本发明涉及烧结合金及其制造方法，所述烧结合金适于例如涡轮增压器用涡轮部件，特别是要求耐热性、耐腐蚀性和耐磨损性的喷嘴壳体（）等。
背景技术：
一般地，在附设于内燃机中的涡轮增压器中，在与内燃机的排气歧管连接的涡轮外壳上，涡轮可自由旋转地被支持，多个喷嘴阀以围在涡轮的外周侧的方式可回转地被支持。流入涡轮外壳中的排气气体由外周侧流入涡轮中，并向轴向排出，此时使涡轮旋转。在涡轮的相反侧设置在相同轴上的压缩机旋转，由此使供向内燃机的空气压缩。其中，喷嘴阀在以喷嘴壳体或支架喷嘴（）这样的名称称呼的环状的部件上可回转地被支持。喷嘴阀的轴贯穿喷嘴壳体，从而与联杆机构连接。通过驱动联杆机构，喷嘴阀回转，调整排气气体流入涡轮的流路的开度。本发明中，作为对象的例如是喷嘴壳体（支架喷嘴）或其中安装的板状喷嘴（）这样的、设置在涡轮外壳内的涡轮部件。上述这样的涡轮增压器用涡轮部件由于与作为高温的腐蚀性气体的排气气体接触，因此被要求具有耐热性和耐腐蚀性，同时由于与喷嘴阀滑动连接，因此还被要求耐磨损性。因此，目前使用了高Cr铸钢、或在JIS规格中规定的SCH22品种上以提高耐腐蚀性为目的而实施了Cr表面处理的耐磨损性材料等。另外，作为耐热性优异的同时、耐腐蚀性和耐磨损性也优异且价格低廉的部件，提出了在铁素体系不锈钢的基体中分散了碳化物的耐热耐磨损性烧结部件（例如专利第3784003号）。但是，专利第3784003号的烧结部件由于通过液相烧结而得到，因此在尺寸精度要求严格的情况下，需要实施机械加工。而由于硬的碳化物多量析出，因此切削性差，人们期望切削性的改善。进一步地，涡轮增压器的构成部件一般用奥氏体系耐热材料构成，但专利第3784003号中记载的涡轮增压器用涡轮部件由铁素体系的材料构成。该情况下，热膨胀系数与周围的构件不同，因此，包含两者的材料的构成部件间易于产生空隙，它们的连接变得不充分等，在适用时部件设计变难，人们期望与周围的奥氏体系耐热材料同等的热膨胀系数。
技术实现要素：
因此，本发明的目的在于提供耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性和切削性优异、具有与奥氏体系耐热材料同等的热膨胀系数、部件设计容易的烧结合金，及其制造方法。为了解决上述课题，本发明的烧结合金的第一特征是具有微细的碳化物均匀分散在奥氏体系不锈钢组成的铁合金基体中的金属组织。即，通过使基体组织为奥氏体系不锈钢组成的铁合金，确保高温下的耐热性和耐腐蚀性的同时，确保与一般的奥氏体系耐热材料同等的热膨胀系数。另外，通过使微细的碳化物均匀地分散在这种铁合金基体中，可增加基体中的碳化物的存在比例，在与对象构件（）的接触中，使更多的碳化物粒子介于它们之间存在，由此使耐磨损性提高。另外，为了均匀地分散，使碳化物从铁合金基体中析出分散来生成。其中，析出的碳化物中以铬碳化物为主。铁合金基体中的铬是确保耐热性和耐腐蚀性所需要的元素，因此通常其作为碳化物过度地析出时，铁合金基体的耐热性和耐腐蚀性降低。对于这一点，在本发明中，由于铬碳化物微细地析出，因此碳化物周围的铁合金基体的铬浓度稍有降低，不会产生铬浓度极端降低的部位，可以抑制铁合金基体的耐热性和耐腐蚀性的降低。另外，本发明的烧结合金的第二特征是其密度被限定在一定的范围。以往，分散在烧结合金中的气孔易于成为破坏的起点，以及该气孔多量存在时，烧结合金的表面积增加，耐腐蚀性降低，因此提出了减少气孔，减小它们的影响（例如专利第3784003号等）。相对于这样的现有技术，在本发明的烧结合金中，着眼于在烧结合金的表面形成的铬的钝态被膜，使烧结合金的密度在规定的范围，使气孔的量适量存在，在烧结合金表面和气孔内面积极（）地形成铬的钝态被膜。