JP5270926B2 - 鉄基焼結合金粉末 - Google Patents
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Description
本発明は鉄基焼結合金粉末に係り、特に内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシートを構成する粉末に好適なものに関する。
近年、CO2 排出量低減を指向したエンジンの高出力化や燃費向上等に伴い内燃機関用バルブシートの使用環境は高温化・低潤滑化へと苛酷になり、種々の検討がなされている。
例えば、特許文献1にはＣ：0.3〜1.5％と、Ni、Co、Mo、Cr、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１〜20％とを、含有する基地相中に、Fe、Mo、Siを主成分とする金属間化合物、Co、Mo、Siを主成分とする金属間化合物、Ni、Mo、Siを主成分とする金属間化合物のうちの１種または２種以上を含み、Si：1〜15％、Mo：20〜60％を含み、Cr、Ni、Co、Feのうちから選ばれた１種または２種以上を10〜70％を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成で、ビッカース硬さで500ＨＶ0.1〜1200ＨＶ0.1の硬さを有する硬質粒子を、重量％で、10〜60％含有し、密度を6.7ｇ／cm３以上、圧環強さを350MPa以上とすることが提案されている。
例えば、特許文献1にはＣ：0.3〜1.5％と、Ni、Co、Mo、Cr、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１〜20％とを、含有する基地相中に、Fe、Mo、Siを主成分とする金属間化合物、Co、Mo、Siを主成分とする金属間化合物、Ni、Mo、Siを主成分とする金属間化合物のうちの１種または２種以上を含み、Si：1〜15％、Mo：20〜60％を含み、Cr、Ni、Co、Feのうちから選ばれた１種または２種以上を10〜70％を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成で、ビッカース硬さで500ＨＶ0.1〜1200ＨＶ0.1の硬さを有する硬質粒子を、重量％で、10〜60％含有し、密度を6.7ｇ／cm３以上、圧環強さを350MPa以上とすることが提案されている。
また、特許文献2には、Ni 3〜12％、Ｍｏ３〜１２％、Ｎｂ０．１〜３％、Ｃｒ０．５〜５％、Ｖ０．６〜４％、Ｃ０．５〜２％、Ｆｅ及び不可避不純物からなる基地に、全体に対して３〜２０質量％の硬質粒子を分散してなる鉄基焼結合金が提案されている。
さらに、特許文献３には、硬質粒子は重量％でＭｏ：２０〜７０％、Ｃ：０．２〜３％、Ｍｎ：１〜１５％、残部がFe及び不可避不純物とＣｏからなり、焼結合金は質量％で全体成分がＭｏ：４〜３５％、Ｃ：０．２〜３％、Ｍｎ：０．５〜８％、Ｃｏ：３〜４０％、残部が不可避不純物とＦｅからなり、基地成分がＣ：０．２〜５％、Ｍｎ：０．１〜１０％、残部が不可避不純物とＦｅからなり、硬質粒子成分がＭｏ：２０〜７０％、Ｃ：０．２〜３％、Ｍｎ：１〜２０％、残部が不可避不純物とＣｏからなり、硬質粒子が基地中に面積比で１０〜６０％分散させることが提案されている。
以上の特許文献の他にこの技術分野に関する数多くの提案がなされているが、バルブシートを構成する粉末に係わり、化学成分以外の特性に関する提案は見当たらない。本発明者らは粉末の開発において、鉄基焼結合金製バルブシート用粉末の成形性を良好にするためには粉末を軟らかくしなければならず、耐摩耗性を良好にするためには粉末を硬くしなければならないといった相反する課題に直面していた。その理由は以下の通りとなる。
先ず、バルブシートは強度が高いことに加えて、バルブシート自体にエンジン内の燃焼時の熱が蓄積しないために熱伝導が良好なことが要求される。そのためには焼結密度が高いことが必要であり、焼結密度を高めるためには、焼結前の圧粉体の密度が高いことが必要である。焼結前の圧粉体の密度を高めるためには圧縮成形時の成形性が良好なことが必要であり、成形性を高めるためには、粉末硬さが低いことが必要である。
