JPH0953158A - 硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法 - Google Patents
硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法Info
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- JPH0953158A JPH0953158A JP7207138A JP20713895A JPH0953158A JP H0953158 A JPH0953158 A JP H0953158A JP 7207138 A JP7207138 A JP 7207138A JP 20713895 A JP20713895 A JP 20713895A JP H0953158 A JPH0953158 A JP H0953158A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高温で大きな機械的負荷が加えられるバルブ
シート等の機械材料に適用できる硬質相分散型鉄基焼結
合金の耐摩耗性を改善する。 【構成】 この発明による硬質相分散型鉄基焼結合金
は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５％、モリブデ
ン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）０.５〜５％、
炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避不
純物よりなり、ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍ
ｏ）、クロム（Ｃｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブ
デン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金
属間化合物として鉄基基地中に分散される。クロム（Ｃ
ｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８〜２２％、
コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）０.１〜１.４
％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部鉄（Ｆｅ）を
含む３〜２０％の硬質相粒子が、鉄基基地中に均一に分
散される。硬質相粒子は、分散強化の作用を生ずると共
に、焼結時に硬質相粒子から拡散する合金元素は硬質相
粒子の周囲に高合金相を生じ、耐摩耗性を顕著に改善す
る作用がある。
シート等の機械材料に適用できる硬質相分散型鉄基焼結
合金の耐摩耗性を改善する。 【構成】 この発明による硬質相分散型鉄基焼結合金
は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５％、モリブデ
ン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）０.５〜５％、
炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避不
純物よりなり、ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍ
ｏ）、クロム（Ｃｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブ
デン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金
属間化合物として鉄基基地中に分散される。クロム（Ｃ
ｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８〜２２％、
コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）０.１〜１.４
％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部鉄（Ｆｅ）を
含む３〜２０％の硬質相粒子が、鉄基基地中に均一に分
散される。硬質相粒子は、分散強化の作用を生ずると共
に、焼結時に硬質相粒子から拡散する合金元素は硬質相
粒子の周囲に高合金相を生じ、耐摩耗性を顕著に改善す
る作用がある。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性鉄基焼結合
金、特に、高出力型自動車エンジンのバルブシートの製
造に適する硬質相粒子分散型の鉄基焼結金属及びその製
造方法に関するものである。
金、特に、高出力型自動車エンジンのバルブシートの製
造に適する硬質相粒子分散型の鉄基焼結金属及びその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用エンジンの高出力化及びＬＰ
Ｇ、ＬＮＧ等の公害防止用クリーン燃料の使用に伴い、
エンジンのバルブシートが受ける熱的負荷及び機械的負
荷は増大する傾向にある。
Ｇ、ＬＮＧ等の公害防止用クリーン燃料の使用に伴い、
エンジンのバルブシートが受ける熱的負荷及び機械的負
荷は増大する傾向にある。
【０００３】熱的負荷及び機械的負荷の増大に対応し
て、自動車エンジンのバルブシートは高合金化及び鍛
造、銅溶浸による高強度化が行われる。例えば、熱的負
荷の増大に対し、鉄基焼結金属の原料成分中にクロム
（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、タングステン（Ｗ）を添
加すると、高温強度が増加する効果があり、銅溶浸によ
る熱伝導性の向上も間接的に効果がある。一方、高圧成
形、冷鍛造、粉末鍛造、冷間鍛造、高温焼結等による高
強度化が機械的負荷の増大に対して効果がある。
て、自動車エンジンのバルブシートは高合金化及び鍛
造、銅溶浸による高強度化が行われる。例えば、熱的負
荷の増大に対し、鉄基焼結金属の原料成分中にクロム
（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、タングステン（Ｗ）を添
加すると、高温強度が増加する効果があり、銅溶浸によ
る熱伝導性の向上も間接的に効果がある。一方、高圧成
形、冷鍛造、粉末鍛造、冷間鍛造、高温焼結等による高
強度化が機械的負荷の増大に対して効果がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６４年１５３４
９号公報に示されるように、本発明者らは、鉄（Ｆｅ）
−ニッケル（Ｎｉ）−炭素（Ｃ）系基地に硬質相粒子を
分散して耐摩耗性を向上する鉄基焼結合金を提案してい
る。しかしながら、この鉄基焼結合金でも耐え得ない高
負荷が近年のエンジンに付与され始めている。
９号公報に示されるように、本発明者らは、鉄（Ｆｅ）
−ニッケル（Ｎｉ）−炭素（Ｃ）系基地に硬質相粒子を
分散して耐摩耗性を向上する鉄基焼結合金を提案してい
る。しかしながら、この鉄基焼結合金でも耐え得ない高
負荷が近年のエンジンに付与され始めている。
【０００５】本発明は、高温で大きな機械的負荷が加え
られるバルブシート等の機械材料に適用できる耐摩耗性
の硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法を提供す
ることを目的とする。
られるバルブシート等の機械材料に適用できる耐摩耗性
の硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法を提供す
ることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】この発明による硬質相分
散型鉄基焼結合金は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜
１５％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃ
ｒ）０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆ
ｅ）及び不可避不純物よりなり、ニッケル（Ｎｉ）、モ
リブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）は鉄基基地中に固溶
され、モリブデン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）は微細な
炭化物又は金属間化合物として鉄基基地中に分散され
る。クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）
１８〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素
（Ｃ）０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子は、
鉄基基地中に均一に分散される。
散型鉄基焼結合金は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜
１５％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃ
ｒ）０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆ
ｅ）及び不可避不純物よりなり、ニッケル（Ｎｉ）、モ
リブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）は鉄基基地中に固溶
され、モリブデン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）は微細な
炭化物又は金属間化合物として鉄基基地中に分散され
る。クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）
１８〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素
（Ｃ）０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子は、
鉄基基地中に均一に分散される。
【０００７】この発明の第２の実施例では、クロム（Ｃ
ｒ）２７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２〜２８％、
コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）１.７〜２.３
％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部鉄（Ｆｅ）を
含む３〜２０％の硬質相粒子は、鉄基基地中に均一に分
散される。
ｒ）２７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２〜２８％、
コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）１.７〜２.３
％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部鉄（Ｆｅ）を
含む３〜２０％の硬質相粒子は、鉄基基地中に均一に分
散される。
【０００８】この発明の第３の実施例では、モリブデン
（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１％以下、残
部鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子は、鉄基基
地中に均一に分散される。
（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１％以下、残
部鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子は、鉄基基
地中に均一に分散される。
【０００９】この発明の第４の実施例では、鉄基基地中
に均一に分散される３〜２０％の硬質相粒子は、（1）
クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８
〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）
０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部
鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、（2）クロム（Ｃｒ）２
７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２〜２８％、コバル
ト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケ
イ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬
質相粒子、（3）モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭
素（Ｃ）０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相
粒子からなる３種の硬質相粒子の少なくとも２つを混合
する。
に均一に分散される３〜２０％の硬質相粒子は、（1）
クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８
〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）
０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部
鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、（2）クロム（Ｃｒ）２
７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２〜２８％、コバル
ト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケ
イ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬
質相粒子、（3）モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭
素（Ｃ）０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相
粒子からなる３種の硬質相粒子の少なくとも２つを混合
する。
【００１０】この発明による硬質相分散型鉄基焼結合金
の製造方法は、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を
含む鉄粉に、カルボニルニッケル（Ｎｉ）粉、金属モリ
ブデン（Ｍｏ）粉及び黒鉛粉、モリブデン鉄（ＦｅＭ
ｏ）を配合し、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなる原料粉を作る工程と、（1）
クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８
〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）
０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部
鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、（2）クロム（Ｃｒ）２
７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２〜２８％、コバル
ト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケ
イ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬
質相粒子、（3）モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭
素（Ｃ）０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相
粒子からなる３種の硬質相粒子を単体で又は少なくとも
２つを混合して３〜２０％の硬質相粒子を作り、硬質相
粒子及びステアリン酸亜鉛を添加して混合粉を作る工程
と、得られた混合粉をプレスにて成形し、加熱して脱蝋
を行った後、焼結して冷却し、その後更に焼鈍する工程
とを含む。モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を含む
鉄粉は、粒度１５０〜２００メッシュにピークを持ち、
カルボニルニッケル（Ｎｉ）粉は、３２５メッシュアン
ダーの粒度を有し、モリブデン鉄（ＦｅＭｏ）の粒度分
布は１５０〜２００メッシュにピークを持つ。加熱して
脱鑞を行った後、焼結し９００℃まで炉冷する工程と、
その後、ガス冷却し、更に焼鈍する工程とを含んでもよ
い。
の製造方法は、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を
含む鉄粉に、カルボニルニッケル（Ｎｉ）粉、金属モリ
ブデン（Ｍｏ）粉及び黒鉛粉、モリブデン鉄（ＦｅＭ
ｏ）を配合し、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなる原料粉を作る工程と、（1）
クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８
〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）
０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部
鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、（2）クロム（Ｃｒ）２
７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２〜２８％、コバル
ト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケ
イ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬
質相粒子、（3）モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭
素（Ｃ）０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相
粒子からなる３種の硬質相粒子を単体で又は少なくとも
