm to obtain hard particle powders.
[0070]
[Table 1]

[0071]
Samples A to J shown in Table 1 are powders corresponding to hard particles within the production method of the present invention. Sample K has a low Mo content of 15 wt% and corresponds to a comparative material.
The sample L does not contain Mn having a good diffusion efficiency, and corresponds to a comparative material. The sample M contains C as much as 3.5 wt% and corresponds to a comparative material. Sample N contains Ni as much as 45 wt% and corresponds to a comparative material. Sample O contains a large amount of Cr at 15 wt% and corresponds to a comparative material. The sample P contains Si as much as 5% and corresponds to a comparative material. Sample Q has a low Co content of 2 wt% and corresponds to a comparative material. Sample R is a Ni-based alloy that does not contain Mn and Co but contains a large amount of Cr, and corresponds to a conventional material. Sample S is ferromolybdenum (FeMo), does not contain Ni and Mn, and corresponds to a conventional material.
[0072]
Using the hard particle powders related to these samples A to S, each hard particle powder was heated and oxidized in the atmosphere, and in this case, the temperature at which the weight increase due to oxidation suddenly started was investigated. The oxidation start temperature was used. The measured oxidation start temperatures are shown in Table 1 together.
[0073]
As shown in Table 1, in samples A to J corresponding to the hard particles defined in the production method of the present invention, the oxidation start temperature was about 630 to 670 ° C., and the oxidation start temperature was low. A low oxidation start temperature indicates that when used as a sintered alloy, the formation of an oxide film that achieves solid lubricity starts from a low temperature range. That is, starting the formation of an oxide film in a low temperature range means that the formation of an oxide film is likely to occur, indicating that an oxide film having a sufficient amount for solid lubricity is formed.
[0074]
(Sintered alloy)
In the proportions shown in Table 2, the hard particle powder, graphite powder, Ni powder having a particle size of 2 to 60 μm, Co powder having a particle size of 4 to 100 μm, and particle size, according to the samples A to S described above. Was mixed with pure Fe powder of 150 μm or less by a mixer to form a mixed powder as a mixed material. As shown in Table 2, in most examples, the hard particle powder was 40 wt%, the graphite powder was 0.6 wt%, the Ni powder was 6 wt%, and the Co powder was 6 wt%.
[0075]
In Example 11, the ratio of the hard particle powder was reduced to 15%. In Example 12, the ratio of the hard particle powder was increased to 55%. In Example 13, the proportion of the graphite powder was as low as 0.3%. In Example 14, the ratio of the graphite powder was increased to 1.5%. In Example 15, no Ni powder was added. In Example 16, not only Ni powder was not added, but the ratio of Co powder was increased to 12%. In Example 17, no Co powder was added. In Example 18, the ratio of Co powder was increased to 12%.
[0076]
[Table 2]

[0077]
Then, using the mold, the mixed powder mixed as described above is 78.4 × 10 6.⁷Pa (8tonf / cm²The test piece having a ring shape with a pressure of) was compression molded to form a green compact. The test piece has a valve seat shape.
[0078]
Thereafter, each green compact is sintered in an inert atmosphere (nitrogen gas atmosphere) at 1150 ° C. for 45 minutes, tempered at 600 ° C. for 100 minutes, and a sintered alloy (valve seat) according to the test piece. Formed.
[0079]
In addition, Example 19 is 137.2x10 after sintering.⁷Pa (14 ton / cm²Forging was performed at a pressure of), and then tempering was performed at 600 ° C. for 100 minutes. In Example 20, sintering was performed at a sintering temperature of 1185 ° C.
[0080]
Further, for Comparative Examples 1 to 13, a test piece having a ring shape was compression molded to produce a sintered alloy (valve seat) according to the test piece.
[0081]
Moreover, based on the conditions shown in Table 3, the sintered alloy (valve seat) which concerns on a test piece was manufactured also about Comparative Examples 14 and 15. In Table 3, the composition of the entire sintered alloy is shown, and the hard particle sample and mixing ratio are shown.
[0082]
As shown in Table 3, the comparative example 14 uses the sample S as hard particles, and sinters the compacting body which compression-molded the mixed powder which mixed the sample S 10wt%. The comparative example 15 uses the sample R as a hard particle, and sinters the compacting body which compression-molded the mixed powder which mixed 20%.
[0083]
[Table 3]