铬的钝态被膜硬且牢固地固定在烧结合金表面和气孔内面。在本发明的烧结合金中，通过在烧结合金表面和气孔内面积极地形成这样的铬的钝态被膜，实现了耐腐蚀性和耐磨损性的提高。具有上述技术特征的本发明的烧结合金具体地，具有下述特征：全部组成按照质量比计为Cr：13.05～29.62%、Ni：6.09～23.70%、Si：0.44～2.96%、P：0.2～1.0%、C：0.6～3.0%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有在气孔分散的铁合金基体中均匀地析出分散了碳化物的金属组织，最大直径为1～10μm的碳化物占上述碳化物的总面积的90%以上，密度为6.8～7.4Mg/m3。在本发明的烧结合金中，优选的方式为在全部组成中进一步含有2.96质量%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一种以上、在烧结合金表面和气孔内面形成氮化物。另外，本发明的烧结合金的制造方法的特征在于，使用在下述铁合金粉末中添加、混合了P为10～30质量%的铁-磷合金粉末、以及0.6～3.0质量%石墨粉末的混合粉末，所述P为10～30质量%的铁-磷合金粉末以使P在混合粉末的全部组成中为0.2～1.0质量%的量添加、混合，所述铁合金粉末是按照质量比计为Cr：15～30%、Ni：7～24%、Si：0.5～3.0%，以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的合金粉末，将该混合粉末成形，使成形体密度为6.0～6.8Mg/m3，将所得的成形体在1100～1160℃、在常压环境的非氧化性气体氛围中烧结。以下，对于本发明中的数值限定的依据，与本发明的作用一起进行说明。应予说明，以下使用的“%”是指“质量%”。[混合粉末的成分组成和烧结合金的成分组成]本发明的烧结合金的铁合金基体为奥氏体系不锈钢组成。奥氏体系不锈钢是在Fe中固溶了Cr和Ni的铁合金，耐腐蚀性和耐热性高，热膨胀系数也与一般的奥氏体系耐热材料相等。为了得到这样的铁合金基体，使用在Fe中固溶了Cr和Ni的铁合金粉末作为主原料粉末。这些元素由于在铁（或铁合金）中合金化而被给予，因此在烧结合金的基体中同样地分布，发挥耐腐蚀性和耐热性的效果。本发明的烧结合金的铁合金基体通过使Cr量为12%以上，而对于氧化性的酸表现良好的耐腐蚀性。因此，使铁合金粉末的Cr量为15%以上，以使铁合金粉末中含有的Cr的一部分即使在烧结时作为碳化物析出，在烧结体的铁合金基体中也残留充分的Cr量。另一方面，铁合金粉末中的Cr量超过30%时，形成脆的σ相，明显损害铁合金粉末的压缩性。由此，在本发明中，使作为主原料粉末的铁合金粉末的Cr量为15～30%。铁合金基体通过使Ni量为3.5%以上，可以改善对于非氧化性的酸的耐腐蚀性，为10%以上时，可以与Cr量无关系地得到对于非氧化性酸的良好的耐腐蚀性。另一方面，由于即使在烧结体的铁合金基体中含有大于24%的Ni，耐腐蚀性提高的效果也不改变，以及由于Ni为昂贵的元素，所以使铁合金粉末中含有的Ni量的上限为24%。因此，在本发明中，使铁合金粉末的Ni量为7～24%，优选为10～22%。应予说明，对于钢的耐腐蚀性，由于奥氏体组织在结晶学上原子密度高，因此比铁素体组织优异。因此，更优选为了使烧结后得到的铁合金基体组织为奥氏体组织，而调整Cr量和Ni量，并使其含在铁合金粉末中。例如，在Fe-Cr-Ni系合金的退火组织图中，使横轴为Cr量、纵轴为Ni量，形成A点（Cr量：15%，Ni量：7.5%）、B点（Cr量：18%，Ni量：6.5%）、C点（Cr量：24%，Ni量：18%）。