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WO2009122985A1 - バルブシート用鉄基焼結合金及び内燃機関用バルブシート - Google Patents

バルブシート用鉄基焼結合金及び内燃機関用バルブシート Download PDF

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WO2009122985A1
WO2009122985A1 PCT/JP2009/055982 JP2009055982W WO2009122985A1 WO 2009122985 A1 WO2009122985 A1 WO 2009122985A1 JP 2009055982 W JP2009055982 W JP 2009055982W WO 2009122985 A1 WO2009122985 A1 WO 2009122985A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hard particles
iron
sintered alloy
based sintered
alloy material
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2009/055982
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
賢一 佐藤
公志 大重
剛士 羽生
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Piston Ring Co Ltd
Original Assignee
Nippon Piston Ring Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Piston Ring Co Ltd filed Critical Nippon Piston Ring Co Ltd
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Priority to BR122018008921-0A priority patent/BR122018008921B1/pt
Priority to JP2009514572A priority patent/JP5484899B2/ja
Priority to US12/935,408 priority patent/US8733313B2/en
Priority to DE112009000775.9T priority patent/DE112009000775B4/de
Priority to BRPI0910437-2A priority patent/BRPI0910437B1/pt
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Ceased legal-status Critical Current

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    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L3/00—Lift-valve, i.e. cut-off apparatus with closure members having at least a component of their opening and closing motion perpendicular to the closing faces; Parts or accessories thereof
    • F01L3/02—Selecting particular materials for valve-members or valve-seats; Valve-members or valve-seats composed of two or more materials
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
    • C22C33/0285—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with Cr, Co, or Ni having a minimum content higher than 5%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L2301/00—Using particular materials

Definitions

  • the present invention relates to an iron-based sintered alloy material suitable as a valve seat for an internal combustion engine, and more particularly to improvement of mechanical strength and formability of the iron-based sintered alloy material.
  • the valve seat is a part that becomes a valve seat of the intake valve and the exhaust valve, and is a part necessary for keeping the airtightness of the combustion chamber in contact with the valve (valve).
  • the main functions of the valve seat are as follows: (1) Airtight holding function for preventing compressed gas and combustion gas from leaking to the manifold, (2) Heat conduction function for releasing the valve heat to the cylinder head side, (3) A wear-resistant function that withstands the collision of the valve when the valve is seated and does not easily wear even in a high heat and high load environment.
  • the required characteristics of the valve seat include (1) less aggressiveness to the valve, (2) reasonable price, and (3) easy cutting during processing. Therefore, an iron-based sintered alloy material is applied to the valve seat for an internal combustion engine so as to satisfy the functions and characteristics described above.
  • the iron-based sintered alloy material is obtained by pressure-molding a metal powder with a mold or the like, heating it at a temperature below the melting point, and then subjecting it to a heat treatment if necessary.
  • This iron-based sintered alloy material is mixed in order to improve the wear resistance of the sintered alloy while containing an appropriate amount of carbon, copper, nickel, etc. in addition to iron as a main component.
  • Advantages such as improving mechanical properties, wear resistance, heat resistance, etc. due to the elements to be performed, (2) improving the machinability of products, (3) reducing costs by improving productivity, and the like can be obtained.
  • valve seat is no exception, and a valve seat for an internal combustion engine having further superior characteristics compared to the mechanical characteristics of a conventional valve seat for an internal combustion engine has been desired.
  • Patent Document 1 discloses that the iron base phase has a first hard particle which is a cobalt-based intermetallic compound particle having a particle size of 10 ⁇ m to 150 ⁇ m and a hardness of 500 HV0.1 or more and less than 800 HV0.1.
  • the second hard particles which are cobalt-based intermetallic compound particles having a particle size of 10 to 20 area%, a particle size of 10 ⁇ m to 150 ⁇ m, and a hardness of 800 HV0.1 or more and less than 1100 HV0.1 in area ratio.
  • a valve seat that is excellent in wear resistance and reduces the aggressiveness against the counterpart valve by dispersing 15-35 area% and 25-55 area% in the total area ratio occupied by both. ing.
  • Patent Document 1 as hard particles dispersed and contained in an iron matrix phase, “cobalt-based intermetallic compound particles with less partner attack and particle size of 10 ⁇ m to 150 ⁇ m” and “hard and wear-resistant” A combination of two types of hard particles is disclosed as “cobalt-based intermetallic compound particles having excellent properties and a particle size of 10 ⁇ m to 150 ⁇ m”.
  • the iron-based sintered alloy disclosed in Patent Document 1 is used as a valve seat, there is an effect of achieving both improvement in wear resistance of the valve seat itself and reduction in opponent attack.
  • the present invention described below has been made in view of such problems of the prior art, and at the same time increasing the amount of hard particles added to improve the wear resistance of a valve seat for an internal combustion engine.
  • the purpose is to provide a product with excellent total balance of mechanical strength and machinability.
  • the present inventors pay attention to the particle size distribution and hardness of the two types of hard particles dispersed and contained in the structure of the iron-based sintered alloy material for valve seats.
  • the effect on the function and characteristics of the valve seat by the difference of the peak top position of the particle size distribution curve was studied.
  • the present inventors have conceived that the above-mentioned problems can be achieved by determining the difference between the particle size peak tops and the hard particle content and hardness difference in the particle size distribution curves of the two types of hard particles.
  • the iron-based sintered alloy material for valve seat according to the present invention is an iron-based sintered bond in which two types of hard particles, ie, first hard particles and second hard particles, are dispersed in the structure of the iron-based sintered alloy.
  • first hard particles and second hard particles are dispersed in the structure of the iron-based sintered alloy.
  • It is an iron-based sintered alloy material.
  • Condition 1 Hard particles having an average primary particle diameter of 5 ⁇ m to 20 ⁇ m are used as the first hard particles.
  • Condition 2 Hard particles having an average primary particle diameter of 20 ⁇ m to 150 ⁇ m are used as the second hard particles.
  • Condition 3 Mixed hard particles obtained by mixing two types of hard particles of the first hard particles and the second hard particles are N particles in the particle size distribution curve when measured by laser diffraction scattering analysis ( N ⁇ 2), and when the particle diameters D T1 to D TN correspond to the peak top position, the difference between the adjacent D Tn ⁇ 1 and D Tn (
  • Condition 4 In the structure of the iron-based sintered alloy, the total area ratio occupied by both the first hard particles and the second hard particles constituting the mixed particles is 10 area% to 60 area%.
  • the first hard particles and the second hard particles are preferably hard particles having a Vickers hardness in the range of 650HV0.1 to 1100HV0.1. .
  • the first hard particles and the second hard particles include the following cobalt-based intermetallic compound composition 1, cobalt-based intermetallic compound composition 2, and iron-based intermetallic materials. It is preferable to have any composition of the compound composition.
  • the iron-based sintered alloy material for a valve seat according to the present invention has two kinds of structures of the iron-based sintered alloy material selected from carbon, silicon, chromium, molybdenum, cobalt, nickel, copper, tungsten, and vanadium.
  • the above alloy elements are preferably contained in the range of 13.0 wt% to 90.0 wt%.
  • the structure of the iron-based sintered alloy material has an area ratio of 100% by area occupied by the first hard particles, the second hard particles, and the matrix phase
  • the solid lubricant powder that is sulfide or fluoride is preferably contained in the range of 0.2 area% to 5.0 area%.
  • the valve seat for an internal combustion engine is characterized by being manufactured using the above-described iron-based sintered alloy material for a valve seat.
  • the iron-based sintered alloy material can be applied to various other machine parts, bearing parts, electrical contact parts, and wear-resistant parts.
  • the iron-based sintered alloy material for a valve seat according to the present invention is an addition amount of hard particles added to the iron-based sintered alloy material used for manufacturing the valve seat in order to improve the wear resistance of the valve seat for an internal combustion engine. Even if this is increased, it is possible to maintain a good balance of good wear resistance, mechanical strength, and machinability withstanding the severe use conditions of the internal combustion engine. Therefore, the valve seat obtained by using the iron-based sintered alloy material for the valve seat can form a favorable processed surface by cutting, and can improve the airtightness in the combustion chamber when the valve is seated. Moreover, since the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention has sufficient strength as a valve seat, it is possible to meet the demand for longer life as an internal combustion engine.
  • the iron-based sintered alloy material for valve seat according to the present invention is an iron-based sintered bond in which two types of hard particles, ie, first hard particles and second hard particles, are dispersed in the structure of the iron-based sintered alloy. Two types of hard particles, ie, the first hard particles and the second hard particles, which selectively satisfy the following conditions 1 to 4 are selectively used.
  • the iron-based sintered alloy material for a valve seat according to the present invention includes two types of first hard particles having an average primary particle diameter of 5 ⁇ m to 20 ⁇ m and an average primary particle diameter with respect to the structure of the iron-based sintered alloy. In which mixed particles with second hard particles of 20 ⁇ m to 150 ⁇ m are dispersed.
  • the average primary particle diameter is as fine as 5 ⁇ m to 20 ⁇ m. This is not preferable because the effect cannot be exhibited and the manufacturing cost increases.
  • the average primary particle diameter is as large as 20 ⁇ m to 150 ⁇ m. Since it is difficult to sinter the particles of each other and it takes a long sintering time, the production cost is increased.
  • the average primary particle diameters of the hard particles dispersed and contained in the structure of the iron-based sintered alloy for valve seats according to the present invention are 5 ⁇ m to 20 ⁇ m for the first hard particles and 20 ⁇ m for the second hard particle diameter. ⁇ 150 ⁇ m. That is, it can be said that hard particles having an average primary particle diameter in the range of 5 ⁇ m to 150 ⁇ m are used. The reason for this is that when the average primary particle size of the hard particles is less than 5 ⁇ m, the particles are too fine, and the particles are likely to diffuse and disappear in the base phase of the iron-based sintered alloy during the sintering process, thereby enhancing the effect of particle dispersion strengthening. Is not obtained, and the effect of hard particles cannot be expected.
  • the particle size of the hard particles exceeds 150 ⁇ m, the hard particles dispersed in the structure of the iron-based sintered alloy are too large, and when this iron-based sintered alloy is used as a valve seat, particle cracking occurs. It is not preferable because chipping is likely to occur and the attacking property against the counterpart valve is increased.
  • Condition 3 is that the number of mixed hard particles obtained when two types of hard particles of the first hard particles and the second hard particles are mixed is N in the particle size distribution curve measured by the laser diffraction scattering analysis method.
  • N an integer of N ⁇ 2
  • D Tn-1 the difference between the adjacent D Tn-1 and D Tn (
  • the mixed particles have N (N ⁇ 2 integer) peaks in the particle size distribution curve when measured by laser diffraction scattering analysis.
  • N N ⁇ 2 integer
  • the difference between adjacent D Tn ⁇ 1 and D Tn (
  • the peak top particle size difference Using at least one peak top particle size difference in the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m (hereinafter referred to as “
  • the peak top particle size difference when the peak top particle size difference is less than 15 ⁇ m, the difference in particle size between the two hard particles is small. In such a case, it is no longer necessary to use two kinds of hard particles, and an iron-based sintered alloy material with improved strength and cutting workability as a valve seat material can be obtained at the same time. Since it becomes difficult to simultaneously improve wear resistance and reduce attack on the counterpart valve when the bonding metal member is used as a valve seat, it is not preferable. On the other hand, when the peak top particle size difference exceeds 100 ⁇ m, the large hard particles increase, and the aggressiveness to the counterpart valve increases. Furthermore, it is difficult to obtain a uniform hard particle distribution state in the structure of the iron-based sintered alloy, and as a result, both mechanical strength and toughness are lowered. Therefore, this iron-based sintered alloy material is preferably used as a valve seat. Absent.
  • any one of the adjacent peak top particle size differences is in the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m.