[0084]
Furthermore, about the sintered alloy which is each test piece of an Example and a comparative example, the density of the sintered alloy and the hardness of the sintered alloy were each measured. The measured hardness of the sintered alloy is macroscopic Vickers hardness (load: 10 kgf). These measurement results are shown in Table 4.
[0085]
[Table 4]

[0086]
Next, a wear test was conducted on the wear resistance of the sintered alloy by using the testing machine shown in FIG. 1, and the wear resistance was evaluated.
[0087]
In this wear test, as shown in FIG. 1, a propane gas burner 5 is used as a heating source, and a ring-shaped valve seat 3, which is a test piece made of sintered alloys of Examples and Comparative Examples, and a valve face of the valve 1. 4 and the propane gas combustion atmosphere. The valve face 4 is SUH35. The temperature of the valve seat 3 is controlled to 200 ° C., a load of 18 kgf is applied by the spring 6 when the valve seat 3 and the valve face 4 are in contact, and the valve seat 3 and the valve face 4 are And an abrasion test for 8 hours was conducted.
[0088]
Similarly, when the temperature of the valve seat 3 was controlled to 300 ° C., an abrasion resistance test was performed. Test temperature is 200 ° C300 ° CTable 4 shows the wear amount of each test piece.
[0089]
Next, the workability of the sintered alloy was evaluated.
[0090]
The evaluation of the workability of the sintered alloy was performed by cutting a ring-shaped valve seat made of the sintered alloys of the examples and comparative examples with a carbide tool under the conditions of a feed rate of 0.05 mm / rev and a cutting depth of 0.3 mm. This was done by measuring the amount of wear of the tool by cutting, and the measurement results are shown in Table 4.
[0091]
A more detailed test method is as follows. First, the valve seat is rotated in the circumferential direction around the axis of the ring. At this time, a cemented carbide tool having a blade made of cemented carbide H1 is brought into contact with the inner peripheral edge of the end surface of the ring-shaped valve seat. Thereafter, the carbide tool was moved so that the blade abutted when the ring of the valve seat rotated once in the circumferential direction moved outward in the radial direction of 0.05 mm. The end face of the valve seat is cut by moving the cemented carbide tool in a state where the end face of the valve seat is in contact. When the blade moves to the outside of the valve seat, the blade is returned to the inner peripheral edge of the valve seat and the same cutting is continued. At this time, the blade is returned to the inside by 0.3 mm in the axial direction of the valve seat. When this cutting is performed 100 times, the cutting is finished and the wear amount of the tool is measured.
[0092]
From Table 4, it turns out that the sintered alloy of Examples 1-20 is excellent in a density, hardness, abrasion resistance, and workability.
[0093]
In contrast, the sintered alloys of Comparative Examples 1 to 15 shown in Table 4 were inferior in any of the characteristics of density, hardness, wear resistance, and workability.
[0094]
Next, the valve seats of Example 3 and Comparative Examples 14 and 15 were assembled on the exhaust side of the engine. This engine has a displacement of 2400 cc using unleaded gasoline as fuel. A 180-hour endurance test was conducted using this engine.
[0095]
Further, the valve seats of Example 19 and Comparative Example 13 were incorporated on the intake side of the engine. This engine has a displacement of 1500 cc using CNG as fuel. A 300-hour durability test was conducted using this engine.
[0096]
And each valve | bulb protrusion amount (mm) and the contact width | variety increase amount (mm) of the valve seat were measured. As a condition on the intake side, the valve face is obtained by subjecting SUH 11 to soft nitriding. As a condition on the exhaust side, the valve face is SUH35.
[0097]
The valve protrusion amount is an amount by which the valve position when the valve is closed is displaced (protruded) outward from the engine due to wear of the valve seat and wear of the valve face. The amount of increase in the contact width of the valve seat is an amount by which the valve seat wears due to contact between the valve seat and the valve face, and the width of the contact portion of the valve seat with the valve face increases. These measurement results are shown in Table 5.
[0098]
[Table 5]