しかし、粉末硬さを低くすると焼結後の最終製品であるバルブシートの強度が低下し、耐摩耗性が劣化することになる。さらに、バルブシートの焼結部品メーカにおいては、耐摩耗性を良好にするために金属と変形能が異なる炭化物を析出させると相手材を摩耗することが懸念されていた。
本発明が解決しようとする課題は、成形性と耐摩耗性に優れ、かつ相手材を摩耗させる懸念のある炭化物が析出しない鉄基焼結合金粉末を提供することである。
本発明者らは、上記の課題を解決するために従来の技術であるマルエージ鋼の技術思想に注目した。マルエージ鋼は析出物として硬さを上げる合金元素を室温のマルテンサイト中に過飽和に固溶し、温度を上げることで析出硬化させた鋼である。しかし、マルテンサイトは粉末として成形するには硬さが高いといった問題があった。また、通常のマルエージ鋼は疲労強度を低下させる窒化物となるTi、Alを含有するといった問題があった。
そこで、本発明者らは、これらの問題を踏まえて、溶鋼を従来の技術であるガスアトマイズ法、水アトマイズ法、遠心力アトマイズ法などで急冷して粉末を製造するにあたって、Ti、Alを含有しない溶鋼の化学成分を調整することによって、マルテンサイトにならずに軟質のオーステナイトのままで過飽和固溶体を得ることに成功した。この過飽和固溶体の粉末は室温における圧縮成形時には硬さが低いので成形性が良好であり、特にバルブシートとして焼結する際の加熱、冷却過程で硬化するので耐摩耗性が良好である。この現象の冶金的の機構は下記の通りである。
オーステナイトからマルテンサイトに変態する温度であるMs点を低下する合金元素を添加し、溶鋼を急冷することで過飽和固溶体とし、室温でオーステナイトを得る。
焼結中にオーステナイトに過飽和していた合金元素が析出し、硬さの高い析出物となると同時に、Ms点を低下していた合金元素がオーステナイトから抜けるのでオーステナイトのMs点が上昇し、冷却時にマルテンサイトとなる。
焼結中にオーステナイトに過飽和していた合金元素が析出し、硬さの高い析出物となると同時に、Ms点を低下していた合金元素がオーステナイトから抜けるのでオーステナイトのMs点が上昇し、冷却時にマルテンサイトとなる。
したがって、本発明の上記した目的は、以下の鉄基焼結合金粉末によって達成される。
＜１＞ Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷して製造した鉄基焼結合金粉末であって、ビッカース硬さが250HV未満であり、かつ、過飽和固溶体のオーステナイトを有することを特徴とする粉末である。
＜２＞ 焼結後冷却時にマルテンサイトが形成されることを特徴とする＜１＞記載の鉄基焼結合金粉末である。
＜３＞ Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷することにより粉末硬さはビッカース硬さで250HV未満となるが、焼結中にオーステナイトに過飽和していた合金元素が析出し、硬さの高い析出物となると同時に、冷却時に前記オーステナイトがマルテンサイトとなることを特徴とする鉄基焼結合金粉末である。
＜４＞ ＜１＞〜＜３＞のいずれかに記載の前記鉄基焼結合金粉末が、内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシート用粉末である。
＜１＞ Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷して製造した鉄基焼結合金粉末であって、ビッカース硬さが250HV未満であり、かつ、過飽和固溶体のオーステナイトを有することを特徴とする粉末である。
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＜３＞ Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷することにより粉末硬さはビッカース硬さで250HV未満となるが、焼結中にオーステナイトに過飽和していた合金元素が析出し、硬さの高い析出物となると同時に、冷却時に前記オーステナイトがマルテンサイトとなることを特徴とする鉄基焼結合金粉末である。
＜４＞ ＜１＞〜＜３＞のいずれかに記載の前記鉄基焼結合金粉末が、内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシート用粉末である。