  • the wear resistance improvement when using this iron-based sintered alloy material as a valve seat the counterpart It is preferable because a reduction in valve attack and an improvement in mechanical strength can be achieved at the same time.
  • Condition 4 is that the total area ratio occupied by both the first hard particles and the second hard particles constituting the mixed particles in the structure of the iron-based sintered alloy is preferably 10 area% to 60 area%. .
  • the total area ratio is less than 10% by area, the amount of hard particles contained in the structure of the iron-based sintered alloy is small, so that the wear resistance is lowered, and the significance of using the hard particles is not preferable.
  • the total area ratio exceeds 60% by area, the hard particles contained in the structure of the iron-based sintered alloy become excessive, making the processing difficult, and the toughness and impact resistance required as a valve seat material. Decreases, and the aggression against the other valve increases, which is not preferable. That is, the hard particles in the iron-based sintered alloy material have a more stable quality by containing the total area ratio occupied by both the first hard particles and the second hard particles within the above range.
  • a valve seat can be provided.
  • the total area ratio of the hard particles was described in the above condition 4.
  • the area ratio occupied by either the first hard particles or the second hard particles is 2 area% to 40%. It is more preferable that the other is a value obtained by subtracting the area ratio occupied by the one alone from the total area ratio.
  • the area ratio of either one of the hard particles is less than 2% by area, only the same result can be obtained as when one kind of hard particles is used, and the required strength and cutting workability as a valve seat material are improved at the same time.
  • the other hard particle is the lower limit of 2 area%, as described above, similarly to the case where one kind of hard particle is used.
  • the first hard particles and the second hard particles constituting the mixed particles are hard particles having a Vickers hardness in the range of 650HV0.1 to 1100HV0.1. It is preferable that When the hardness of the hard particles is less than 650 HV0.1, the wear resistance of the iron-based sintered alloy material used as the valve seat is lowered, and the life of the internal combustion engine cannot be extended. On the other hand, if the hardness of the hard particles exceeds 1100 HV0.1, the toughness of the iron-based sintered alloy material is lowered and becomes brittle, so that the impact resistance performance against impact is lowered, which is not preferable.
  • the difference in Vickers hardness between the two types of hard particles dispersed in the iron-based sintered alloy material is in the range of 300HV0.1 to 350HV0.1. .
  • an iron-based sintered alloy in which the hard particles are dispersed and contained in the structure is used as a valve seat.
  • the hardness of the hard particles is high, the wear resistance of the valve seat itself can be improved, but the cutting performance when the iron-based sintered alloy is processed into the valve seat is reduced, and at the same time, the valve seat The aggression against the valve cannot be reduced, and the quality balance as the valve seat cannot be maintained.
  • the attack resistance of the valve seat against the valve can be reduced, but the wear resistance of the valve seat itself cannot be improved.
  • the cutting performance at the time of processing into a valve seat may also decrease at the same time, and the quality balance as a valve seat material cannot be maintained. Therefore, it is conceivable to use only hard particles having an intermediate hardness.
  • an iron-based sintered alloy material having improved strength and cutting workability as a valve seat material can be obtained at the same time.
  • the first hard particles and the second hard particles constituting the mixed particles include the following cobalt-based intermetallic compound composition 1 and cobalt-based intermetallic compound composition 2. It is preferable to have any composition of the iron-based intermetallic compound composition. That is, the two types of hard particles used in the iron-based sintered alloy material for a valve seat according to the present invention are a combination of cobalt-based intermetallic compound particles and iron-based intermetallic compound particles. The cobalt-based intermetallic compound particles are not softened even at high temperatures, hardly wear, and have high corrosion resistance.
  • the iron-based intermetallic compound particles are inferior in diffusibility to the matrix phase of the iron-based sintered alloy and slightly inferior in bonding to the matrix, compared with the cobalt-based intermetallic compound particles. Depending on the blending conditions of the composition, this performance degradation can be minimized, and it has the advantage of being cheaper.
  • the cobalt-based intermetallic compound composition 1 has a silicon content of 0.5 to 4.0 wt%, a chromium content of 5.0 to 20.0 wt%, and a molybdenum content of 20.0 to 40.0 wt%.
  • the balance is cobalt and inevitable impurities. These components mutually form an intermetallic compound, which is called a cobalt-based intermetallic compound.
  • the cobalt-based intermetallic compound composition 2 has a silicon content of 0 to 4.0 wt%, a nickel content of 5.0 to 20.0 wt%, a chromium content of 15.0 to 35.0 wt%, and a molybdenum content The amount is 15.0-35.0 wt%, the balance is cobalt and inevitable impurities. By adopting such a composition pattern, the solid lubricating action of the hard particles can be improved.
  • the wear resistance, mechanical strength, and machinability of the iron-based sintered alloy material obtained by dispersing the hard particles are reduced. It is preferable because each characteristic can be improved.
  • the iron-based intermetallic compound composition has a cobalt content of 10.0 to 20.0 wt%, a nickel content of 2.0 to 20.0 wt%, a chromium content of 12.0 to 35.0 wt%, molybdenum The content is 12.0 to 35.0 wt%, and the balance is iron and inevitable impurities. These components mutually form an intermetallic compound, which is called an iron-based intermetallic compound. And by taking such a composition pattern, the solid lubrication effect
  • iron-based intermetallic compound having the above-described composition By employing an iron-based intermetallic compound having the above-described composition as hard particles, the wear resistance, mechanical strength, and machinability of the iron-based sintered alloy material obtained by dispersing the hard particles are reduced. It is preferable because each characteristic can be improved. In addition, since iron-based intermetallic compounds are less expensive than cobalt-based intermetallic compounds, they are used as hard particles that are dispersed in iron-based sintered alloy materials. Can be provided.
  • the “base” in the following description excludes cobalt-based hard particles, solid lubricant, and voids formed between the particles found in the sintered structure of the iron-based sintered alloy material.
  • the base of the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention is selected from carbon, silicon, chromium, molybdenum, cobalt, nickel, copper, tungsten, vanadium, with the base composition being 100 wt%. It is preferable that one or more alloy elements are contained in the range of 13.0 wt% to 90.0 wt%. Hereinafter, each alloy element will be briefly described.
  • carbon as an alloy element is precipitated as fine carbon grains in an iron base, and improves solid lubrication performance, or forms carbide to improve wear resistance performance with iron or an alloy component described below. It plays a role as an intermetallic compound formation aid.
  • the carbon content in the iron base is preferably 0.5 wt% to 2.0 wt%. If the carbon content is less than 0.5 wt%, good carbides cannot be formed, solid lubrication performance in the iron base, and wear resistance performance and mechanical strength due to carbide formation cannot be improved. Therefore, it is not preferable.
  • the carbon content exceeds 2.0 wt%, with martensitic structure increases, hard and brittle cementite in the iron matrix (Fe 3 C) is excessive, carbides component forming with other ingredients Since the amount becomes excessive and brittle, it is not preferable because the iron-based sintered alloy material lacks impact resistance and loses durability and good processing performance.
  • the silicon content in the iron base is preferably 0.2 wt% to 3.0 wt%.
  • the silicon content is less than 0.2 wt%, a good intermetallic compound cannot be formed, which is not preferable.
  • the silicon content exceeds 3.0 wt%, hard and brittle carbides in the iron base become excessive, leading to brittleness of the base and lacking in impact resistance performance as an iron-based sintered alloy material. This is not preferable because of the loss of the processing performance and good processing performance.
  • Chromium as an alloying element is a component that forms chromium carbide, and improves heat resistance and corrosion resistance, and at the same time improves wear resistance.
  • the chromium content in the iron base is preferably 0.5 wt% to 4.0 wt%.
  • the chromium content is less than 0.5 wt%, it is difficult to improve any of heat resistance, corrosion resistance, and wear resistance, which is not preferable.
  • the chromium content exceeds 4.0 wt%, the formation of chromium carbide becomes excessive, and the chromium carbide segregates at the grain boundaries, and the iron base becomes hard and brittle, so impact resistance and processing performance. Is not preferable.
  • Molybdenum as an alloying element forms molybdenum carbide that improves the solid lubricating action in the iron base or forms an iron-molybdenum intermetallic compound to improve wear resistance and improve temper softening resistance.
  • the molybdenum content in the iron base is preferably 0.2 wt% to 5.0 wt%. When the molybdenum content is less than 0.2 wt%, the amount of molybdenum carbide formed is small, and the wear resistance cannot be improved, which is not preferable.
  • Cobalt as an alloying element coexists with tungsten carbide to greatly improve the mechanical strength and heat resistance of iron-based sintered alloys, and further promote uniform diffusion of other alloy components, while at the same time wear resistance Acts to enhance sex.
  • the cobalt content in the iron base is preferably 0.5 wt% to 6.0 wt%.
  • the cobalt content is less than 0.5 wt%, any improvement in heat resistance, corrosion resistance, and wear resistance cannot be achieved, which is not preferable.
  • the cobalt content exceeds 6.0 wt%, the effect obtained even if it is added more than this becomes saturated and is not economical, which is not preferable.
  • Nickel as an alloy element imparts heat resistance to the iron base and at the same time has an effect of improving wear resistance.
  • the nickel content in the iron base is preferably 0.4 wt% to 5.0 wt%.
  • the nickel content is less than 0.4 wt%, heat resistance cannot be imparted to the iron base, which is not preferable.
  • the nickel content exceeds 5.0 wt%, the heat resistance effect cannot be improved even if it is added more than this, and the processing performance as an iron-based sintered alloy material decreases as the hardness increases. Therefore, it is not preferable.
  • Copper as an alloy element has a function of making a solid solution in an iron base to refine the sintered structure of the iron-based sintered alloy.
  • the copper content in the iron base is preferably 0.5 wt% to 3.0 wt%.
  • the copper content is less than 0.5 wt%, the effect of refining the sintered structure cannot be obtained, and the wear resistance cannot be improved.
  • the copper content exceeds 3.0 wt%, excessive metal copper is not preferable because it precipitates between grain boundaries or particles.
  • Tungsten forms tungsten carbide with carbon and contributes to improved wear resistance.
  • the tungsten content in the iron base is preferably 0.1 wt% to 1.0 wt%.
  • the tungsten content is less than 0.1 wt%, it is not preferable because carbides are not formed on the iron-based sintered alloy and wear resistance performance cannot be improved.
  • the tungsten content exceeds 1.0 wt%, the amount of carbide formed with carbon becomes excessive and brittle, so that the iron-based sintered alloy material lacks impact resistance and is not aggressive against the counterpart valve. Since it increases, it is not preferable.
  • Vanadium forms carbides in the iron base and thus improves wear resistance, and also exhibits precipitation hardening action by vanadium carbides.
  • the vanadium content in the iron base is preferably 0.1 wt% to 1.0 wt%.
  • the vanadium content is less than 0.1 wt%, the wear resistance and mechanical strength due to the formation of carbides cannot be improved, which is not preferable.
  • vanadium content exceeds 1.0 wt%, vanadium carbide is generated excessively, and the iron base becomes hard and brittle, so that the impact resistance performance as an iron-based sintered alloy material is reduced, and the processing performance is also lowered. Therefore, it is not preferable.
  • the composition of carbon, silicon, chromium, molybdenum, cobalt, nickel, copper, tungsten, vanadium forming the structure of the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention is as shown in Table 3, Carbon content is 1.0wt% ⁇ 1.3wt%, silicon content is 0.0wt% ⁇ 2.1wt%, chromium content is 1.0wt% ⁇ 19.0wt%, molybdenum content is 3.0wt% ⁇ 20.0wt%, cobalt content 4.0wt% ⁇ 32.0wt%, nickel content 0.0wt% ⁇ 9.0wt%, copper content 0.0wt% ⁇ 2.0wt%, tungsten content The amount is preferably 0.0 wt% to 2.0 wt%, and the vanadium content is preferably 0.0 wt% to 0.5 wt%.