由连接该A点-B点-C点的曲线，在Ni量多的区域可得到奥氏体组织。因此，只要进行调整，以使Cr量和Ni量含在该区域中即可。铁合金粉末由于多量地含有易于氧化的Cr，从而在铁合金粉末的制造时将Si作为脱氧剂添加到金属熔液中。另外，如果将Si固溶在铁合金基体中而给予，则有提高基体的耐氧化性和耐热性的效果。铁合金粉末中的Si量小于0.5%时，该效果缺乏，另一方面，大于3.0%时，铁合金粉末过于变硬，显著损害压缩性。因此，铁合金粉末中的Si量为0.5～3.0%。另外，铁合金粉末由于Cr含量多，因此难以进行烧结。因此，在本发明中，在铁合金粉末中添加铁-磷合金粉末，烧结时产生铁-磷-碳共晶液相，促进烧结。铁-磷合金粉末的P含量小于10%时，不能充分产生液相，无助于烧结体的致密化。另一方面，如果超过30%，则铁-磷合金粉末的粉末硬度增加，混合粉末的压缩性显著受到损害。另外，全部组成中的P量小于0.2%时，液相产生量变少，烧结促进的效果变得缺乏。另一方面，全部组成中的P量超过1.0%时，烧结过度地进行，超过作为下述烧结合金的密度上限的7.4Mg/m3，而致密化。进一步地，铁-磷合金粉末易于形成液相而流出，铁-磷合金粉末存在的地方作为气孔而残留（所谓的Kirkendall空洞），在铁合金基体中多量地形成粗大的气孔，因此耐腐蚀性降低。由以上，铁-磷合金粉末使用P量为10～30%、剩余部分为Fe的合金粉末，其添加量是使混合粉末的全部组成中的P量为0.2～1.0%的量。通过在这样的铁合金粉末中添加石墨粉末并进行烧结，可使C在铁合金基体中扩散，使其与铁合金基体中的Cr结合，作为铬碳化物析出分散。以石墨粉末的形式赋予的C与铁-磷合金粉末一起产生铁-磷-碳的共晶液相，使烧结促进。其中，石墨粉末的添加量小于0.6%时，碳化物的析出量变得过少，缺乏耐磨损性提高的效果。另外，由于缺乏烧结促进的效果，因此烧结体的密度不会增加，烧结体的强度变低，耐磨损性变低。另一方面，石墨粉末的添加量超过3.0%时，碳化物的析出量变得过多，促进对象材料（）的磨损的同时，铁合金基体中的Cr量降低，耐热性和耐腐蚀性降低。另外，铁-磷-碳的共晶液相多量地产生，过度地进行烧结，超过作为下述烧结合金的密度上限的7.4Mg/m3，而致密化。因此，石墨粉末的添加量为0.6～3.0%。在本发明的烧结合金的制造方法中，铁合金粉末进一步优选含有3质量%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一种以上。作为碳化物生成元素的Mo、V、W、Nb和Ti与Cr相比，碳化物生成能力强，因此与Cr相比优先形成碳化物。因此，通过含有这些元素，可以防止铁合金基体的Cr浓度下降，因此具有使基体的耐热性和耐腐蚀性提高的效果。另外，可以与C结合而形成合金碳化物，还得到使耐磨损性提高的效果。使用Mo、V、W、Nb和Ti中的一种以上时，其固溶在铁合金粉末中的量如果超过3%，则由于使粉末本身硬化，从而压缩性降低。另外，这些补加成分是昂贵的，因此过度的使用会伴随制造成本的增加。由此，在铁合金粉末中赋予Mo、V、W、Nb和Ti中的至少一种时，其量为3%以下。由在以上的铁合金粉末中添加了铁-磷合金粉末和石墨粉末的混合粉末制造的本发明的烧结合金由于上述各粉末的成分的限定理由和添加量的限定理由，全部组成是Cr：13.05～29.62%、Ni：6.09～23.70%、Si：0.44～2.96%、P：0.2～1.0%、C：0.6～3.0%，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。