２つを混合して３〜２０％の硬質相粒子を作り、硬質相
粒子及びステアリン酸亜鉛を添加して混合粉を作る工程
と、得られた混合粉をプレスにて成形し、加熱して脱蝋
を行った後、焼結して冷却し、その後更に焼鈍する工程
とを含む。モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を含む
鉄粉は、粒度１５０〜２００メッシュにピークを持ち、
カルボニルニッケル（Ｎｉ）粉は、３２５メッシュアン
ダーの粒度を有し、モリブデン鉄（ＦｅＭｏ）の粒度分
布は１５０〜２００メッシュにピークを持つ。加熱して
脱鑞を行った後、焼結し９００℃まで炉冷する工程と、
その後、ガス冷却し、更に焼鈍する工程とを含んでもよ
い。
【００１１】鉄（Ｆｅ）にニッケル（Ｎｉ）３〜１５重
量％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２.０％、その他不可
避不純物よりなるこの発明による硬質相分散型鉄基焼結
合金では、ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、ク
ロム（Ｃｒ）は高濃度に配合されるため、鉄基基地中に
固溶され、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）は微細
な炭化物、金属間化合物の形で分散される。例えば、フ
ェライトとセメンタイト（炭化物）を主とする鋼の標準
組織では、ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、ク
ロム（Ｃｒ）はフェライト又はセメンタイト中に固溶
し、炭化物を作りセメンタイトと結びつき、非金属介在
物又は金属間化合物を作り又は単独で組織の中に存在す
る。
量％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２.０％、その他不可
避不純物よりなるこの発明による硬質相分散型鉄基焼結
合金では、ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、ク
ロム（Ｃｒ）は高濃度に配合されるため、鉄基基地中に
固溶され、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）は微細
な炭化物、金属間化合物の形で分散される。例えば、フ
ェライトとセメンタイト（炭化物）を主とする鋼の標準
組織では、ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、ク
ロム（Ｃｒ）はフェライト又はセメンタイト中に固溶
し、炭化物を作りセメンタイトと結びつき、非金属介在
物又は金属間化合物を作り又は単独で組織の中に存在す
る。
【００１２】この鉄基基地中に均一に分散される３〜２
０％の硬質相粒子は、下記（1）〜（3）の１つが単独で
使用されるか又は下記（1）〜（3）からなる３種の硬質
相粒子の少なくとも２つを混合して使用される。
０％の硬質相粒子は、下記（1）〜（3）の１つが単独で
使用されるか又は下記（1）〜（3）からなる３種の硬質
相粒子の少なくとも２つを混合して使用される。
【００１３】（1） クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モ
リブデン（Ｍｏ）１８〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜
１２％、炭素（Ｃ）０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）
０.８〜１.３％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、
（2） クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステン
（Ｗ）２２〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭
素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、（3） モリブ
デン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１％以
下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子。
リブデン（Ｍｏ）１８〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜
１２％、炭素（Ｃ）０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）
０.８〜１.３％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、
（2） クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステン
（Ｗ）２２〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭
素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、（3） モリブ
デン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１％以
下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子。
【００１４】ニッケル（Ｎｉ）の添加量は３〜１５％が
望ましい。ニッケル（Ｎｉ）の添加量が３％に満たない
と、耐摩耗性の改善効果が充分でなく、また、１５％を
超えると、オーステナイトとマルテンサイトを生じて加
工が困難になると共に、線膨張係数が増加しエンジン内
で脱落し易くなるため好ましくない。従って、ニッケル
（Ｎｉ）は、３〜１５％であることが必要である。
望ましい。ニッケル（Ｎｉ）の添加量が３％に満たない
と、耐摩耗性の改善効果が充分でなく、また、１５％を
超えると、オーステナイトとマルテンサイトを生じて加
工が困難になると共に、線膨張係数が増加しエンジン内
で脱落し易くなるため好ましくない。従って、ニッケル
（Ｎｉ）は、３〜１５％であることが必要である。
【００１５】モリブデン（Ｍｏ）の添加量は３〜１５％
が望ましい。モリブデン（Ｍｏ）の添加量が３％に満た
ないと、耐摩耗性の改善効果が不充分となり、１５％を
超えると、炭化物の生成量が多くなる。このため、成形
及び加工が困難となりかつ脆くなるので、好ましくな
い。
が望ましい。モリブデン（Ｍｏ）の添加量が３％に満た
ないと、耐摩耗性の改善効果が不充分となり、１５％を
超えると、炭化物の生成量が多くなる。このため、成形
及び加工が困難となりかつ脆くなるので、好ましくな
い。
【００１６】クロム（Ｃｒ）の添加量は０.５〜５％が
望ましく、０.５％に満たないと、耐熱・耐酸化性の改
善効果が不充分となる。また、５％を超えると、生成す
る炭化物量が増加して加工及び成形が困難となりかつ脆
くなり、好ましくない。他面、鉄基基地中にクロム（Ｃ
ｒ）を均一に固溶又は分散させるため、モリブデン（Ｍ
ｏ）とクロム（Ｃｒ）を含む鉄（Ｆｅ）−モリブデン
（Ｍｏ）−クロム（Ｃｒ）系又は鉄（Ｆｅ）−モリブデ
ン（Ｍｏ）−クロム（Ｃｒ）−ニッケル（Ｎｉ）系の粉
末を使用する必要がある。しかしながら、モリブデン
（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）を鉄粉中
に高濃度に配合すると、硬くなって成形性が著しく低下
するため、ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）の
一部を３２５メッシュアンダーの微細な純金属粉末とし
て添加するとよい。しかし、クロム（Ｃｒ）について
は、金属クロム（Ｃｒ）のままクロム（Ｃｒ）を添加す
ると、炭素（Ｃ）と反応して硬い炭化物を生成し、しか
も鉄基基地との密着性（ぬれ性）が悪いため、相手攻撃
性が増す難点があるので、予め主原料の鉄粉中にクロム
（Ｃｒ）を固溶させることが好ましい。
望ましく、０.５％に満たないと、耐熱・耐酸化性の改
善効果が不充分となる。また、５％を超えると、生成す
る炭化物量が増加して加工及び成形が困難となりかつ脆
くなり、好ましくない。他面、鉄基基地中にクロム（Ｃ
ｒ）を均一に固溶又は分散させるため、モリブデン（Ｍ
ｏ）とクロム（Ｃｒ）を含む鉄（Ｆｅ）−モリブデン
（Ｍｏ）−クロム（Ｃｒ）系又は鉄（Ｆｅ）−モリブデ
ン（Ｍｏ）−クロム（Ｃｒ）−ニッケル（Ｎｉ）系の粉
末を使用する必要がある。しかしながら、モリブデン
（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）を鉄粉中
に高濃度に配合すると、硬くなって成形性が著しく低下
するため、ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）の
一部を３２５メッシュアンダーの微細な純金属粉末とし
て添加するとよい。しかし、クロム（Ｃｒ）について
は、金属クロム（Ｃｒ）のままクロム（Ｃｒ）を添加す
ると、炭素（Ｃ）と反応して硬い炭化物を生成し、しか
も鉄基基地との密着性（ぬれ性）が悪いため、相手攻撃
性が増す難点があるので、予め主原料の鉄粉中にクロム
（Ｃｒ）を固溶させることが好ましい。
【００１７】炭素（Ｃ）は０.５〜２％が望ましく、０.