  • the ratio of the chromium, molybdenum, cobalt, and nickel content in the structure of the iron-based sintered alloy material is increased because the elements contained in the first hard particles and the second hard particles are melted and diffused. Because. Note that carbon, silicon, copper, vanadium, and the like are reduced as a proportion of the entire structure when hard particles that do not contain these elements are contained in the structure of the iron-based sintered alloy material.
  • two or more alloy elements are selectively used from the alloy elements described above and contained in the range of 13.0 wt% to 90.0 wt%. Since the alloy element obtained under the blending conditions of the present invention has a relatively high hardness, when the amount of the two or more alloy elements contained in the pure iron powder is less than 13.0 wt%, an iron-based sintered alloy This is not preferable because the mechanical strength of the material is lowered and the wear resistance of the valve seat itself is lowered. Moreover, when the amount of the two or more alloy elements contained in the pure iron powder exceeds 90.0 wt%, the mechanical strength of the iron-based sintered alloy material tends to be too high and becomes brittle. If this iron-based sintered alloy is used for a valve seat, the attacking property to the valve increases, which is not preferable.
  • the iron-based sintered alloy material for a valve seat according to the present invention when the area occupied by the first hard particles, the second hard particles and the matrix phase in the structure of the iron-based sintered alloy material is 100% by area,
  • the solid lubricant powder that is sulfide or fluoride is preferably contained in the range of 0.2 area% to 5.0 area%. At this time, when the content of the solid lubricant powder is less than 0.2% by area, the function as a solid lubricant cannot be sufficiently exhibited, and adhesion occurs between the valve seat and the valve. Absent.
  • the content of the solid lubricant powder exceeds 5.0 area%, an effect commensurate with the content cannot be obtained, and this is not preferable because it is economically meaningless.
  • the solid lubricant particles for example, when using manganese sulfide particles and calcium fluoride particles, both of them have high melting points, so they do not melt and diffuse during sintering, and also have excellent seizure resistance and high temperature conditions. It is preferable because it has wear resistance.
  • the valve seat for an internal combustion engine according to the present invention is manufactured using an iron-based sintered alloy material for a valve seat.
  • the valve seat for an internal combustion engine according to the present invention is manufactured using the iron-based sintered alloy material for the valve seat, so that a good machining surface can be formed at the time of cutting, and the airtightness in the combustion chamber is ensured when the valve is seated. It is preferable because it can be improved. Moreover, since it has sufficient abrasion resistance and mechanical strength as a valve seat, it becomes possible to meet the demand for longer life as an internal combustion engine, which is preferable.
  • Table 1 shows the composition of hard particles, Vickers hardness, particle size, and alloy steel powder used in Samples 1 to 29.
  • Hard particles are composed of silicon, chromium, molybdenum, the balance being cobalt and unavoidable impurities, or a cobalt-based intermetallic compound consisting of silicon, nickel, chromium, molybdenum, the balance being cobalt and unavoidable impurities, cobalt, nickel, chromium, Molybdenum and the iron-based intermetallic compound with the balance consisting of iron and inevitable impurities were used.
  • the hardness of the hard particles is 700HV0.1 for the hard particles A, E, H, and M, and 1050HV0.1 for the hard particles B, C, F, I, J, and N.
  • Hard particles D, K, and L are 750 HV0.1
  • hard particles S and T are 900 HV0.1.
  • the first hard particles have a particle size in the range of 5 ⁇ m to 20 ⁇ m
  • the second hard particles have a particle size in the range of 20 ⁇ m to 150 ⁇ m.
  • the difference in hardness between the first hard particles and the second hard particles is 50 HV0.1 for Sample 9, Sample 13 and Sample 22, 150HV0.1 for Sample 25, Sample 27 and Sample 28, and Sample 26. Is 200HV0.1, Sample 4, Sample 6 and Sample 8 are 300HV0.1, and Sample 10 and Sample 23 are 350HV0.1. The difference in hardness between the first hard particles and the second hard particles of the other samples is 0HV0.1.
  • Table 1 further shows the ratio of hard particles and solid lubricant contained in the iron-based sintered alloy material according to the present invention as an area ratio.
  • This area ratio indicates a state in which hard particles are included in the structure of the iron-based sintered alloy material as 100 area%.
  • the iron-based sintered alloy for a valve seat according to the present invention contains mixed particles of two kinds of first hard particles and second hard particles having different particle sizes with respect to the structure. Several peaks appear in the particle size distribution curve obtained when the first hard particles and the second hard particles are mixed and measured by laser diffraction scattering analysis.
  • the laser diffraction scattering analysis method is a method of measuring the particle size distribution by applying a light scattering pattern obtained when a laser is applied to an aggregate of powder particles.
  • FIG. 1 shows the particle size distribution of hard particles A having an average particle size of 7.3 ⁇ m. From the particle size distribution shown in FIG. 1, one peak top can be confirmed at a position where the particle size is about 8 ⁇ m.
  • FIG. 2 shows the particle size distribution of the hard particles B having an average particle size of 91.5 ⁇ m. From the particle size distribution shown in FIG. 2, one peak top can be confirmed at a position where the particle size is about 90 ⁇ m.
  • FIG. 3 shows the particle size distribution of the mixed powder obtained by mixing the hard particles A and the hard particles B by 50% each. As shown in FIG.
  • the peak top particle size difference obtained from the mixed particles of the hard particles A and the hard particles B is within the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m, which is a requirement of the present invention.
  • the difference in peak top particle size obtained from the mixed particles obtained by mixing two types of hard particles is in the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m, so that the porosity in the iron-based sintered alloy is favorable. It is stable in the state and can improve the wear resistance, mechanical strength, and moldability of the iron-based sintered alloy material in a well-balanced manner.
  • Table 1 shows data of the peak top particle size difference obtained from the particle size distribution of the mixed powder of the first hard particles and the second hard particles of the example samples.
  • the peak top particle size differences of Sample 1 to Sample 29 are all in the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m.
  • Table 3 shows the compositions of the iron-based sintered alloy materials of Sample 1 to Sample 29.
  • Table 3 shows the ratio of carbon, silicon, chromium, molybdenum, cobalt, nickel, copper, tungsten, and vanadium as the composition of the iron-based sintered alloy material, and the total composition including the remaining iron of 100 wt. It is shown as%.
  • Table 4 shows the composition of hard particles, Vickers hardness, particle size, and alloy steel powder used in Samples 30 to 38.
  • Hard particles are composed of silicon, chromium, molybdenum, the balance being cobalt and unavoidable impurities, or the composition of a cobalt-based intermetallic compound consisting of silicon, nickel, chromium, molybdenum, the balance being cobalt and unavoidable impurities, cobalt, nickel, Ferromolybdenum (Fe—Mo) particles were used in addition to the composition of iron-based intermetallic compounds consisting of chromium, molybdenum, the balance being iron and inevitable impurities.
  • ferromolybdenum (Fe—Mo) particles having a composition pattern of hard particles G and O do not contain chromium or cobalt.
  • the hardness of the hard particles is 1200 HV0.1 in which the Vickers hardness of the ferromolybdenum (Fe—Mo) particles having the composition pattern of G and O is outside the range defined by the present invention.
  • samples 30 to 38 are prepared by adding external powder, hard particles (first hard particles, second hard particles), and solid lubricant to pure iron powder and / or alloy iron powder as raw materials. Were blended in the types and proportions (wt%). This blending ratio indicates that the weight of the first hard particles, the second hard particles, and the matrix phase in the structure of the iron-based sintered alloy material is 100 wt%. Further, Table 1 shows the ratio of hard particles and solid lubricant contained in the iron-based sintered alloy material according to the present invention as an area ratio. This area ratio is shown as 100 area% including the base phase of the iron-based sintered alloy material, the hard particles, and the solid lubricant.
  • the total area ratio of the hard particles was 62.0 area% for sample 31 and sample 32, 84.0 area% for sample 33, and 70.0 area% for sample 34. It is not less than 60 area%.
  • Sample 30 has a total area ratio of hard particles of 8.0 area%, which is not more than 10 area% which is the condition of the present invention. From Table 2, the difference in hardness between the first hard particles and the second hard particles is 350HV0.1 for the sample 34, 200HV0.1 for the sample 37, and 0HV0.1 for the other samples.
  • the iron-based sintered alloy material for valve seats which is a comparative example, was mixed with each powder based on the conditions shown in Tables 4 and 2 in the same manner as in the examples, and the mixed powder was then used as a mold. After that, it was press-molded by a molding press and sintered.
  • Table 4 shows data on the peak top particle size difference obtained from the particle size distribution of the mixed powder of the first hard particles and the second hard particles of the comparative example sample.
  • the peak top particle size difference is 13.0 ⁇ m for sample 35 and sample 37, and 7.0 ⁇ m for sample 36, and is not 15 ⁇ m or more, which is the condition of the present invention.
  • Table 5 shows the compositions of the iron-based sintered alloy materials of Sample 30 to Sample 38.
  • Table 5 shows the ratio of carbon, silicon, chromium, molybdenum, cobalt, nickel, copper, tungsten, and vanadium as the composition of the iron-based sintered alloy material, and the total composition including the remaining iron is 100 wt. It is shown as%.
  • FIG. 4 shows the wear amount data of both the valve seats of Sample 1 to Sample 38 and the counterpart valve, and the two types of first hard particles and second types dispersed in the iron-based sintered alloy structure. Focusing on the particle size distribution of the mixed particles with the hard particles, the effect of the particle size distribution on the mechanical properties of the iron-based sintered alloy will be discussed.
  • the adjacent peak top particle size differences obtained from the particle size distributions of Sample 1 to Sample 29 shown in Table 1 are all within the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m, which is the condition of the present invention.
  • the adjacent peak top particle size differences obtained from the particle size distributions of Comparative Samples 30 to 38 shown in Table 4 are less than 15 ⁇ m for Samples 35 to 37, which is outside the range of the conditions of the present invention. It was.
  • the difference between adjacent peak top particle sizes is less than 15 ⁇ m, when the particle sizes of both hard particles are small, the particles tend to agglomerate with each other and the effect as the hard particles cannot be exhibited, resulting in poor wear resistance. It will be.
  • both hard particles have a large particle size, the voids generated between the powders also increase, and the structure of the iron-based sintered alloy material for valve seats is mixed with phases with greatly different hardness. It will be inferior.
  • the peak top particle size differences are all within the range of 15 ⁇ m to 100 ⁇ m which is the condition of the present invention, but the structure of the iron-based sintered alloy Of these, the total area ratio occupied by both the first hard particles and the second hard particles constituting the mixed particles is not in the range of 10 area% to 60 area%.
  • the total area ratio of the hard particles is less than 10 area%, the tendency of the wear resistance of the valve seat itself to decrease as in the sample 30 appears, and the total area ratio of the hard particles is If it exceeds 60 area%, the sample 33 is a prominent example, but there is a tendency that the attacking property against the counterpart valve increases.
  • FIG. 5 shows the relative ratio when the crushing strength of the ferrous sintered alloy materials for valve seats of Sample 1 to Sample 38 is 100% of Sample 30. From FIG. 5, it can be seen that the crushing strength of the sample 31 to sample 34 and the sample 38 is lower in the comparative example than in the example of the present invention. It is considered that the crushing strength of the sample 30 is high because the total area ratio occupied by both the first hard particles and the second hard particles is small. That is, the ratio of the hard particles in the structure of the iron-based sintered alloy material of these samples is small. In this case, as is apparent from FIG. 4, the effect of improving the wear resistance by the hard particles is not produced, and the wear resistance of the valve seat itself is lowered.