另外，铁合金粉末中进一步含有Mo、V、W、Nb和Ti中的一种以上时，它们相对于全部组成为2.96质量%以下。[成形体密度和烧结合金密度]在本发明的烧结合金中，使烧结合金的密度为6.8～7.4Mg/m3。烧结合金通过将混合粉末成形而得的成形体进行烧结而得到，因此成形体的粉末之间的空隙也在烧结后作为气孔残留。气孔量变多时，与气孔量反比例地使强度和耐磨损性降低。因此，一般地，为了使烧结合金的强度和耐磨损性增加，可采用使烧结合金的密度提高、减少气孔量的对策。但是，将本发明的烧结合金作为例如涡轮增压器用部件使用时，利用高温下的排气气体中的氧，而在烧结合金表面和气孔内面形成铬的钝态被膜，使用该铬的钝态被膜而使耐磨损性提高。因此，需要规定的气孔量。即，由于铬的钝态被膜硬且牢固地固定在烧结合金表面，因此通过将烧结合金的表面用铬的钝态被膜覆盖，可防止铁合金基体向对象材料上的凝集。进一步地，通过使适量的气孔在烧结合金中分散，并将该气孔的内面用铬的钝态被膜覆盖，气孔作为防止铁合金基体的塑性流动的制动器（ストッパ）发挥作用，提高烧结合金的耐磨损性。因此，烧结合金的密度的上限设为7.4Mg/m3。烧结合金的密度大于7.4Mg/m3时，作为气孔量减少的结果，铁合金基体的塑性流动的制动器减少，耐磨损性降低。另一方面，烧结合金的密度过于低时，烧结合金的强度降低，耐磨损性降低。因此，烧结合金的密度的下限设为6.8Mg/m3。将使用上述混合粉末成形的成形体在下述的烧结温度（1100～1160℃）烧结，为了使烧结合金的密度为6.8～7.4Mg/m3，需要使成形体的密度为6.0～6.8Mg/m3。成形体的密度低于6.0Mg/m3时，烧结体的密度低于6.8Mg/m3。另外，成形体的密度超过6.8Mg/m3时，烧结体的密度超过7.4Mg/m3。[烧结温度]烧结温度设为1100～1160℃。烧结温度不满1100℃时，烧结不进行，烧结体强度降低的同时，耐磨损性降低。另外，铁-磷-碳共晶液相不能充分产生，因此难以使烧结合金的密度为6.8Mg/m3以上。另一方面，烧结温度超过1160℃时，碳化物粒子变得粗大，难以得到规定量的所需大小的碳化物。进一步地，烧结过于进行，烧结合金的密度超过7.4Mg/m3。[烧结氛围]一般地，制作铬含量多的烧结合金时，为了活性地进行烧结，除去在作为原料粉末的含铬合金粉末的表面形成的钝态被膜。因此，通常烧结在真空氛围或减压氛围中进行。但是，本发明的烧结合金优选密度为6.8～7.4Mg/m3，在添加铁-磷合金粉末进行烧结时产生液相，可促进烧结，因此不需要使用昂贵的真空氛围或减压氛围。即，可以使用在一般的烧结部件的制造中使用的常压环境的非氧化性气体氛围，可廉价地进行烧结。另外，在本发明中，优选在含有10%以上的氮的氮与氢的混合气体或氮气中进行烧结，在烧结合金的表面和气孔的内面形成氮化物是优选的方式。作为氮与氢的混合气体，可以列举氮气与氢气的混合气体、氨分解气体、在氨分解气体中混合了氮的混合气体、在氨分解气体中混合了氢的混合气体等。在这样的含有10%以上的氮的气体氛围中进行烧结时，在烧结合金的表面和气孔的内面形成硬的氮化物（主要是铬的氮化物），可以提高烧结合金的耐磨损性，因此是优选的。应予说明，该情况下，来自氛围中的烧结合金中含有的N量是极其微量、且是作为烧结合金的不可避免杂质含有的程度的量。[碳化物的尺寸]在本发明的烧结合金中，使碳化物为微细的物质。即，粗大的碳化物分散在基体中时，其分散变粗，各碳化物之间的距离变大，碳化物不存在的部分的面积变大。