５％より少ないと、フェライト（α固溶体）を生じて耐
摩耗性が低下する。また、２％より多いと、マルテンサ
イト及び炭化物が過剰に生じ加工が困難となりかつ脆く
なり好ましくない。いずれにしても、炭素（Ｃ）の含有
量は、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン
（Ｍｏ）の各量、硬質相の種類及び量によりフェライ
ト、マルテンサイト、炭化物を生じない範囲として相対
的に決定する。
５％より少ないと、フェライト（α固溶体）を生じて耐
摩耗性が低下する。また、２％より多いと、マルテンサ
イト及び炭化物が過剰に生じ加工が困難となりかつ脆く
なり好ましくない。いずれにしても、炭素（Ｃ）の含有
量は、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン
（Ｍｏ）の各量、硬質相の種類及び量によりフェライ
ト、マルテンサイト、炭化物を生じない範囲として相対
的に決定する。
【００１８】使用する硬質相粒子は、クロム（Ｃｒ）５
０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８〜２２％、コバル
ト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）０.１〜１.４％、珪
素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部鉄及び不可避不純物か
らなるクロム・モリブデン・コバルト（Ｃｒ・Ｍｏ・Ｃ
ｏ）系合金、クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステ
ン（Ｗ）２２〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、
炭素（Ｃ）１.７〜２.３％、珪素（Ｓｉ）１.０〜２.０
％、残部鉄及び不可避不純物からなるクロム・タングス
テン・コバルト（Ｃｒ・Ｗ・Ｃｏ）系合金、モリブデン
（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１％以下、残
部鉄及び不可避不純物からなるモリブデン・鉄（Ｍｏ・
Ｆｅ）系合金の一種又は二種以上を単独で又は複合で使
用する。
０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８〜２２％、コバル
ト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）０.１〜１.４％、珪
素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部鉄及び不可避不純物か
らなるクロム・モリブデン・コバルト（Ｃｒ・Ｍｏ・Ｃ
ｏ）系合金、クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステ
ン（Ｗ）２２〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、
炭素（Ｃ）１.７〜２.３％、珪素（Ｓｉ）１.０〜２.０
％、残部鉄及び不可避不純物からなるクロム・タングス
テン・コバルト（Ｃｒ・Ｗ・Ｃｏ）系合金、モリブデン
（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１％以下、残
部鉄及び不可避不純物からなるモリブデン・鉄（Ｍｏ・
Ｆｅ）系合金の一種又は二種以上を単独で又は複合で使
用する。
【００１９】硬質相粒子は、分散強化の作用を生ずると
共に、焼結時に硬質相粒子から拡散する合金元素は硬質
相粒子の周囲に高合金相を生じ、耐摩耗性を顕著に改善
する作用がある。硬質相粒子の添加量は、３〜２０％が
よく、３％に満たないと、耐摩耗性の改善効果が不十分
となる。また、２０％を越えると、硬質相の添加量に見