  • the Vickers hardness of the hard particles used exceeds 1100HV0.1 which is the preferred range of the present invention for both the first hard particles and the second hard particles. For this reason, the toughness of the iron-based sintered alloy material is lowered and tends to become brittle. That is, as shown in FIG. 5, the crushing strength of the sample 31 and the sample 32 tends to decrease.
  • the amount of wear of the valve seat was slightly increased. This is presumably because the iron-based intermetallic compound particles are inferior in diffusibility to the matrix phase of the iron-based sintered alloy and slightly inferior to the matrix as compared to the cobalt-based intermetallic particles.
  • the total area ratio of the first hard particles and the second hard particles contained in the iron-based sintered alloy material is approximately the same. For example, when the sample 1 and the sample 24 are compared, the difference is slight. Is something.
  • Samples 24 to 29, which are examples of samples using iron-based intermetallic compound compositions for hard particles
  • Sample 30, which is a comparative example sample, using hard-based cobalt-based intermetallic compound compositions. Compare with sample 36.
  • the wear resistance of the valve seat itself is significantly lower in the sample 30 to sample 36 as the comparative sample than in the sample 24 to sample 29 as the example sample.
  • Sample 30 and Sample 33 are carbon, silicon, chromium, molybdenum, cobalt, nickel, copper, tungsten, vanadium in the structure of the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention.
  • FIG. 4 when the wear amounts of the sample 30 and the sample 33 are seen, it can be seen that the balance between the wear amount on the valve seat side and the wear amount on the valve side is biased.
  • sample 31 and sample 32 use hard particles G and O having a composition pattern that does not contain nickel and chromium resulting from an improvement in mechanical strength. In comparison, the wear resistance of the valve seat itself tends to decrease.
  • the sample 34 contains 5.5 area% of solid lubricant powder in the structure of the iron-based sintered alloy material, and is 0.2 area% which is a more preferable range in the present invention. It is not in the range of up to 5.0 area%. In this case, as shown in the sample 34 of FIG. 5, when the content of the solid lubricant exceeds 5.0 area%, a tendency to cause a reduction in the crushing strength appears.
  • FIG. 6 the organization chart of the iron base sintered alloy material for the valve seat of the sample 1 according to the present invention is shown in FIG. 6, and the organization chart of the iron base sintered alloy material for the valve seat of the sample 6 is shown in FIG.
  • FIG. 6 a structure diagram of the iron-based sintered alloy material for the valve seat of Sample 30 is shown in FIG.
  • the black part in the figure indicates the base phase and is mainly made of pearlite.
  • the white portion in the figure consists of the first hard particles, the second hard particles, and a diffusion layer of these hard particles.
  • the structure of the sample 30 is a white color composed of the hard particles and its diffusion layer. It can be seen that the area of the portion is clearly smaller than the structure of the sample 1 (FIG. 6) and the structure of the sample 6 (FIG. 7). Such a phenomenon occurs because the first hard particles and the second hard particles contained in the structure of the iron-based sintered alloy do not satisfy the blending conditions of the present invention.
  • the structure is in a state as shown in FIG. 8, since the ratio of the hard particles which are white portions and the diffusion layer in the structure of the iron-based sintered alloy is low, the mechanical strength is high but the wear resistance is reduced. Will be invited. Therefore, the sample 30 has higher mechanical strength than the samples 1 and 6 of the present invention (see FIG. 5), but is inferior in wear resistance (see FIG. 4).
  • the particle diameter of the hard particles of the present invention described above is the average of the values obtained by measuring the maximum diameter of the particles that can be observed in a field of view of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m using laser diffraction scattering analysis, and measuring the five fields of view. The value was calculated.
  • the area ratio of the hard particles was determined from the area of each hard particle that can be observed in each microstructure (500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m) field of view ⁇ 5 fields of view. Note that, since 50 to 100 hard particles are included in one visual field, the number of samples is 250 to 500 in five visual fields.
  • the measurement software is Win ROOF ver. 5.03 was used.
  • the hardness of the hard particles used was a value measured using a micro Vickers hardness meter (load: 0.1 kgf).
  • the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention By adopting the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention, without impairing the characteristics such as wear resistance, counter valve attacking properties, etc. of the conventional iron-based sintered alloy material for valve seats, and A product excellent in the total balance of mechanical strength and cutting workability as a valve seat can be provided. Therefore, the iron-based sintered alloy material for valve seats according to the present invention can be applied not only to valve seats but also to various machine parts.

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Abstract

　内燃機関用バルブシートの耐摩耗性を向上させるための硬質粒子添加量を増加させ、且つ、機械的強度及び切削加工性に優れたバルブシート製品の提供を目的とする。この目的を達成するため、平均一次粒子径が５～２０μｍの第１硬質粒子と、平均一次粒子径が２０～１５０μｍの第２硬質粒子とを鉄基焼結合金の組織に含有させて用いるものであり、当該二種類の硬質粒子を混合した場合に得られる粒度分布中にＮ個（Ｎ≧２の整数）のピークが存在し、そのピークトップ位置に相当する粒径（ＤＴ１～ＤＴＮ）の内、１以上の隣接するＤＴｎ－１とＤＴｎとの差（｜ＤＴｎ－１－ＤＴｎ｜：２≦ｎ≦Ｎの整数）が１５～１００μｍのピークトップ粒径差を備え、且つ、当該組織内で前記２種類の硬質粒子が占有するトータル面積率が１０～６０面積％としたバルブシート用鉄基焼結合金材を採用する。