[0099]
As shown in Table 5, in Example 3 incorporated in the exhaust side of the gasoline engine, the amount of valve protrusion and the amount of increase in the width per valve seat were considerably reduced as compared with Comparative Examples 14 and 15, and the wear resistance was increased. It was found that the property is excellent.
[0100]
Further, in Example 19 incorporated in the intake side of the gas engine, the amount of valve protrusion and the amount of increase in the width per valve seat are considerably reduced as compared with Comparative Example 13, and the wear resistance is excellent. all right.
[0101]
That is, it can be seen that the valve seat made of the sintered alloy of the example has high hardness and wear resistance.
[0102]
【The invention's effect】
The sintered alloy of the present invention has high wear resistance since the density is improved and the solid lubricating action by the oxide film is improved.
[0103]
In addition, since the sintered alloy manufacturing method of the present invention performs sintering by mixing hard particles, carbon powder, Co powder and Fe alloy powder, the diffusion of the hard particles and the base elements during the sintering is performed. The density of the promoted and manufactured sintered alloy is improved. In addition, Mo is diffused in a large amount by promoting the diffusion of elements, and the diffused Mo forms a carbide and an oxide film, thereby forming a sintered alloy having excellent wear resistance and solid lubricity.
[0104]
Furthermore, since the valve seat of the present invention is made of the sintered alloy of the present invention manufactured by the method for manufacturing a sintered alloy of the present invention, the solid lubricating action by the oxide film is improved, so that high wear resistance is achieved. The effect which it has is shown.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a configuration of a device that has been subjected to an endurance test.
[Explanation of symbols]
1 ... Valve 3 ... Valve seat
4… Valve face 5… Propane gas burner
6 ... Spring

Claims

全体を１００ｗｔ％としたときに、４〜３０ｗｔ％のＭｏと、０．２〜３ｗｔ％のＣと、１〜３０ｗｔ％のＮｉと、０．５〜１０ｗｔ％のＭｎと、２〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなり、
硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、
該混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、該圧粉成形体を焼結してなることを特徴とする焼結合金。When the whole is 100 wt%, 4-30 wt% Mo, 0.2-3 wt% C, 1-30 wt% Ni, 0.5-10 wt% Mn, 2-40 wt% Co and the balance consists of inevitable impurities and Fe ,
When the entire hard particles are 100 wt%, 20-60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5-40 wt% Ni, 1-20 wt% Mn, 5-40 wt% Co, The balance is a mixed powder composed of hard particles composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, Fe powder or low alloy steel powder, and when the entire mixed powder is 100 wt%, Adjust a mixed powder consisting of 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder,
A sintered alloy obtained by forming the powder mixture to form a powder compact, and sintering the powder compact .

前記硬質粒子は、全体を１００ｗｔ％としたときに、１０ｗｔ％以下のＣｒと、４ｗｔ％以下のＳｉと、の少なくとも１種を有する請求項１記載の焼結合金。The sintered alloy according to claim 1 , wherein the hard particles have at least one of Cr of 10 wt% or less and Si of 4 wt% or less when the whole is 100 wt%.

前記混合粉末は、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＮｉ粉末が混合した請求項１〜２のいずれかに記載の焼結合金。3. The sintered alloy according to claim 1, wherein the mixed powder is mixed with Ni powder at a ratio of 10 wt% or less when the entire mixed powder is 100 wt%.

硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、
該混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、該圧粉成形体を焼結して請求項１〜３のいずれかに記載の組成をもつ焼結合金とすることを特徴とする焼結合金の製造方法。When the entire hard particles are 100 wt%, 20-60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5-40 wt% Ni, 1-20 wt% Mn, 5-40 wt% Co, The balance is a mixed powder composed of hard particles composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, Fe powder or low alloy steel powder, and when the entire mixed powder is 100 wt%, Adjust a mixed powder consisting of 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder,
A sintered powder having the composition according to any one of claims 1 to 3, wherein the powder mixture is molded to form a green compact, and the green compact is sintered. A manufacturing method of bond gold.

前記混合粉末は、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＮｉ粉末が混合した請求項４記載の焼結合金の製造方法。5. The method for producing a sintered alloy according to claim 4 , wherein the mixed powder is mixed with Ni powder at a ratio of 10 wt% or less when the entire mixed powder is 100 wt%.

前記硬質粒子は、該硬質粒子粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０ｗｔ％以下の割合のＣｒと、４ｗｔ％以下の割合のＳｉと、の少なくとも１種を有する請求項４〜５のいずれかに記載の焼結合金の製造方法。6. The hard particle according to claim 4, wherein the hard particles have at least one of Cr of a ratio of 10 wt% or less and Si of a ratio of 4 wt% or less when the entire hard particle powder is 100 wt% . The manufacturing method of the sintered alloy as described in any one of.

全体を１００ｗｔ％としたときに、４〜３０ｗｔ％のＭｏと、０．２〜３ｗｔ％のＣと、１〜３０ｗｔ％のＮｉと、０．５〜１０ｗｔ％のＭｎと、２〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなり、
硬質粒子全体を１００ｗｔ％としたときに、２０〜６０ｗｔ％のＭｏと、３ｗｔ％以下のＣと、５〜４０ｗｔ％のＮｉと、１〜２０ｗｔ％のＭｎと、５〜４０ｗｔ％のＣｏと、残部が不可避不純物とＦｅと、からなる硬質粒子と、炭素粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末であり、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに、１０〜６０ｗｔ％の硬質粒子粉末と、０．２〜２ｗｔ％の炭素粉末と、２０ｗｔ％以下のＣｏ粉末と、残部となるＦｅ粉末または低合金鋼粉末と、からなる混合粉末を調整し、
該混合粉末を成形して圧粉成形体を形成し、該圧粉成形体を焼結してなることを特徴とするバルブシート。When the whole is 100 wt%, 4-30 wt% Mo, 0.2-3 wt% C, 1-30 wt% Ni, 0.5-10 wt% Mn, 2-40 wt% Co and the balance consists of inevitable impurities and Fe ,
When the entire hard particles are 100 wt%, 20-60 wt% Mo, 3 wt% or less C, 5-40 wt% Ni, 1-20 wt% Mn, 5-40 wt% Co, The balance is a mixed powder composed of hard particles composed of inevitable impurities and Fe, carbon powder, Co powder, Fe powder or low alloy steel powder, and when the entire mixed powder is 100 wt%, Adjust a mixed powder consisting of 10-60 wt% hard particle powder, 0.2-2 wt% carbon powder, 20 wt% or less Co powder, and the remaining Fe powder or low alloy steel powder,
A valve seat obtained by forming the powder compact by forming the powder mixture and sintering the powder compact .

前記硬質粒子は、全体を１００ｗｔ％としたときに、１０ｗｔ％以下のＣｒと、４ｗｔ％以下のＳｉと、の少なくとも１種を有する請求項７記載のバルブシート。 8. The valve seat according to claim 7 , wherein the hard particles have at least one of 10 wt% or less of Cr and 4 wt% or less of Si when the whole is 100 wt%.

前記混合粉末は、該混合粉末全体を１００ｗｔ％としたときに１０ｗｔ％以下の割合でＮｉ粉末が混合した請求項７〜８のいずれかに記載のバルブシート。The valve seat according to any one of claims 7 to 8, wherein the mixed powder is mixed with Ni powder at a ratio of 10 wt% or less when the entire mixed powder is 100 wt%.