合う耐摩耗性の改善効果が得られず、コスト高になると
共に材質が硬く脆くなるため、強度及び加工性の面で問
題が生じる。また硬質相粒子の添加量の増加に伴って相
手バルブを摩耗させる傾向が大きくなり、総合的観点か
ら好ましくない。
共に、焼結時に硬質相粒子から拡散する合金元素は硬質
相粒子の周囲に高合金相を生じ、耐摩耗性を顕著に改善
する作用がある。硬質相粒子の添加量は、３〜２０％が
よく、３％に満たないと、耐摩耗性の改善効果が不十分
となる。また、２０％を越えると、硬質相の添加量に見
合う耐摩耗性の改善効果が得られず、コスト高になると
共に材質が硬く脆くなるため、強度及び加工性の面で問
題が生じる。また硬質相粒子の添加量の増加に伴って相
手バルブを摩耗させる傾向が大きくなり、総合的観点か
ら好ましくない。
【００２０】この発明は特開昭６４−１５３４９号の発
明に比較して、鉄基基地中にクロム（Ｃｒ）を加えて、
鉄基基地中でモリブデン（Ｍｏ）と共にクロム（Ｃｒ）
を合金化することにより、耐熱性及び耐酸化性を高め、
更に高温焼結を行って強度を増加し、耐摩耗性を向上す
ることができる。
明に比較して、鉄基基地中にクロム（Ｃｒ）を加えて、
鉄基基地中でモリブデン（Ｍｏ）と共にクロム（Ｃｒ）
を合金化することにより、耐熱性及び耐酸化性を高め、
更に高温焼結を行って強度を増加し、耐摩耗性を向上す
ることができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】以下、この発明による硬質相分散
型鉄基焼結合金及びその製造方法の実施の形態について
説明する。
型鉄基焼結合金及びその製造方法の実施の形態について
説明する。
【００２２】粒度１５０〜２００メッシュにピークを持
つ４％モリブデン（Ｍｏ）、１％クロム（Ｃｒ）を含む
鉄粉に、３２５メッシュアンダーのカルボニルニッケル
（Ｎｉ）粉、金属モリブデン（Ｍｏ）粉及び黒鉛粉、粒
度分布が１５０〜２００メッシュにピークを持つモリブ
デン鉄（ＦｅＭｏ）を配合した。混合比は、重量比でカ
ルボニルニッケル７％、金属モリブデン（Ｍｏ）粉２
％、黒鉛粉０.８％、モリブデン鉄（ＦｅＭｏ）１０％
であった。次に、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）、硬質相粒子の各量及び種類を変えて硬質相粒子を
添加し、金型成形の際に良好な離型性を得るために潤滑
剤としてステアリン酸亜鉛を０.５％加えた混合粉を作
った。続いて、得られた混合粉を１平方センチメートル
当たり７トンの圧力でプレスにて成形し、６５０℃で１
時間加熱して脱蝋を行った後、１２３０℃で１時間焼結
し９００℃まで炉冷した。その後、９００℃よりガス冷
却焼入れし、更に６５０℃で焼鈍して表１に示す番号の
テストピース７〜９を作成した。
つ４％モリブデン（Ｍｏ）、１％クロム（Ｃｒ）を含む
鉄粉に、３２５メッシュアンダーのカルボニルニッケル
（Ｎｉ）粉、金属モリブデン（Ｍｏ）粉及び黒鉛粉、粒
度分布が１５０〜２００メッシュにピークを持つモリブ
デン鉄（ＦｅＭｏ）を配合した。混合比は、重量比でカ
ルボニルニッケル７％、金属モリブデン（Ｍｏ）粉２
％、黒鉛粉０.８％、モリブデン鉄（ＦｅＭｏ）１０％
であった。次に、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）、硬質相粒子の各量及び種類を変えて硬質相粒子を
添加し、金型成形の際に良好な離型性を得るために潤滑
剤としてステアリン酸亜鉛を０.５％加えた混合粉を作
った。続いて、得られた混合粉を１平方センチメートル
当たり７トンの圧力でプレスにて成形し、６５０℃で１
時間加熱して脱蝋を行った後、１２３０℃で１時間焼結
し９００℃まで炉冷した。その後、９００℃よりガス冷
却焼入れし、更に６５０℃で焼鈍して表１に示す番号の
テストピース７〜９を作成した。
【００２３】同様に、Ｆｅ−Ｘ％Ｍｏ−Ｙ％Ｃｒ−０.