Description

バルブシート用鉄基焼結合金及び内燃機関用バルブシート
　本件発明は、内燃機関用のバルブシートとして好適な鉄基焼結合金材に係り、特に鉄基焼結合金材の機械的強度及び成形加工性の向上に関する。
　バルブシートは、吸気弁、排気弁の弁座になる部位であり、弁（バルブ）と接触し、燃焼室の気密を保たせるために必要な部品である。バルブシートの主な機能として、（１）圧縮気体、燃焼ガスがマニホールドへ洩れるのを防ぐための気密保持機能、（２）バルブの熱をシリンダヘッド側へ逃がすための熱伝導機能、（３）バルブの着座時にバルブの衝突に耐え、高熱且つ高負荷の環境においても摩耗しにくい耐摩耗機能、が挙げられる。そして、バルブシートの要求特性として、（１）バルブへの攻撃性が少ないこと、（２）リーズナブルな価格であること、（３）加工の際、削りやすいことが挙げられる。そのため、内燃機関用バルブシートには、上述した機能、特性を満たすべく鉄基焼結合金材が適用される。
　鉄基焼結合金材は、金属の粉末を金型等により加圧成型したのちに、これを融点以下の温度で加熱した後、必要に応じ熱処理等を施して得られるものである。そして、この鉄基焼結合金材は、主成分である鉄の他、これに炭素、銅、ニッケル等を適当量含ませながら、（１）焼結合金の耐摩耗性を向上させるため、混合する元素による機械的性質、耐摩耗性、耐熱性等を向上させる、（２）製品の切削加工性を改善する、（３）生産性の向上によるコスト削減を行う等の利点が得られる。
　しかし、自動車部品を構成する材料は、他の諸機械と同様に、年々要求される条件が高くなっており、従来よりさらに高強度化した機械的特性、切削性等の加工性、より高い量産安定性、製造コストの削減が望まれている。バルブシートも例外ではなく、従来の内燃機関用のバルブシートが有している機械的特性に比べ、さらに優れた特性を有する内燃機関用バルブシートが望まれてきている。
　このような課題に対し、特許文献１には、鉄基地相に、１０μｍ～１５０μｍの粒径と５００ＨＶ０．１以上８００ＨＶ０．１未満の硬さを有するコバルト基金属間化合物粒子である第一の硬質粒子を面積率で１０～２０面積％と、１０μｍ～１５０μｍの粒径と８００ＨＶ０．１以上１１００ＨＶ０．１未満の硬さを有するコバルト基金属間化合物粒子である第二の硬質粒子とを面積率で１５～３５面積％、且つ、双方が占有するトータル面積率で２５～５５面積％分散させることで、耐摩耗性に優れ、且つ、相手バルブに対する攻撃性の低下を目的としたバルブシートが開示されている。
特開２００５－２４８２３４号公報
　しかし、従来技術に記載されているコバルト基金属間化合物粒子の組合せをもって、これらを鉄基地相に分散含有させた鉄基焼結合金を内燃機関用のバルブシートに用いても、耐摩耗性を得るための硬質粒子の添加量を大幅に増加させなければ、内燃機関に要求される耐摩耗性が得られず、硬質粒子添加量を大幅に増加させる必要がある。その結果、鉄基焼結合金への硬質粒子の添加量の増加に伴い、鉄基焼結合金の靱性が低下し、相手バルブ攻撃性が増加し、切削加工性の低下を招くという問題が生じる。
　例えば、特許文献１において、鉄基地相に分散含有させる硬質粒子として、「相手攻撃性が少なく、且つ、粒径が１０μｍ～１５０μｍのコバルト基金属間化合物粒子」と、「硬さが高く耐摩耗性に優れ、且つ、粒径が１０μｍ～１５０μｍのコバルト基金属間化合物粒子」との二種類の硬質粒子の組み合わせが開示されている。この特許文献１に開示の鉄基焼結合金をバルブシートとして用いた場合、バルブシート自身の耐摩耗性向上と相手攻撃性の低減を両立させる効果はある。ところが、バルブシートの耐摩耗性と機械的強度と切削加工性とを両立させることが難しくなる場合が生じるという問題があった。
　以上のことから、自動車エンジンに代表される内燃機関は、長寿命化、高出力化、燃費向上等が強く要求されており、内燃機関の性能安定性を左右するバルブシートの耐摩耗性向上と相手攻撃性の低減とに加えて、バルブシートの耐摩耗性と機械的強度と切削加工性とを同時に向上させたバルブシート用鉄基焼結合金材が望まれてきた。
　以下に述べる本件発明は、このような従来技術の問題を鑑みてなされたものであり、内燃機関用バルブシートの耐摩耗性を向上させるために硬質粒子の添加量を増加させると同時に、バルブシートとしての機械的強度及び切削加工性のトータルバランスに優れた製品の提供を目的とする。
　そこで、本発明者等は、上述した課題を達成するために、バルブシート用鉄基焼結合金材の組織に対して分散含有させる二種類の硬質粒子の粒度分布及び硬さに着目し、この粒度分布曲線の粒径のピークトップ位置の差による当該バルブシートの機能及び特性への影響について研究した。その結果、本発明者等は、二種類の硬質粒子の粒度分布曲線における粒径のピークトップの差や硬質粒子の含有量及び硬度差を定めることで上記課題を達成できることに想到した。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、鉄基焼結合金の組織に対して第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子を分散含有させた鉄基焼結合金材であって、当該第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子は、以下の条件１～条件４を同時に満たすものを選択的に用いたことを特徴とするバルブシート用鉄基焼結合金材である。
条件１：　第１硬質粒子として平均一次粒子径が５μｍ～２０μｍの硬質粒子を用いる。
条件２：　第２硬質粒子として平均一次粒子径が２０μｍ～１５０μｍの硬質粒子を用いる。
条件３：　第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子を混合した場合に得られる混合硬質粒子は、レーザー回折散乱分析法で測定したときの粒度分布曲線の中にＮ個（Ｎ≧２の整数）のピークが存在し、そのピークトップ位置に相当する粒径ＤＴ１～ＤＴＮとしたとき、隣接するＤＴｎ－１とＤＴｎとの差（｜ＤＴｎ－１－ＤＴｎ｜：２≦ｎ≦Ｎの整数）が１５μｍ～１００μｍの範囲となるピークトップ粒径差を、少なくとも１つ備える。
条件４：　鉄基焼結合金の組織内において、前記混合粒子を構成する第１硬質粒子及び第２硬質粒子の双方で占有するトータル面積率が１０面積％～６０面積％となる。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記第１硬質粒子と第２硬質粒子とは、ビッカース硬さが６５０ＨＶ０．１～１１００ＨＶ０．１の範囲にある硬質粒子であることが好ましい。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記第１硬質粒子と第２硬質粒子とは、以下のコバルト基金属間化合物組成１、コバルト基金属間化合物組成２、鉄基金属間化合物組成のいずれかの組成を備えるものであることが好ましい。
［コバルト基金属間化合物組成１］
　ケイ素　　：０．５～４．０ｗｔ％
　クロム　　：５．０～２０．０ｗｔ％
　モリブデン：２０．０～４０．０ｗｔ％
　残部　　　：コバルト及び不可避的不純物
［コバルト基金属間化合物組成２］
　ケイ素　　：０～４．０ｗｔ％
　ニッケル　：５．０～２０．０ｗｔ％
　クロム　　：１５．０～３５．０ｗｔ％
　モリブデン：１５．０～３５．０ｗｔ％
　残部　　　：コバルト及び不可避的不純物
［鉄基金属間化合物組成］
　コバルト　：１０．０～２０．０ｗｔ％
　ニッケル　：２．０～２０．０ｗｔ％
　クロム　　：１２．０～３５．０ｗｔ％
　モリブデン：１２．０～３５．０ｗｔ％
　残部　　　：鉄及び不可避的不純物
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記鉄基焼結合金材の組織は、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムの中から選ばれる二種以上の合金元素を１３．０ｗｔ％～９０．０ｗｔ％の範囲で含有することが好ましい。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記鉄基焼結合金材の組織は、第１硬質粒子、第２硬質粒子及び基地相の占める面積率を１００面積％としたとき、硫化物又はフッ化物である固体潤滑材粉末を０．２面積％～５．０面積％の範囲で含有するものであることが好ましい。
　本件発明に係る内燃機関用バルブシートは、上述したバルブシート用鉄基焼結合金材を用いて製造されることを特徴とする。なお、当該鉄基焼結合金材は他にも、各種機械部品、軸受部品、電気接点用部品、耐摩耗用部品に応用することができる。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、内燃機関用バルブシートの耐摩耗性を向上させるために、バルブシートの製造に用いる鉄基焼結合金材に添加する硬質粒子の添加量を増加させても、内燃機関の過酷な使用条件に耐える良好な耐摩耗性と機械的強度と切削加工性とをバランス良く維持することができる。従って、当該バルブシート用鉄基焼結合金材を用いて得られるバルブシートは、切削による良好な加工表面が形成でき、バルブの着座時の燃焼室内の気密性を向上させることが可能である。しかも、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、バルブシートとして十分な強度を備えるため、内燃機関としての長寿命化の要請に応えることが可能になる。
　以下に、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材の形態について説明する。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、鉄基焼結合金の組織に対して第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子を分散含有させた鉄基焼結合金材であって、当該第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子は、以下の条件１～条件４を同時に満たすものを選択的に用いたことを特徴とする。
　条件１は、第１硬質粒子として平均一次粒子径が５μｍ～２０μｍの硬質粒子を用いることが好ましく、条件２は、第２硬質粒子として平均一次粒子径が２０μｍ～１５０μｍの硬質粒子を用いることが好ましい。すなわち、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、鉄基焼結合金の組織に対し、二種類の、平均一次粒子径が５μｍ～２０μｍの第１硬質粒子と、平均一次粒子径が２０μｍ～１５０μｍの第２硬質粒子との混合粒子を分散させたものである。このような粒径範囲にある第１硬質粒子と第２硬質粒子とを組み合わせて使用することで、本件発明に係る鉄基焼結合金材として適正な状態の焼結体が得られる。したがって、第１硬質粒子のみを用いて製造した鉄基焼結合金材の場合には、平均一次粒子径が５μｍ～２０μｍと微細であるため、粒子同士の凝集が発生しやすく、硬質粒子としての効果を発揮できず、製造コストの上昇を招くため好ましくない。一方、第２硬質粒子のみを用いて製造した鉄基焼結合金材の場合には、平均一次粒子径が２０μｍ～１５０μｍと大きいため、相手バルブ攻撃性が増加し、更には、焼結加工時の粒子同士の焼結が困難となり焼結時間を長く要する等、製造コストの上昇を招くため好ましくない。
　上述したように、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金の組織に分散含有される硬質粒子の平均一次粒子径は、当該第１硬質粒子が５μｍ～２０μｍ、第２硬質粒子径が２０μｍ～１５０μｍである。すなわち、平均一次粒子径としては、５μｍ～１５０μｍの範囲の硬質粒子を使用していると言える。この理由は、硬質粒子の平均一次粒子径が５μｍ未満の場合には、粒子が微細すぎて、焼結工程時に粒子が鉄基焼結合金の基地相に拡散消失しやすく、粒子分散強化の効果が得られず、硬質粒子の効果が期待できなくなるため好ましくない。一方、硬質粒子の粒径が１５０μｍを超えて大きくなると、鉄基焼結合金の組織に分散した硬質粒子が大きすぎて、この鉄基焼結合金をバルブシートとして使用したときに、粒子の割れや欠けが生じやすく、相手バルブへの攻撃性が増加するため好ましくない。