本発明の鉄基焼結合金粉末によれば、成形性と耐摩耗性に優れ、相手材を摩耗させる懸念のある炭化物が析出しない鉄基焼結合金粉末、特に内燃機関のバルブシート用に好適な鉄基焼結合金粉末を提供することができる。
以下、本発明の好ましい実施の形態を説明する。
本発明は、Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御することにより炭化物の析出を回避し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷することにより、粉末の軟化に有効なオーステナイトが主体である過飽和固溶体とした鉄基焼結合金粉末を提供するものである。
本発明は、Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御することにより炭化物の析出を回避し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷することにより、粉末の軟化に有効なオーステナイトが主体である過飽和固溶体とした鉄基焼結合金粉末を提供するものである。
本発明を構成する限定理由は以下の通りである。
C ：0.1質量%未満
Cは炭化物を形成する元素である。炭化物は各バルブシートの焼結部品メーカが懸念するような相手材を摩耗する。その弊害を回避するためにはCは0.1質量%未満にする必要がある。また、以下の２点についても炭化物の形成は好ましくない。
相手材ばかりでなくバルブシート自体の中でも炭化物は周囲の金属と変形能が異なり、応力が作用した際に、金属と炭化物の界面で歪を発生させ、剥離する場合がある。
炭化物の存在は金属よりも熱伝導性が劣ることから、エンジンの燃焼により発生した熱をシリンダーブロックへ逃がしにくくなり、バルブシートへの熱負荷が大きくなる。
従って、Cを0.１質量%未満に限定した。
C ：0.1質量%未満
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相手材ばかりでなくバルブシート自体の中でも炭化物は周囲の金属と変形能が異なり、応力が作用した際に、金属と炭化物の界面で歪を発生させ、剥離する場合がある。
炭化物の存在は金属よりも熱伝導性が劣ることから、エンジンの燃焼により発生した熱をシリンダーブロックへ逃がしにくくなり、バルブシートへの熱負荷が大きくなる。
従って、Cを0.１質量%未満に限定した。
Si：0.5〜8.5質量%
Siは後述するMoと過飽和固溶体から焼結中に析出物となる合金元素である。その効果を確実にするためにはSiの添加量を0.5質量%以上にする必要である。一方、Siは粉末の硬さを上げる合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避するためにはSiの添加量を8.5質量%以下にする必要がある。
従って、Siの添加量を0.5〜8.5質量%に限定した。
Siは後述するMoと過飽和固溶体から焼結中に析出物となる合金元素である。その効果を確実にするためにはSiの添加量を0.5質量%以上にする必要である。一方、Siは粉末の硬さを上げる合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避するためにはSiの添加量を8.5質量%以下にする必要がある。
従って、Siの添加量を0.5〜8.5質量%に限定した。
Ni：10〜25質量%
Niはオーステナイト形成元素であるのと同時にMs点を低下することにより、室温で軟質なオーステナイトを確保し、粉末の硬さを低く保つ合金元素である。その効果を確実にするためにはNiの添加量を10質量％以上とする必要がある。一方、Niは粉末の硬さを下げる合金元素であり、成形時は好ましいが、過剰な添加は焼結後の粉末の硬さまで低下する。その弊害を回避するためにはNiの添加量を25質量%以下にする必要がある。また、Niは高価な合金元素である観点からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Niの添加量を10〜25質量%に限定した。