４％Ｃ合金鉄粉に１％のステアリン酸亜鉛を潤滑材とし
て加え、炭素（Ｃ）を上記組成（０.５〜２.０％）範囲
で添加した。次に、１平方センチメートル当たり６.５
トンの圧力で成形し、真空雰囲気中で６５０℃１時間加
熱して潤滑材を蒸発除去し、その後、１１２０℃で１時
間焼結を行った。続いて、各成分に適する温度で熱処理
を行い、ロックウェルＢスケールでＨＲＢ＝９０〜１１
０に硬さを調整した後、加工によりバルブシートの試験
片を作成した。
４％Ｃ合金鉄粉に１％のステアリン酸亜鉛を潤滑材とし
て加え、炭素（Ｃ）を上記組成（０.５〜２.０％）範囲
で添加した。次に、１平方センチメートル当たり６.５
トンの圧力で成形し、真空雰囲気中で６５０℃１時間加
熱して潤滑材を蒸発除去し、その後、１１２０℃で１時
間焼結を行った。続いて、各成分に適する温度で熱処理
を行い、ロックウェルＢスケールでＨＲＢ＝９０〜１１
０に硬さを調整した後、加工によりバルブシートの試験
片を作成した。
【００２４】従来使われている同形状の焼結バルブシー
ト材のテストピース１〜６を比較品として作り、所定の
寸法に加工したテストピースの摩耗摩擦試験を単体で行
い、バルブシート材としての適正を評価した。排気バル
ブシートの使用条件を想定し、次の条件で測定を行っ
た。バルブ材料：ＳＵＨ−３６、回転数：３０００ｒｐ
ｍ、試験時間：５時間、温度条件の水準２：バルブ傘表
４５０℃、バルブシート２００℃であった。
ト材のテストピース１〜６を比較品として作り、所定の
寸法に加工したテストピースの摩耗摩擦試験を単体で行
い、バルブシート材としての適正を評価した。排気バル
ブシートの使用条件を想定し、次の条件で測定を行っ
た。バルブ材料：ＳＵＨ−３６、回転数：３０００ｒｐ
ｍ、試験時間：５時間、温度条件の水準２：バルブ傘表
４５０℃、バルブシート２００℃であった。
【００２５】図１に示す叩き摩耗試験機に試験片を装着
し、試験前後でのバルブのクリアランス変化を測定して
耐摩耗性の評価を行った。バルブクリアランス変化はタ
ペットとカムのクリアランスの増減である。図１に示す
ように、バルブガイド２により支持されたバルブ１の上
端をバルブシート挿入体３に当接させ、上方からバルブ
１に向かってガスバーナ４により火炎を放出する。バル
ブシート挿入体３の外側には冷却用圧縮空気７が供給さ
れる。バルブ１はバルブスプリング５により常時カムシ
ャフト６側に押圧され、カムシャフト６の回転により上
下に振動する。
し、試験前後でのバルブのクリアランス変化を測定して
耐摩耗性の評価を行った。バルブクリアランス変化はタ
ペットとカムのクリアランスの増減である。図１に示す
ように、バルブガイド２により支持されたバルブ１の上
端をバルブシート挿入体３に当接させ、上方からバルブ
１に向かってガスバーナ４により火炎を放出する。バル
ブシート挿入体３の外側には冷却用圧縮空気７が供給さ
れる。バルブ１はバルブスプリング５により常時カムシ
ャフト６側に押圧され、カムシャフト６の回転により上
下に振動する。
【００２６】表１に示すように、本発明によるバルブシ
ートは、従来のバルブシートに比べて高温域での耐摩耗
性が向上していることが明らかである。表１では、硬質
相粒子は鉄（Ｆｅ）−６３％モリブデン（Ｍｏ）であ
る。叩き摩耗試験機のモリブデン（Ｍｏ）を単独で含む
ものでは低温側での摩耗は少ないが、高温側での摩耗が
多く、また、クロム（Ｃｒ）を単独で含むテストピース
は、逆に、低温側での摩耗は多いが、高温側での摩耗が
少ない。
ートは、従来のバルブシートに比べて高温域での耐摩耗
性が向上していることが明らかである。表１では、硬質
相粒子は鉄（Ｆｅ）−６３％モリブデン（Ｍｏ）であ
る。叩き摩耗試験機のモリブデン（Ｍｏ）を単独で含む
ものでは低温側での摩耗は少ないが、高温側での摩耗が
多く、また、クロム（Ｃｒ）を単独で含むテストピース
は、逆に、低温側での摩耗は多いが、高温側での摩耗が
少ない。
【００２７】モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を合
金化させた鉄粉に炭素（Ｃ）を添加し、密度を７.０ｇ
／ｃｍ3に調整して直径１５ｍｍ、高さ５０ｍｍの丸棒
を成形し、１１２０℃で１時間焼結した後、窒素ガスで
冷却してテストピースを作成した。この試料を８００℃
で１５時間大気中加熱し、試料の酸化による重量増を測
定した。表２では、クロム（Ｃｒ）量の増加により、耐
酸化性が良くなることが解る。表２では、原料粉組成
は、鉄（Ｆｅ）−５％モリブデン（Ｍｏ）−Ｘ％クロム
（Ｃｒ）−０.４％炭素（Ｃ）である。
金化させた鉄粉に炭素（Ｃ）を添加し、密度を７.０ｇ
／ｃｍ3に調整して直径１５ｍｍ、高さ５０ｍｍの丸棒
を成形し、１１２０℃で１時間焼結した後、窒素ガスで
冷却してテストピースを作成した。この試料を８００℃
で１５時間大気中加熱し、試料の酸化による重量増を測
定した。表２では、クロム（Ｃｒ）量の増加により、耐
酸化性が良くなることが解る。表２では、原料粉組成
は、鉄（Ｆｅ）−５％モリブデン（Ｍｏ）−Ｘ％クロム
（Ｃｒ）−０.４％炭素（Ｃ）である。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】モリブデン（Ｍｏ）とクロム（Ｃｒ）を合
金化させた鉄粉に潤滑材としてステアリン酸亜鉛を１％
加え、１平方センチメートル当たり６.５トンの圧力で
成形し、成形体の密度を測定した。クロム（Ｃｒ）とモ
リブデン（Ｍｏ）の量が増加すると、成形密度が低下
し、所定の密度を得るには成形圧力を高くする必要があ
り、成形性が悪化することが解る。表３の原料粉組成
は、鉄（Ｆｅ）−５％モリブデン（Ｍｏ）−Ｘ％クロム
（Ｃｒ）−０.４％炭素（Ｃ）である。
金化させた鉄粉に潤滑材としてステアリン酸亜鉛を１％
加え、１平方センチメートル当たり６.５トンの圧力で
成形し、成形体の密度を測定した。クロム（Ｃｒ）とモ
リブデン（Ｍｏ）の量が増加すると、成形密度が低下
し、所定の密度を得るには成形圧力を高くする必要があ
り、成形性が悪化することが解る。表３の原料粉組成
は、鉄（Ｆｅ）−５％モリブデン（Ｍｏ）−Ｘ％クロム
（Ｃｒ）−０.４％炭素（Ｃ）である。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】試験の温度条件は前記水準２で行った。硬
質相粒子を添加すると摩耗は低減するが、硬質相粒子の
添加量がある程度を越えると、摩耗が増大するため、適
正量範囲は３〜２０％となる。硬質相粒子はクロム（Ｃ
ｒ）−タングステン（Ｗ）−コバルト（Ｃｏ）である。
質相粒子を添加すると摩耗は低減するが、硬質相粒子の
添加量がある程度を越えると、摩耗が増大するため、適
正量範囲は３〜２０％となる。硬質相粒子はクロム（Ｃ
ｒ）−タングステン（Ｗ）−コバルト（Ｃｏ）である。
【００３４】本実施例では、表１の硬質相粒子：鉄（Ｆ
ｅ）−６３％モリブデン（Ｍｏ）と表４の硬質相粒子：
クロム（Ｃｒ）−タングステン（Ｗ）−コバルト（Ｃ
ｏ）を示した。また、本発明者はクロム・モリブデン・
コバルト（Ｃｒ・Ｍｏ・Ｃｏ）系合金、クロム・タング
ステン・コバルト（Ｃｒ・Ｗ・Ｃｏ）系合金及びモリブ