　条件３は、第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子を混合した場合に得られる混合硬質粒子は、レーザー回折散乱分析法で測定したときの粒度分布曲線の中にＮ個（Ｎ≧２の整数）のピークが存在し、そのピークトップ位置に相当する粒径ＤＴ１～ＤＴＮとしたとき、隣接するＤＴｎ－１とＤＴｎとの差（｜ＤＴｎ－１－ＤＴｎ｜：２≦ｎ≦Ｎの整数）が１５μｍ～１００μｍの範囲となるピークトップ粒径差を、少なくとも１つ備えることが好ましい。本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記混合粒子は、レーザー回折散乱分析法で測定したときの粒度分布曲線の中にＮ個（Ｎ≧２の整数）のピークが存在し、そのピークトップ位置に相当する粒径ＤＴ１～ＤＴＮとしたとき、隣接するＤＴｎ－１とＤＴｎとの差（｜ＤＴｎ－１－ＤＴｎ｜：２≦ｎ≦Ｎの整数）が、１５μｍ～１００μｍの範囲となるピークトップ粒径差を少なくとも１つ備えるものを用いたことを特徴とする（以下、当該「｜ＤＴｎ－１－ＤＴｎ｜：２≦ｎ≦Ｎの整数」をピークトップ粒径差と称する。）。ここで、ピークトップ粒径差が１５μｍ未満の場合は、双方の硬質粒子の粒子径の差が小さいことを示している。かかる場合、二種の粒径の硬質粒子を使用する意味がなくなり、バルブシート材としての必要強度及び切削加工性を同時に向上させた鉄基焼結合金材を得て、しかも、この鉄基焼結合金材をバルブシートとして用いたときの耐摩耗性向上、相手バルブへの攻撃性の低減を同時に達成することは困難になるため好ましくない。一方、ピークトップ粒径差が１００μｍを超える場合は、大きい硬質粒子が多くなり、相手バルブへの攻撃性が増加する。更に、鉄基焼結合金の組織内での均一な硬質粒子の分布状態を得難く、結果として機械的強度、靱性共に低下するため、この鉄基焼結合金材をバルブシートとして用いた場合好ましくない。
　前記粒度分布曲線の中にピークトップが３つ以上有る場合には、隣り合うピークトップ粒径差のいずれか一つが、１５μｍ～１００μｍの範囲内であることが好ましい。このように、隣り合うピークトップ粒径差のいずれか一つが上記要件を満たすものならば、上述した理由により、この鉄基焼結合金材をバルブシートとして用いたときの耐摩耗性向上、相手バルブ攻撃性の低減、機械的強度の向上を同時に達成することが可能となるため好ましい。
　条件４は、鉄基焼結合金の組織内において、前記混合粒子を構成する第１硬質粒子及び第２硬質粒子の双方で占有するトータル面積率が１０面積％～６０面積％となることが好ましい。当該トータル面積率が１０面積％未満の場合には、鉄基焼結合金の組織に含まれる硬質粒子が少ないために耐摩耗性が低下し、硬質粒子を用いる意義が没却するため好ましくない。一方、当該トータル面積率が６０面積％を超える場合には、鉄基焼結合金の組織に含まれる硬質粒子が多くなりすぎて、加工も困難となり、バルブシート材として求められる靱性、耐衝撃性が低下し、相手バルブへの攻撃性が増加するため好ましくない。すなわち、鉄基焼結合金材内の硬質粒子は、当該第１硬質粒子及び第２硬質粒子の双方で占有するトータル面積率が上記範囲内となるように含有させることで、より品質の安定したバルブシートを提供することができる。
　また、前記条件４で硬質粒子のトータル面積率について述べたが、当該トータル面積率のうち、第１硬質粒子又は第２硬質粒子のどちらか一方が単独で占有する面積率が２面積％～４０面積％であり、他方が、当該トータル面積率より当該一方が単独で占有する面積率を引いた値であることがより好ましい。どちらか一方の硬質粒子の面積率が２面積％未満の場合には、一種類の硬質粒子を用いたと同様の結果しか得られず、バルブシート材としての必要強度及び切削加工性を同時に向上させ、この鉄基焼結合金材をバルブシートとして用いたときの耐摩耗性向上と、相手バルブ攻撃性の低減とを同時に達成することが困難になるため好ましくない。一方、どちらか一方の硬質粒子の面積率が４０面積％を超える場合に、他方の硬質粒子が下限である２面積％であると、上述したと同様に、一種類の硬質粒子を用いたと同様の結果しか得られなくなるため好ましくない。すなわち、鉄基焼結合金材の組織に、当該第１硬質粒子及び第２硬質粒子がバランス良く、且つ、偏在することなく分布することで、当該第１硬質粒子のみを用いたときの耐摩耗性の低下、及び、当該第２硬質粒子のみを用いたときの相手攻撃性及び機械的強度の低下を防ぎ、更に品質の安定したバルブシートの提供が可能になる。
　なお、二種類の第１硬質粒子と第２硬質粒子とを分散含有させた鉄基焼結合金材を得るための製造方法に関しては、通常用いることのできる全ての粉末冶金製造法を採用することが可能であり、特段の限定は要さない。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記混合粒子を構成する第１硬質粒子と第２硬質粒子とは、ビッカース硬さが６５０ＨＶ０．１～１１００ＨＶ０．１の範囲にある硬質粒子であることが好ましい。硬質粒子の硬さが６５０ＨＶ０．１未満の場合、バルブシートとして用いる鉄基焼結合金材の耐摩耗性が低下し、内燃機関としての長寿命化も図り得ないため好ましくない。一方、硬質粒子の硬さが、１１００ＨＶ０．１を超えると鉄基焼結合金材としての靱性の低下が生じて脆くなるため、衝撃に対する耐衝撃性能が低下するため好ましくない。
　ここで、鉄基焼結合金材内に分散させる二種類の硬質粒子のビッカース硬さの差が３００ＨＶ０．１～３５０ＨＶ０．１の範囲内であることが、硬質粒子の材質によっては好ましい場合もある。仮に、二種類の硬質粒子として、同じ硬さの硬質粒子を用い、当該硬質粒子を組織に分散含有させた鉄基焼結合金をバルブシートとして用いた場合を考える。この硬質粒子の硬度が高い場合には、バルブシート自身の耐摩耗性を向上させることはできても、当該鉄基焼結合金をバルブシートに加工する際の切削性能が低下すると同時に、バルブシートのバルブに対する攻撃性を減少させることはできず、バルブシートとしての品質バランスが維持できない。また、その硬質粒子の硬度が低い場合には、バルブシートのバルブに対する攻撃性を減少させることはできても、バルブシート自身の耐摩耗性を向上させることはできず、当該鉄基焼結合金をバルブシートに加工する際の切削性能も同時に低下する場合もあり、バルブシート材としての品質バランスが維持できない。従って、中間の硬さの硬質粒子のみを使用することも考えられるが、バルブシート材としての必要強度及び切削加工性を同時に向上させた鉄基焼結合金材を得て、しかも、この鉄基焼結合金材をバルブシートとして用いたときの耐摩耗性向上、相手バルブへの攻撃性の低減を同時に達成することは困難である。従って、硬質粒子の材質によっては、第１硬質粒子と第２硬質粒子とで一定の硬度差を設けることが好ましい場合もある。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記混合粒子を構成する第１硬質粒子と第２硬質粒子とは、以下のコバルト基金属間化合物組成１、コバルト基金属間化合物組成２、鉄基金属間化合物組成のいずれかの組成を備えることが好ましい。すなわち、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材において用いる二種類の硬質粒子は、コバルト基金属間化合物粒子、鉄基金属間化合物粒子を組み合わせたものである。このコバルト基金属間化合物粒子は、高温でも軟化せず、摩耗し難く、耐腐食性能も高い。また、鉄基金属間化合物粒子は、コバルト基金属間化合物粒子と比較して、鉄基焼結合金の基地相に対する拡散性が劣り、基地との結合性が若干劣るものの、鉄基金属間化合物組成の配合条件によっては、この性能の劣化を最小限に抑えることができ、なにより安価である利点を有する。
　ここで、コバルト基金属間化合物組成１は、ケイ素含有量が０．５～４．０ｗｔ％、クロム含有量が５．０～２０．０ｗｔ％、モリブデン含有量が２０．０～４０．０ｗｔ％、残部がコバルト及び不可避的不純物である。これらの成分が相互に金属間化合物を形成し、これをコバルト基金属間化合物と称している。そして、コバルト基金属間化合物組成２は、ケイ素含有量が０～４．０ｗｔ％、ニッケル含有量が５．０～２０．０ｗｔ％、クロム含有量が１５．０～３５．０ｗｔ％、モリブデン含有量が１５．０～３５．０ｗｔ％、残部がコバルト及び不可避的不純物である。このような組成パターンを採ることで、硬質粒子の固体潤滑作用を向上させることができる。
　以上に述べてきた組成を備えるコバルト基金属間化合物を硬質粒子として採用することで、当該硬質粒子を分散させて得られる鉄基焼結合金材の耐摩耗性、機械的強度、切削加工性の各特性の向上が図られるため好ましい。
　また、鉄基金属間化合物組成は、コバルト含有量が１０．０～２０．０ｗｔ％、ニッケル含有量が２．０～２０．０ｗｔ％、クロム含有量が１２．０～３５．０ｗｔ％、モリブデン含有量が１２．０～３５．０ｗｔ％、残部が鉄及び不可避的不純物である。これらの成分が相互に金属間化合物を形成し、これを鉄基金属間化合物と称している。そして、このような組成パターンを採ることで、硬質粒子の固体潤滑作用を向上させることができる。
　以上に述べてきた組成を備える鉄基金属間化合物を硬質粒子として採用することで、当該硬質粒子を分散させて得られる鉄基焼結合金材の耐摩耗性、機械的強度、切削加工性の各特性の向上が図られるため好ましい。また、鉄基金属間化合物は、コバルト基金属間化合物と比較して安価であるため、鉄基焼結合金材に分散させる硬質粒子として用いることで、よりコストパフォーマンスに優れた内燃機関用バルブシートの提供が可能となる。
　次に、鉄基焼結合金材の組織について説明する。以下の説明における「基地」とは、鉄基焼結合金材の焼結組織に見られるコバルト基硬質粒子、固体潤滑剤、粒子間に形成される空孔を除いたものである。本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材の基地には、当該基地の組成を１００ｗｔ％として、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムの中から選ばれる二種以上の合金元素を１３．０ｗｔ％～９０．０ｗｔ％の範囲で含有するものであることが好ましい。以下、各合金元素について簡単に説明する。
　ここで、合金元素としての炭素は、鉄基地中で微細な炭素粒として析出し、固体潤滑性能を向上させるか、鉄又は以下に述べる合金成分との間で耐摩耗性能を向上させる炭化物形成又は金属間化合物の形成助剤としての役割を果たす。このとき、鉄基地中の炭素含有量は０．５ｗｔ％～２．０ｗｔ％であることが好ましい。この炭素含有量が０．５ｗｔ％未満の場合には、良好な炭化物を形成することもできず、鉄基地中での固体潤滑性能も、炭化物形成による耐摩耗性能及び機械的強度の向上もできないため好ましくない。一方、炭素含有量が２．０ｗｔ％を超えると、マルテンサイト組織が増加すると共に、鉄基地中で硬く脆いセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が過剰になり、他の成分との間で形成する炭化物成分量が過剰になり脆くなるため、鉄基焼結合金材として耐衝撃性能に欠け、耐久性及び良好な加工性能がなくなるため好ましくない。
　鉄基地中のケイ素含有量は０．２ｗｔ％～３．０ｗｔ％であることが好ましい。ケイ素含有量が０．２ｗｔ％未満の場合には、良好な金属間化合物を形成することができず好ましくない。一方、ケイ素含有量が３．０ｗｔ％を超える場合には、鉄基地中に硬く脆い炭化物が過剰になるため基地の脆化を招き、鉄基焼結合金材として耐衝撃性能に欠けるため、耐久性及び良好な加工性能がなくなり好ましくない。
　合金元素としてのクロムは、クロム炭化物を形成する成分であり、耐熱性及び耐食性を向上させ、同時に耐摩耗性を向上させる。このとき、鉄基地中のクロム含有量は０．５ｗｔ％～４．０ｗｔ％であることが好ましい。クロム含有量が０．５ｗｔ％未満の場合には、耐熱性、耐食性、耐摩耗性のいずれも向上させることが難しいため好ましくない。一方、クロム含有量が４．０ｗｔ％を超える場合には、クロム炭化物の生成が過剰になり、そのクロム炭化物が粒界に偏析して、鉄基地が硬く、脆くなるため耐衝撃性能及び加工性能が低下し好ましくない。
　合金元素としてのモリブデンは、鉄基地中で固体潤滑作用を向上させるモリブデン炭化物を形成するか、鉄－モリブデン金属間化合物を形成して耐摩耗性を向上させ、焼き戻し軟化抵抗を向上させるように作用する。このとき、鉄基地中のモリブデン含有量は０．２ｗｔ％～５．０ｗｔ％であることが好ましい。モリブデン含有量が０．２ｗｔ％未満の場合には、モリブデン炭化物の形成量が少なく、耐摩耗性の向上が図れず好ましくない。一方、モリブデン含有量が５．０ｗｔ％を超えると、モリブデン炭化物及び鉄－モリブデン金属間化合物の生成が過剰になり、鉄基地が硬く、脆くなるため加工性能が低下し好ましくない。
　合金元素としてのコバルトは、タングステンの炭化物と共存することにより、鉄基焼結合金の機械的強度、耐熱性を大幅に向上させ、更に、他の合金成分の均一拡散を促進し、同時に耐摩耗性を高めるように作用する。このとき、鉄基地中のコバルト含有量は０．５ｗｔ％～６．０ｗｔ％であることが好ましい。コバルト含有量が０．５ｗｔ％未満の場合には、耐熱性、耐食性、耐摩耗性のいずれの向上も図れず好ましくない。一方、コバルト含有量が６．０ｗｔ％を超える場合には、これ以上添加しても得られる効果が飽和状態となり経済的ではないため好ましくない。
　合金元素としてのニッケルは、鉄基地に対し耐熱性を付与し、同時に耐摩耗性能の向上作用を有す。このとき、鉄基地中のニッケル含有量は０．４ｗｔ％～５．０ｗｔ％であることが好ましい。ニッケル含有量が０．４ｗｔ％未満の場合は、鉄基地に対し耐熱性を付与することができず好ましくない。一方、ニッケル含有量が５．０ｗｔ％を超える場合には、これ以上添加しても耐熱性効果を向上し得ず、硬さの向上に伴い鉄基焼結合金材としての加工性能が低下するため好ましくない。
　合金元素としての銅は、鉄基地に固溶して鉄基焼結合金の焼結組織を微細化させる作用を有する。このとき、鉄基地中の銅含有量は０．５ｗｔ％～３．０ｗｔ％であることが好ましい。銅含有量が０．５ｗｔ％未満の場合には、焼結組織の微細化の効果が得られず、耐摩耗性の向上が図れないため好ましくない。一方、銅含有量が３．０ｗｔ％を超える場合には、過剰な金属銅が粒界又は粒子間に析出するため好ましくない。