Niはオーステナイト形成元素であるのと同時にMs点を低下することにより、室温で軟質なオーステナイトを確保し、粉末の硬さを低く保つ合金元素である。その効果を確実にするためにはNiの添加量を10質量％以上とする必要がある。一方、Niは粉末の硬さを下げる合金元素であり、成形時は好ましいが、過剰な添加は焼結後の粉末の硬さまで低下する。その弊害を回避するためにはNiの添加量を25質量%以下にする必要がある。また、Niは高価な合金元素である観点からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Niの添加量を10〜25質量%に限定した。
Mo：5〜20質量%、
Moは前述したSiと過飽和固容体から焼結中に析出物となる合金元素であるのと同時にMs点を低下することにより、室温で軟質なオーステナイトを確保する合金元素である。その効果を確保するためにはMoの添加量を5質量%以上とする必要がある。一方、Mo は粉末の硬さを上げる合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避するためにはMoの添加量を20質量%以下にする必要がある。また、Moは高価な合金元素である観点からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Moの添加量を５〜20質量%に限定した。
Moは前述したSiと過飽和固容体から焼結中に析出物となる合金元素であるのと同時にMs点を低下することにより、室温で軟質なオーステナイトを確保する合金元素である。その効果を確保するためにはMoの添加量を5質量%以上とする必要がある。一方、Mo は粉末の硬さを上げる合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避するためにはMoの添加量を20質量%以下にする必要がある。また、Moは高価な合金元素である観点からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Moの添加量を５〜20質量%に限定した。
Co：５〜2０質量%
Coは析出物となるSiとMoのオーステナイト中への固溶量を増加し、これらの析出物の析出を促進する合金元素である。その効果を確保するためにはCoの添加量を5質量%以上とする必要がある。一方、Coは粉末の硬さを上げる合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避するためにはCoの添加量を20質量%以下にする必要がある。また、Coは高価な合金元素である観点からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Coの添加量を5〜20質量%に限定した。
Coは析出物となるSiとMoのオーステナイト中への固溶量を増加し、これらの析出物の析出を促進する合金元素である。その効果を確保するためにはCoの添加量を5質量%以上とする必要がある。一方、Coは粉末の硬さを上げる合金元素であり、過剰な添加は成形時の粉末の硬さを上げる。その弊害を回避するためにはCoの添加量を20質量%以下にする必要がある。また、Coは高価な合金元素である観点からも過剰の添加は好ましくない。
従って、Coの添加量を5〜20質量%に限定した。
本発明において、圧縮成形時の粉末硬さ：250HV未満である。この粉末硬さは、JIS Z 2244 で規定されるビッカース硬さ試験−試験方法によって測定した値を意味する。粉末の成形性を確保するためには、圧縮成形時の粉末硬さを250HV未満とする必要がある。従って、圧縮成形時の粉末硬さを250HV未満に限定した。
本発明において、焼結後の焼結硬さ：450HV以上である。この焼結硬さは図１に示す処理手順で処理した焼結体をJIS Z 2244 で規定されるビッカース硬さ試験−試験方法によって測定した値を意味する。焼結体の耐摩耗性を確保するためには、焼結後の焼結硬さが450HV以上とする必要がある。従って、焼結後の焼結硬さを450HV以上に限定した。
先ず、表１に示した化学成分の鋼を高周波溶解炉で溶解し、溶鋼を水アトマイズ法で急冷して粉末を製造した。この粉末を成形時の粉末として硬さを測定した。さらに、各バルブシートの焼結部品メーカの情報から図１に示す焼結熱処理条件で熱処理を実施し、焼結熱処理後の粉末として硬さを測定した。これらの結果を表１に示す。