デン・鉄（Ｍｏ・Ｆｅ）系合金の３種の硬質相粒子の３
〜２０％の全組成範囲及びニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％の全組成範囲につ
いて試験を行ったが、従来に比べて良好な耐摩耗性のあ
る硬質相分散型鉄基焼結合金を得ることができることが
判明した。
ｅ）−６３％モリブデン（Ｍｏ）と表４の硬質相粒子：
クロム（Ｃｒ）−タングステン（Ｗ）−コバルト（Ｃ
ｏ）を示した。また、本発明者はクロム・モリブデン・
コバルト（Ｃｒ・Ｍｏ・Ｃｏ）系合金、クロム・タング
ステン・コバルト（Ｃｒ・Ｗ・Ｃｏ）系合金及びモリブ
デン・鉄（Ｍｏ・Ｆｅ）系合金の３種の硬質相粒子の３
〜２０％の全組成範囲及びニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％の全組成範囲につ
いて試験を行ったが、従来に比べて良好な耐摩耗性のあ
る硬質相分散型鉄基焼結合金を得ることができることが
判明した。
【００３５】前記の例では、加熱して脱鑞を行った後、
焼結し９００℃まで炉冷し、その後、ガス冷却し、更に
焼鈍する例を示したが、焼結後に水焼入れを含む通常の
鋼材と同様に焼入れ及び焼戻しを行っても同様の効果が
得られることはいうまでもない。
焼結し９００℃まで炉冷し、その後、ガス冷却し、更に
焼鈍する例を示したが、焼結後に水焼入れを含む通常の
鋼材と同様に焼入れ及び焼戻しを行っても同様の効果が
得られることはいうまでもない。
【００３６】
【発明の効果】前記のように、この発明では、高温高負
荷で使用しても耐摩耗性の高い硬質相分散型鉄基焼結合
金を得ることができ、製品の信頼性を向上することがで
きる。
荷で使用しても耐摩耗性の高い硬質相分散型鉄基焼結合
金を得ることができ、製品の信頼性を向上することがで
きる。
【図１】 叩き摩耗試験機の断面図
１・・バルブ、 ２・・バルブガイド、 ３・・バルブ
シート挿入体、 ４・・ガスバーナ、 ５・・バルブス
プリング、 ６・・カムシャフト、 ７・・冷却用圧縮
空気、
シート挿入体、 ４・・ガスバーナ、 ５・・バルブス
プリング、 ６・・カムシャフト、 ７・・冷却用圧縮
空気、
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年１月２５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２８】
【表１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 真木 邦雄 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 藤木 章 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなり、 ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブデン（Ｍｏ）及び
クロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金属間化合物として
鉄基基地中に分散され、 クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍｏ）１８
〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）
０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３％、残部
鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子が、鉄基基地
中に均一に分散されることを特徴とする硬質相分散型鉄
基焼結合金。 - 【請求項２】 重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなり、 ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブデン（Ｍｏ）及び
クロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金属間化合物として
鉄基基地中に分散され、 クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステン（Ｗ）２２
〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素（Ｃ）
１.７〜２.３％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０％、残部
鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子が、鉄基基地
中に均一に分散されることを特徴とする硬質相分散型鉄
基焼結合金。 - 【請求項３】 重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなり、 ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブデン（Ｍｏ）及び
クロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金属間化合物として
鉄基基地中に分散され、 モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）０.０１
％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む３〜２０％の硬質相粒子
が、鉄基基地中に均一に分散されることを特徴とする硬
質相分散型鉄基焼結合金。 - 【請求項４】 重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなり、 ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブデン（Ｍｏ）及び
クロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金属間化合物として
鉄基基地中に分散され、 鉄基基地中に均一に分散される３〜２０％の硬質相粒子
は、 （1） クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍ
ｏ）１８〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素
（Ｃ）０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子 （2） クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステン
（Ｗ）２２〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭
素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子 （3） モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）
０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子 からなる３種の硬質相粒子の少なくとも２つを混合した
ことを特徴とする硬質相分散型鉄基焼結合金。 - 【請求項５】 モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を
含む鉄粉に、カルボニルニッケル（Ｎｉ）粉、金属モリ
ブデン（Ｍｏ）粉及び黒鉛粉、モリブデン鉄（ＦｅＭ
ｏ）を配合し、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）３〜１５
％、モリブデン（Ｍｏ）３〜１５％、クロム（Ｃｒ）
０.５〜５％、炭素（Ｃ）０.５〜２％、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物よりなる原料粉を作る工程と、 （1） クロム（Ｃｒ）５０〜５７％、モリブデン（Ｍ
ｏ）１８〜２２％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭素
（Ｃ）０.１〜１.４％、ケイ素（Ｓｉ）０.８〜１.３
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、 （2） クロム（Ｃｒ）２７〜３３％、タングステン
（Ｗ）２２〜２８％、コバルト（Ｃｏ）８〜１２％、炭
素（Ｃ）１.７〜２.３％、ケイ素（Ｓｉ）１.０〜２.０
％、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子、 （3） モリブデン（Ｍｏ）６０〜７０％、炭素（Ｃ）
０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）を含む硬質相粒子から
なる３種の硬質相粒子を単体で又は少なくとも２つを混
合して３〜２０％の硬質相粒子を作り、硬質相粒子及び
ステアリン酸亜鉛を添加して混合粉を作る工程と、 得られた混合粉をプレスにて成形し、加熱して脱蝋を行
った後、焼結しかつ冷却する工程と、 その後、更に焼鈍する工程とを含み、 ニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃ
ｒ）は鉄基基地中に固溶され、モリブデン（Ｍｏ）及び
クロム（Ｃｒ）は微細な炭化物又は金属間化合物として
鉄基基地中に分散され、硬質相粒子は、鉄基基地中に均
一に分散されることを特徴とする硬質相分散型鉄基焼結
合金の製造方法。 - 【請求項６】 モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）を
含む鉄粉は、粒度１５０〜２００メッシュにピークを持
ち、カルボニルニッケル（Ｎｉ）粉は、３２５メッシュ
アンダーの粒度を有し、モリブデン鉄（ＦｅＭｏ）の粒
度分布は１５０〜２００メッシュにピークを持つ請求項
５に記載の硬質相分散型鉄基焼結合金の製造方法。 - 【請求項７】 加熱して脱蝋を行った後、焼結し９００
℃まで炉冷する工程と、その後、ガス冷却し、更に焼鈍
する工程とを含む請求項５に記載の硬質相分散型鉄基焼
結合金の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7207138A JP2765811B2 (ja) | 1995-08-14 | 1995-08-14 | 硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法 |
| US08/787,232 US5859376A (en) | 1995-08-14 | 1997-01-22 | Iron base sintered alloy with hard particle dispersion and method for producing same |
| GB9701651A GB2321467B (en) | 1995-08-14 | 1997-01-28 | Iron based sintered alloy with hard particle dispersion and method for producing same |
| DE19705527A DE19705527B4 (de) | 1995-08-14 | 1997-02-13 | Gesinterte Legierung auf Eisenbasis mit Hartpartikeldispersion und Verfahren zu deren Herstellung |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7207138A JP2765811B2 (ja) | 1995-08-14 | 1995-08-14 | 硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法 |
| US08/787,232 US5859376A (en) | 1995-08-14 | 1997-01-22 | Iron base sintered alloy with hard particle dispersion and method for producing same |
| GB9701651A GB2321467B (en) | 1995-08-14 | 1997-01-28 | Iron based sintered alloy with hard particle dispersion and method for producing same |
| DE19705527A DE19705527B4 (de) | 1995-08-14 | 1997-02-13 | Gesinterte Legierung auf Eisenbasis mit Hartpartikeldispersion und Verfahren zu deren Herstellung |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0953158A true JPH0953158A (ja) | 1997-02-25 |
| JP2765811B2 JP2765811B2 (ja) | 1998-06-18 |
Family
ID=27438549
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7207138A Expired - Fee Related JP2765811B2 (ja) | 1995-08-14 | 1995-08-14 | 硬質相分散型鉄基焼結合金及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5859376A (ja) |
| JP (1) | JP2765811B2 (ja) |
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