　タングステンは、炭素との間でタングステン炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。このとき、鉄基地中のタングステン含有量は０．１ｗｔ％～１．０ｗｔ％であることが好ましい。タングステン含有量が０．１ｗｔ％未満である場合は、鉄基焼結合金に対し、炭化物の形成がなされず耐摩耗性能の向上も図れないため好ましくない。タングステン含有量が１．０ｗｔ％を超える場合には、炭素との間で形成する炭化物量が過剰になり脆くなるため、鉄基焼結合金材として耐衝撃性能に欠け、相手バルブに対する攻撃性が増加するため好ましくない。
　バナジウムは、鉄基地中で炭化物を形成するため耐摩耗性をより向上させると共に、バナジウム炭化物による析出硬化作用を発揮する。このとき、鉄基地中のバナジウム含有量は０．１ｗｔ％～１．０ｗｔ％であることが好ましい。バナジウム含有量が０．１ｗｔ％未満の場合は、炭化物の形成による耐摩耗性及び機械的強度の向上が図れず好ましくない。一方、バナジウム含有量が１．０ｗｔ％を超える場合には、バナジウム炭化物が過剰に生成され、鉄基地が硬く、脆くなるため鉄基焼結合金材として耐衝撃性能が減少し、加工性能も低下するため好ましくない。
　なお、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材の組織を形成する、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムの組成については、表３に示すように、炭素含有量が１．０ｗｔ％～１．３ｗｔ％、ケイ素含有量が０．０ｗｔ％～２．１ｗｔ％、クロム含有量が１．０ｗｔ％～１９．０ｗｔ％、モリブデン含有量が３．０ｗｔ％～２０．０ｗｔ％、コバルト含有量が４．０ｗｔ％～３２．０ｗｔ％、ニッケル含有量が０．０ｗｔ％～９．０ｗｔ％、銅含有量が０．０ｗｔ％～２．０ｗｔ％、タングステン含有量が０．０ｗｔ％～２．０ｗｔ％、バナジウム含有量が０．０ｗｔ％～０．５ｗｔ％とすることが好ましい。ここで、当該鉄基焼結合金材の組織内における、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル含有量の占める割合が大きくなるのは、第１硬質粒子及び第２硬質粒子の含有する元素が溶融拡散するためである。なお、炭素、ケイ素、銅、バナジウム等は、これら元素を含まない硬質粒子等が当該鉄基焼結合金材の組織内へ含有されることで、組織全体に占める割合としては小さくなる。
　以上に述べてきた合金元素から二種以上の合金元素を選択的に用いて、１３．０ｗｔ％～９０．０ｗｔ％の範囲で含有することが好ましい。本件発明の配合条件で得られる合金元素は比較的硬度が高いため、純鉄粉に含有する当該二種以上の合金元素の量が１３．０ｗｔ％未満である場合には、鉄基焼結合金材の機械的強度の低下を招き、バルブシート自身の耐摩耗性が低下するため好ましくない。また、純鉄粉に含有する当該二種以上の合金元素の量が９０．０ｗｔ％を超える場合には、鉄基焼結合金材の機械的強度が高くなりすぎて脆くなる傾向があると同時に、この鉄基焼結合金をバルブシートに用いるとバルブへの攻撃性が増大するため好ましくない。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、前記鉄基焼結合金材の組織内の、第１硬質粒子、第２硬質粒子及び基地相の占める面積を１００面積％としたとき、硫化物又はフッ化物である固体潤滑材粉末を０．２面積％～５．０面積％の範囲で含有するものであることが好ましい。このとき、固体潤滑材粉末の含有量が０．２面積％未満である場合には、固体潤滑剤としての機能を十分に発揮出来ず、バルブシートとバルブとの間で凝着が生じるため好ましくない。一方、固体潤滑材粉末の含有量が５．０面積％を超える場合には、含有量に見合う効果は得られなくなり、経済的にも意味がないため好ましくない。なお、固体潤滑材粒子としては、例えば、硫化マンガン粒子、フッ化カルシウム粒子を用いると、共に融点が高いために焼結時にも溶融拡散せず、また、高温条件においても優れた耐焼付き性及び耐摩耗性を有するため好ましい。
　本件発明に係る内燃機関用バルブシートは、バルブシート用鉄基焼結合金材を用いて製造されることを特徴とする。本件発明に係る内燃機関用バルブシートは、前記バルブシート用鉄基焼結合金材を用いて製造することで、切削加工時に良好な加工表面が形成でき、バルブの着座時に燃焼室内の気密性を向上することが可能であるため好ましい。また、バルブシートとして十分な耐摩耗性と機械的強度とを備えるため、内燃機関としての長寿命化の要請に応えることが可能になるため好ましい。
　以下、本件発明の実施例を示し、本件発明をより詳細に説明する。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材の実施例として、表１に示すように、使用される粉末の配合条件が異なる試料１～試料２９を作成した。表２には、試料１～試料２９に用いられる硬質粒子の組成、ビッカース硬さ、粒径と、合金鋼粉の組成を示す。硬質粒子は、ケイ素、クロム、モリブデン、残部がコバルト及び不可避的不純物、または、ケイ素、ニッケル、クロム、モリブデン、残部がコバルト及び不可避的不純物からなるコバルト基金属間化合物と、コバルト、ニッケル、クロム、モリブデン、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鉄基金属間化合物とを使用した。また、表２に示すように、硬質粒子の硬さは硬質粒子Ａ、Ｅ、Ｈ、Ｍが７００ＨＶ０．１であり、硬質粒子Ｂ、Ｃ、Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｎが１０５０ＨＶ０．１であり、硬質粒子Ｄ、Ｋ、Ｌが７５０ＨＶ０．１であり、硬質粒子Ｓ、Ｔが９００ＨＶ０．１である。そして、第１硬質粒子の粒径はいずれも５μｍ～２０μｍの範囲内であり、第２硬質粒子の粒径はいずれも２０μｍ～１５０μｍの範囲にあるものを用いた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、原材料となる純鉄粉及び／又は合金鉄粉に外添粉末、硬質粒子（第１硬質粒子、第２硬質粒子）、固体潤滑材は、所定の種類、割合（ｗｔ％）で配合した。この配合割合は、前記鉄基焼結合金材の組織が、第１硬質粒子、第２硬質粒子及び基地相の占める重量を１００ｗｔ％として示したものである。また、表１には、第１硬質粒子と第２硬質粒子との混合粉から得られるピークトップの粒径差も示している。本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、表１及び表２で示された条件に基づいて、それぞれの粉を混粉した後に、この混粉を金型に充填し、その後成形プレスによって加圧成形し、焼結した。なお、第１硬質粒子及び第２硬質粒子の硬さの差は、試料９、試料１３、試料２２が５０ＨＶ０．１であり、試料２５、試料２７、試料２８が１５０ＨＶ０．１であり、試料２６が２００ＨＶ０．１であり、試料４、試料６、試料８が３００ＨＶ０．１であり、試料１０、試料２３が３５０ＨＶ０．１である。その他の試料の第１硬質粒子及び第２硬質粒子の硬さの差は、０ＨＶ０．１である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１はさらに、本件発明に係る鉄基焼結合金材に含まれる硬質粒子及び固体潤滑材の割合を面積率として示す。この面積率は鉄基焼結合金材の組織に硬質粒子を含んだ状態を１００面積％として示す。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金は、上述したように、組織に対し粒径の異なる二種類の第１硬質粒子と第２硬質粒子との混合粒子を分散含有させる。当該第１硬質粒子と第２硬質粒子とを混合し、これをレーザー回析散乱分析法で測定したときに得られる粒度分布曲線の中にはいくつかのピークが現れる。ここで、レーザー回析散乱分析法とは、粉体粒子の集合体にレーザーを当てたときに得られる光の散乱パターンを応用し、粒度分布を測定する方法である。
　ここで、第１硬質粒子と第２硬質粒子との混合粒子の粒度分布からピークトップ粒径差を求める方法について図１～図３を用いて以下に説明する。図１は、平均粒径が７．３μｍの硬質粒子Ａの粒度分布を示す。図１に示す粒度分布からは、粒径が約８μｍの位置に１つのピークトップを確認することができる。次に、図２は、平均粒径が９１．５μｍの硬質粒子Ｂの粒度分布を示す。図２に示す粒度分布からは、粒径が約９０μｍの位置に１つのピークトップを確認することができる。図３は、当該硬質粒子Ａと硬質粒子Ｂとをそれぞれ５０％ずつ混合させて得られる混合粉の粒度分布を示す。図３に示すように、硬質粒子Ａと硬質粒子Ｂとの混合粒子の平均粒径は５５．３μｍとなり、当該硬質粒子Ａと硬質粒子Ｂとの混合粉をレーザー回折散乱分析法で測定したときに、ピークトップが２つ確認できる。このとき、当該硬質粒子Ａの粒度分布曲線のピークトップ位置に相当する粒径（約８μｍ）と、当該硬質粒子Ｂの粒度分布曲線のピークトップ位置に相当する粒径（約９０μｍ）とのピークトップ位置の粒径差、すなわちピークトップ粒径差は約８２μｍである。よって、硬質粒子Ａと硬質粒子Ｂとの混合粒子から得られるピークトップ粒径差は、本件発明の要件である１５μｍ～１００μｍの範囲内であることが分かる。上述した例に示すように、二種類の硬質粒子を混合した混合粒子から得られるピークトップ粒径差が１５μｍ～１００μｍの範囲内にあることで、鉄基焼結合金内の空隙率が好適な状態で安定し、鉄基焼結合金材の耐摩耗特性、機械的強度、成形加工性をバランス良く向上させることができる。
　以上をふまえ、実施例の試料に含有させる二種類の硬質粒子の混合粉のピークトップ粒径差について見ていくこととする。表１には、実施例試料の第１硬質粒子と第２硬質粒子との混合粉の粒度分布から得られたピークトップ粒径差のデータを示す。表１に示すように、試料１～試料２９の当該ピークトップ粒径差は全て１５μｍ～１００μｍの範囲内である。
　表３は、試料１～試料２９の鉄基焼結合金材の組成を示す。表３には、鉄基焼結合金材の組成として、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムが含有されている割合を、残部の鉄を含めたトータル組成を１００ｗｔ％として示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
比較例
　以下、本件発明に対する比較例について説明する。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材に対する比較例として、表４に示すように、使用される粉末の配合条件が異なる試料２４～試料３８を作成した。表２には、試料３０～試料３８に用いられる硬質粒子の組成、ビッカース硬さ、粒径と、合金鋼粉の組成を示す。硬質粒子は、ケイ素、クロム、モリブデン、残部がコバルト及び不可避的不純物、または、ケイ素、ニッケル、クロム、モリブデン、残部がコバルト及び不可避的不純物からなるコバルト基金属間化合物の組成と、コバルト、ニッケル、クロム、モリブデン、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鉄基金属間化合物の組成の他にフェロモリブデン（Ｆｅ－Ｍｏ）粒子を用いた。硬質粒子Ｇ、Ｏの組成パターンのフェロモリブデン（Ｆｅ－Ｍｏ）粒子は、他の硬質粒子の組成パターンと異なりクロム、コバルトを含んでいない。また、表２に示すように、硬質粒子の硬さは、Ｇ、Ｏの組成パターンのフェロモリブデン（Ｆｅ－Ｍｏ）粒子に関してはビッカース硬さが本件発明の定める範囲から外れる１２００ＨＶ０．１である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、試料３０～試料３８は、原材料となる純鉄粉及び／又は合金鉄粉に外添粉末、硬質粒子（第１硬質粒子、第２硬質粒子）、固体潤滑材を所定の種類、割合（ｗｔ％）で配合した。この配合割合は、前記鉄基焼結合金材の組織が、第１硬質粒子、第２硬質粒子及び基地相の占める重量を１００ｗｔ％として示したものである。さらに、表１には本件発明に係る鉄基焼結合金材に含まれる硬質粒子及び固体潤滑材の割合を面積率として示す。この面積率は鉄基焼結合金材の基地相と硬質粒子と固体潤滑剤とを全て含めた状態を１００面積％として示した。表４に示すように、硬質粒子のトータル面積率は、試料３１及び試料３２が６２．０面積％、試料３３が８４．０面積％、試料３４が７０．０面積％となり、本件発明の条件である６０面積％以下ではない。また、試料３０は、硬質粒子のトータル面積率が８．０面積％となり、本件発明の条件である１０面積％以上ではない。なお、表２より、第１硬質粒子及び第２硬質粒子の硬さの差は、試料３４が３５０ＨＶ０．１であり、試料３７が２００ＨＶ０．１であり、その他の試料が０ＨＶ０．１である。
　比較例となるバルブシート用鉄基焼結合金材は、実施例と同様にこの表４、表２で示された条件に基づいて、それぞれの粉を混粉した後に、この混粉を金型に充填し、その後成形プレスによって加圧成形し、焼結した。
　以下に、比較例の試料に含有させる二種類の硬質粒子の混合粉のピークトップ粒径差について見ていくこととする。表４には、比較例試料の第１硬質粒子と第２硬質粒子との混合粉の粒度分布から得られたピークトップ粒径差のデータを示す。表４に示すように、当該ピークトップ粒径差は、試料３５と試料３７が１３．０μｍ、試料３６が７．０μｍであり、本件発明の条件である１５μｍ以上ではない。