ここで、試験No.1〜９は発明例であり、限定された化学成分の粉末である。これより、いずれも粉末の硬さが250HV未満で、かつ焼結後相当の硬さが450HV以上である。
一方、試験No.a〜ｈは比較例であり、限定された化学成分を満足しない粉末である。従って、以下のことが指摘される。
試験No.aはSiの添加量が限定範囲の下限の0.5質量%未満である。従って、析出物の析出が不十分で、焼結熱処理後の粉末の硬さが450HV未満である。
試験No.bはSiの添加量が限定範囲の上限の8.5質量%を超えている。従って、成形時の粉末の硬さが高く、250HV以上である。
一方、試験No.a〜ｈは比較例であり、限定された化学成分を満足しない粉末である。従って、以下のことが指摘される。
試験No.aはSiの添加量が限定範囲の下限の0.5質量%未満である。従って、析出物の析出が不十分で、焼結熱処理後の粉末の硬さが450HV未満である。
試験No.bはSiの添加量が限定範囲の上限の8.5質量%を超えている。従って、成形時の粉末の硬さが高く、250HV以上である。
試験No.cはNiの添加量が限定範囲の下限の10質量%未満である。従って、オーステナイトが形成せず、かつ、Ms点が十分に低下せず、マルテンサイトが生じていると推定される。そのため、成形時の粉末の硬さが250HV以上である。
試験No.dはNiの添加量が限定範囲の上限の25質量%を超えている。従って、粉末の硬さが低くなり過ぎ、焼結後の粉末硬さが450HV未満である。
試験No.dはNiの添加量が限定範囲の上限の25質量%を超えている。従って、粉末の硬さが低くなり過ぎ、焼結後の粉末硬さが450HV未満である。
試験No.eはMoの添加量が限定範囲の下限の5質量%未満である。従って、Ms点が十分に低下せず、マルテンサイトが生じていると推定される。そのため、成形時の粉末の硬さが250HV以上である。
試験No.fはMoの添加量が限定範囲の上限の20質量%を超えている。従って、成形時の粉末の硬さが高く、250HV以上である。
試験No.ｇはCoの添加量が限定範囲の下限の5質量%未満である。従って、析出物の析出が不十分で、焼結熱処理後の粉末の硬さが450HV未満である。
試験No.fはMoの添加量が限定範囲の上限の20質量%を超えている。従って、成形時の粉末の硬さが高く、250HV以上である。
試験No.ｇはCoの添加量が限定範囲の下限の5質量%未満である。従って、析出物の析出が不十分で、焼結熱処理後の粉末の硬さが450HV未満である。
試験No.ｈはCoの添加量が限定範囲の上限の20質量%を超えている。従って、成形時の粉末の硬さが高く、250HV以上である。
これらの効果を図２に示す。これより、本発明の課題である成形性と耐摩耗性に優れ、相手材を摩耗させる懸念のある炭化物が析出しない鉄基焼結合金製バルブシート用粉末を提供できた。
本発明鋼をバルブシートの硬質粒子として適用した事例を説明する。表２及び表３に評価した粉末の化学成分および粉末硬さを示す。
ここで、本発明鋼は表１で発明例として示した試験No.1の粉末である。また、トリバロイ合金（登録商標：デロロステライト社製）は従来技術のCo基のバルブシート用粉末であるが、各バルブシートの焼結部品メーカから粉末硬さが高く成形性が問題となっていることが指摘されていた。
ここで、本発明鋼は表１で発明例として示した試験No.1の粉末である。また、トリバロイ合金（登録商標：デロロステライト社製）は従来技術のCo基のバルブシート用粉末であるが、各バルブシートの焼結部品メーカから粉末硬さが高く成形性が問題となっていることが指摘されていた。
先ず、表２に示した化学成分の鋼を高周波溶解炉で溶解し、溶鋼を水アトマイズ法で急冷して粉末を製造した。次に、それぞれ、これらの粉末30質量%、基地粉末として鉄粉を68.25質量％、黒鉛粉１質量%およびステアリン酸亜鉛0.75質量%を混合した。尚、鉄粉の硬さは70HVである。 これらの混合物を外径21mm、内径13.5mmの金型に供給し、6トン/cm2の圧力で高さ6mmのバルブシートを成形した。
これらの成形体について、成形体相対密度を測定した。成形体相対密度とは気孔を含まない理想的な成形体の密度を100%として、実際の成形体の密度を相対的に比較した数値である。単純に見掛け密度で比較すると真比重が大きい粉末の成形体は気孔が多くても高い数値となり、成形性の評価ができないので成形体相対密度で評価した。成形体相対密度は本発明の範囲にはないが、成形性の良否を現すパラメータのひとつであり、成形体相対