　表５は、試料３０～試料３８の鉄基焼結合金材の組成を示す。表５には、鉄基焼結合金材の組成として、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムが含有されている割合を、残部の鉄を含めたトータル組成を１００ｗｔ％として示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
［実施例と比較例の対比］
　以下に、本件発明の実施例及び比較例とを対比しつつ、本件発明を詳細に説明する。
　図４に、試料１～試料３８のバルブシートと、その相手となるバルブ双方の摩耗量のデータを示し、鉄基焼結合金の組織に対し分散含有させる二種類の第１硬質粒子と第２硬質粒子との混合粒子の粒度分布に着目し、粒度分布が鉄基焼結合金の機械的特性に及ぼす影響について考察する。表１で示した、実施例である試料１～試料２９の粒度分布より得られる隣接するピークトップ粒径差は全て本件発明の条件である１５μｍ～１００μｍの範囲内にある。一方、表４に示す、比較例である試料３０～試料３８の粒度分布より得られる隣接するピークトップ粒径差は、試料３５～試料３７が１５μｍ未満となり、本件発明の条件の範囲外となった。隣接するピークトップ粒径差が１５μｍ未満であると、双方の硬質粒子の粒子径が小さい場合には、粒子同士の凝集が発生しやすく硬質粒子としての効果を発揮できなくなり、耐摩耗性が劣ることとなる。また、双方の硬質粒子の粒子径が大きい場合には、粉末同士の間に生じる空隙も大きくなり、バルブシート用鉄基焼結合金材の組織に硬さの大きく異なる相が混在して耐摩耗性が劣ることとなる。図４において、試料３５～試料３７のバルブ又は／及びバルブシートの摩耗量の増大が顕著となったのは、上述した要因により、バルブとバルブシートの機械的強度、耐摩耗性の特性に差が生じたことが起因すると考えられる。
　また、表４に示すように、試料３０～試料３４、試料３８については、ピークトップ粒径差は全て本件発明の条件である１５μｍ～１００μｍの範囲内にあるが、鉄基焼結合金の組織内において、前記混合粒子を構成する第１硬質粒子及び第２硬質粒子の双方で占有するトータル面積率が１０面積％～６０面積％の範囲内ではない。図４に示すように、当該硬質粒子のトータル面積率が１０面積％未満であると、試料３０のようにバルブシート自身の耐摩耗性が低下する傾向が現れ、当該硬質粒子のトータル面積率が６０面積％を超えると、試料３３が顕著な例であるが、相手バルブへの攻撃性が増大する傾向が現れる。
　図５には、試料１～試料３８のバルブシート用鉄基焼結合金材の圧環強度を試料３０を１００％としたときの相対比率を示した。図５より、比較例は本件発明の実施例と比して、特に試料３１～試料３４、試料３８の圧環強度が低くなっているのが分かる。試料３０の圧環強度が高いのは、第１硬質粒子及び第２硬質粒子の双方で占有するトータル面積率が少ないためであると考えられる。すなわち、これらの試料の鉄基焼結合金材の組織における硬質粒子の占める割合が少ないからである。なお、この場合には図４からも明らかであるが、硬質粒子による耐摩耗性を向上させる効果は生まれず、バルブシート自身の耐摩耗性が低下することとなる。
　また、表４に示すように、試料３１及び試料３２は、用いられる硬質粒子のビッカース硬さが第１硬質粒子及び第２硬質粒子共に、本件発明の好ましい範囲である１１００ＨＶ０．１を超えているため、鉄基焼結合金材としての靱性の低下が生じて脆くなる傾向が現れる。すなわち、図５に示すように、試料３１及び試料３２の圧環強度が低くなる傾向が現れる。
　そして、表１及び表４に示すように、試料２４～試料２９と、試料３７～試料３８においては、硬質粒子に鉄基金属間化合物組成のものを用いた。ここで、硬質粒子にコバルト基金属間化合物組成のものを用いた場合と、硬質粒子に鉄基金属間化合物組成のものを用いたものとで、バルブシート自身の耐摩耗性と相手攻撃性にどのような影響を及ぼすのかについてみてみる。まず、実施例試料のみに着目して、硬質粒子にコバルト基金属間化合物組成のもののみを用いた試料１～試料２３と、硬質粒子に鉄基金属間化合物組成のものを用いた試料２４～試料２９とを比較する。すると、図４に示されるように、硬質粒子に鉄基金属間化合物組成のものを用いた試料２４～試料２９の方が、バルブシート摩耗量が若干増大する結果となった。これは、鉄基金属間化合物粒子がコバルト基金属間化合物粒子と比較して、鉄基焼結合金の基地相に対する拡散性が劣り、基地との結合性が若干劣るためであると考えられる。但し、表１より、鉄基焼結合金材に含まれる第１硬質粒子及び第２硬質粒子のトータル面積率が同程度である、例えば試料１と試料２４とを比較したときにその差は僅かなものである。
　次に、硬質粒子に鉄基金属間化合物組成のものを用いた実施例試料である試料２４～試料２９と、硬質粒子にコバルト基金属間化合物組成のものを用いた比較例試料である試料３０～試料３６と比較する。すると、図４に示されるように、比較例試料である試料３０～試料３６の方が、実施例試料である試料２４～試料２９よりも、バルブシート自身の耐摩耗性が著しく低下し、相手攻撃性が著しく増大する傾向が現れた。この結果より、硬質粒子に鉄基金属間化合物組成のものを用いたとしても、その組成が本件発明の配合条件を満足する限り、バルブシート自身の耐摩耗性と相手攻撃性に及ぼす影響は少ないことが分かった。
　また、表５に示すように、試料３０、試料３３は、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材の組織に、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムの中から選ばれる二種以上の合金元素を１３．０ｗｔ％～９０．０ｗｔ％の範囲で含有するという条件を満たしていない。図４において、この試料３０、試料３３の摩耗量を見ると、バルブシート側の摩耗量とバルブ側の摩耗量のバランスが偏っていることが分かる。このことから、鉄基焼結合金材の組織に含まれる合金元素が１３．０ｗｔ％～９０．０ｗｔ％の範囲から外れると、バルブシート自身の耐摩耗性を向上させると同時にバルブ攻撃性を低減させることが困難となる傾向が現れることが分かる。また、図４に示されるように、試料３１及び試料３２は、機械的強度の向上に起因するニッケル及びクロムを含まない組成パターンからなる硬質粒子Ｇ、Ｏを用いているため、実施例試料と比してバルブシート自身の耐摩耗性が低下する傾向が現れる。
　また、表４に示すように、試料３４は、前記鉄基焼結合金材の組織に固体潤滑材粉末を５．５面積％含んでおり、本件発明においてより好ましい範囲である０．２面積％～５．０面積％の範囲内ではない。この場合、図５の試料３４に示されるように、固体潤滑材の含有量が５．０面積％を超えると、圧環強度の低下を招く傾向が現れる。
　なお、本件発明に係る試料１のバルブシート用鉄基焼結合金材の組織図を図６に示し、試料６のバルブシート用鉄基焼結合金材の組織図を図７に示す。また、比較例として、試料３０のバルブシート用鉄基焼結合金材の組織図を図８に示す。図中における黒色の部分は、基地相を示し、主にパーライトからなる。図中における白色部分は、第１硬質粒子及び第２硬質粒子とこれら硬質粒子の拡散層からなる。本件発明に係る試料１（図６）及び試料６（図７）と、比較例の試料３０（図８）とを比較したときに、試料３０の組織は当該硬質粒子及びその拡散層からなる白色部分の面積が、試料１の組織（図６）及び試料６の組織（図７）と比較して明らかに小さいことが分かる。このような現象が生じるのは、鉄基焼結合金の組織に含有させる当該第１硬質粒子及び第２硬質粒子が、本件発明の配合条件を満たしていないからである。組織が図８に示すような状態になると、鉄基焼結合金の組織内において白色部分である硬質粒子及びその拡散層の占める割合が低いために、機械的強度は高いが耐摩耗性の低下を招くこととなる。よって、試料３０は、本件発明の試料１及び試料６に比べて機械的強度は高いが（図５参照）、耐摩耗性に関しては劣る（図４参照）ものとなる。
　なお、上で述べた本件発明の硬質粒子の粒子径は、レーザー回折散乱分析法を用いて、５００μｍ×５００μｍの視野で観察できる粒子の最大径を測定し、これを５視野測定した値の平均値を算出した。硬質粒子の面積率については、各ミクロ組織（５００μｍ×５００μｍ）視野×５視野で観察できる各硬質粒子の面積より求めた。なお、サンプル数は、１視野に５０～１００個の硬質粒子が含まれることから、５視野で２５０～５００個となる。また、測定ソフトは、Ｗｉｎ　ＲＯＯＦ　ｖｅｒ．５．０３を用いた。
　また、硬質粒子の硬さは、マイクロビッカース硬さ計（荷重：０．１ｋｇｆ）を用いて測定した値を使用した。
　本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材を採用することにより、従来のバルブシート用鉄基焼結合金材が有する耐摩耗性、相手バルブ攻撃性等の特性を損なわずに、且つ、バルブシートとしての機械的強度及び切削加工性のトータルバランスに優れた製品を提供することができる。よって、本件発明に係るバルブシート用鉄基焼結合金材は、バルブシートに適用するのみならず、各種機械部品に広く応用可能である。
本件発明に係る第１硬質粒子の粒度分布を例示した図である。 本件発明に係る第２硬質粒子の粒度分布を例示した図である。 本件発明に係る第１硬質粒子と第２硬質粒子とを混合した場合の粒度分布を例示した図である。 実施例及び比較例における、バルブシート摩耗量（μｍ）とバルブフェース摩耗量（μｍ）とを示したグラフである。 実施例及び比較例の圧環強度の相対比率を表すグラフである。 実施例における試料１の金属顕微鏡による組織図である。 実施例における試料６の金属顕微鏡による組織図である。 比較例における試料２４の金属顕微鏡による組織図である。

Claims (6)

  1. 鉄基焼結合金の組織に対して第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子を分散含有させた鉄基焼結合金材であって、
    　当該第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子は、以下の条件１～条件４を同時に満たすものを選択的に用いたことを特徴とするバルブシート用鉄基焼結合金材。
    条件１：　第１硬質粒子として平均一次粒子径が５μｍ～２０μｍの硬質粒子を用いる。
    条件２：　第２硬質粒子として平均一次粒子径が２０μｍ～１５０μｍの硬質粒子を用いる。
    条件３：　第１硬質粒子と第２硬質粒子との二種類の硬質粒子を混合した場合に得られる混合硬質粒子は、レーザー回折散乱分析法で測定したときの粒度分布曲線の中にＮ個（Ｎ≧２の整数）のピークが存在し、そのピークトップ位置に相当する粒径ＤＴ１～ＤＴＮとしたとき、隣接するＤＴｎ－１とＤＴｎとの差（｜ＤＴｎ－１－ＤＴｎ｜：２≦ｎ≦Ｎの整数）が１５μｍ～１００μｍの範囲となるピークトップ粒径差を、少なくとも１つ備える。
    条件４：　鉄基焼結合金の組織内において、前記混合粒子を構成する第１硬質粒子及び第２硬質粒子の双方で占有するトータル面積率が１０面積％～６０面積％となる。
  2. 前記第１硬質粒子と第２硬質粒子とは、ビッカース硬さが６５０ＨＶ０．１～１１００ＨＶ０．１の範囲にある硬質粒子である請求項１に記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
  3. 前記第１硬質粒子と第２硬質粒子とは、以下のコバルト基金属間化合物組成１、コバルト基金属間化合物組成２、鉄基金属間化合物組成のいずれかの組成を備えるものである請求項１又は請求項２に記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
    ［コバルト基金属間化合物組成１］
    　ケイ素　　：０．５～４．０ｗｔ％
    　クロム　　：５．０～２０．０ｗｔ％
    　モリブデン：２０．０～４０．０ｗｔ％
    　残部　　　：コバルト及び不可避的不純物
    ［コバルト基金属間化合物組成２］
    　ケイ素　　：０～４．０ｗｔ％
    　ニッケル　：５．０～２０．０ｗｔ％
    　クロム　　：１５．０～３５．０ｗｔ％
    　モリブデン：１５．０～３５．０ｗｔ％
    　残部　　　：コバルト及び不可避的不純物
    ［鉄基金属間化合物組成］
    　コバルト　：１０．０～２０．０ｗｔ％
    　ニッケル　：２．０～２０．０ｗｔ％
    　クロム　　：１２．０～３５．０ｗｔ％
    　モリブデン：１２．０～３５．０ｗｔ％
    　残部　　　：鉄及び不可避的不純物
  4. 前記鉄基焼結合金材の組織は、炭素、ケイ素、クロム、モリブデン、コバルト、ニッケル、銅、タングステン、バナジウムの中から選ばれる二種以上の合金元素を１３．０ｗｔ％～９０．０ｗｔ％の範囲で含有するものである請求項１～請求項３のいずれかに記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
  5. 前記鉄基焼結合金材の組織は、第１硬質粒子、第２硬質粒子及び基地相の占める面積率を１００面積％としたとき、硫化物又はフッ化物である固体潤滑材粉末を０．２面積％～５．０面積％の範囲で含有するものである請求項１～請求項４のいずれかに記載のバルブシート用鉄基焼結合金材。
  6. 請求項１～請求項５のいずれかに記載のバルブシート用鉄基焼結合金材を用いて製造されることを特徴とする内燃機関用バルブシート。
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