密度が高いほど成形性が良好と評価される。これらの結果を表２に示す。
図３には、圧縮成形した成形体の相対密度に及ぼす成形時の粉末硬さの影響を示す。
密度が高いほど成形性が良好と評価される。これらの結果を表２に示す。
図３には、圧縮成形した成形体の相対密度に及ぼす成形時の粉末硬さの影響を示す。
これより、成形時の粉末硬さが低いほど成形体相対密度が高く、本発明鋼は本発明の範囲を満足し、トリバロイ合金よりも成形性が良好であることがわかる。一般に、成形体相対密度が95%以下では成形工程が2工程となるが、本発明鋼は成形体相対密度が95.5%であり、１工程を省略することが可能である。
次に、これらの成形体について図１に示す焼結熱処理を行い、硬質粒子部の硬さを測定した。それらの結果を表３に示す。図４には成形時から焼結後における評価粉末の硬さの変化を示す。これより、本発明鋼は焼結後に硬さが上昇していることが確認された。
さらに、バルブシート全体の硬さを評価するために、ロックウェルBスケールで硬さ試験を行った。それらの結果を表３に示す。図５にバルブシート全体の硬さと成形体相対密度との関係を示す。
これより、本発明鋼のほうがトリバロイ合金よりも硬質粒子の硬さが低いにもかかわらず、バルブシート全体の硬さが高いことが確認され、耐摩耗性が良好であると評価された。この現象は、本発明鋼がトリバロイ合金よりも成形性が良好で、成形体相対密度が高いために、緻密に焼結したことによると推定された。この推定を裏付けるためにバルブシートを環の上下から荷重を負荷し、壊れる荷重から強度を求める圧環強度を測定した。それらの結果を表３に示す。図６にバルブシートの圧環強度と成形体相対密度との関係を示す。
これより本発明鋼のほうがトリバロイ合金よりも圧環強度が高く緻密に焼結したことが確認された。従って、本発明鋼は、本発明の課題である成形性と耐摩耗性の改善の両立が可能であり、バルブシートへの適用が最良の形態の一つであることが確認された。
尚、コストについては、現用のCo基粉末よりも安価な鉄基の本発明粉末にて、成形性を改善しながらも、ほぼ同等の耐摩耗性を確保できることも、産業上の大きな利点である。
尚、コストについては、現用のCo基粉末よりも安価な鉄基の本発明粉末にて、成形性を改善しながらも、ほぼ同等の耐摩耗性を確保できることも、産業上の大きな利点である。
以上、内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシートに係わり説明してきたが、本発明はバルブシートに限らず、成形性と耐摩耗性を必要とし、かつ相手材も摩耗させないことを要求される歯車、プーリー、シャフト、軸受け、冶工具などの鉄基焼結合金製品の分野においても産業上の利用ができる。
Claims (4)
- Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷して製造した鉄基焼結合金粉末であって、ビッカース硬さが250HV未満であり、かつ、過飽和固溶体のオーステナイトを有することを特徴とする鉄基焼結合金粉末。
- 焼結後冷却時にマルテンサイトが形成されることを特徴とする請求項１に記載の鉄基焼結合金粉末。
- Cを不可避的な不純物元素として0.1質量%未満に制御し、Si：0.5〜8.5質量%、Ni：10〜25質量%、Mo：5〜20質量%、Co：5〜20質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を急冷することにより粉末硬さはビッカース硬さで250HV未満となるが、焼結中にオーステナイトに過飽和していた合金元素が析出し、硬さの高い析出物となると同時に、冷却時に前記オーステナイトがマルテンサイトとなることを特徴とする鉄基焼結合金粉末。
- 前記鉄基焼結合金粉末が、内燃機関の鉄基焼結合金製バルブシート用粉末である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鉄基焼結合金粉末。
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