因此，在与对象材料滑动时，该碳化物不存在的部分与对象材料接触，在滑动时铁合金基体塑性流动，磨损变得易于进行。另一方面，使碳化物为微细时，其分散变密，各碳化物之间的距离变小，碳化物不存在的部分的面积变小。在该情况下，在与对象材料滑动时，稠密的碳化物与对象材料接触，减少铁合金基体的接触，防止了铁合金基体的塑性流动，因此可抑制磨损的进行。但是，如果碳化物过度微细，则虽然存在比例增加，但在与对象材料的滑动时，通过与对象材料的接触，碳化物容易向铁合金基体中陷入。其结果是产生对象材料与铁合金基体的接触，铁合金基体易于塑性流动，易于磨损。从这些观点考虑，需要使碳化物为以最大直径计为1～10μm的碳化物粒子，同时使这样的碳化物粒子为全部碳化物的面积的90%以上。最大直径超过10μm的碳化物超过全部碳化物的面积的10%时，碳化物在铁合金基体中的存在比例降低，在碳化物不存在的部分易于进行磨损。另外，最大直径小于1μm的碳化物超过全部碳化物的面积的10%时，过于微细的碳化物与铁合金基体一起塑性流动，磨损变得易于进行。根据本发明，可以得到耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性和切削性优异、具有与奥氏体系耐热材料同等的热膨胀系数、部件设计容易的烧结合金。具体实施方式（1）第1实施方式通过实施方式对本发明进而进行详细地说明。首先，准备Cr：15～30%、Ni：7～24%、Si：0.5～3.0%、以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的铁合金粉末、P为10～30%的铁-磷合金粉末、和石墨粉末。在铁合金粉末中添加·混合铁-磷合金粉末和0.6～3.0%的石墨粉末，得到混合粉末，所述铁-磷合金粉末以使P在混合粉末的全部组成中为0.2～1.0%的量添加混合。将该混合粉末成形为所需的形状，以使成形体密度为6.0～6.8Mg/m3。接着，将所得的成形体在1100～1160℃、在常压环境的非氧化性氛围气体中进行烧结。由此可以得到烧结合金，其全部组成是Cr：13.05～29.62%、Ni：6.09～23.70%、Si：0.44～2.96%、P：0.2～1.0%、C：0.6～3.0%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。该烧结合金具有碳化物均匀地在奥氏体系不锈钢组成的铁合金基体中析出分散的金属组织，最大直径为1～10μm的碳化物为全部碳化物的面积的90%以上，密度为6.8～7.4Mg/m3。在烧结合金表面和气孔内面积极地形成了铬的钝态被膜。由于是奥氏体系不锈钢组成，因此在高温下的耐热性、耐腐蚀性优异。进一步地，将烧结合金表面和气孔的内面用密合性高的铬的钝态被膜覆盖，因此耐腐蚀性和耐磨损性更为优异。另外，析出分散的碳化物微细，因此切削性优异。微细的碳化物高密度地分散在铁合金基体中，因此更多的碳化物粒子与对象材料接触。因此，铁合金基体与对象材料的接触减少，耐磨损性高。另外，在铁合金基体中分散适量的气孔，将该气孔内面用硬的铬的钝态膜覆盖，因此可以防止铁合金基体的塑性流动。（2）第2实施方式在上述第1实施方式中，进一步地在铁合金粉末中赋予3%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一种以上，与上述同样地制作混合粉末，与上述同样地制造烧结合金。该情况下，可以得到在第1实施方式中得到的烧结合金的全部组成中进一步含有2.96%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一种以上的烧结合金。作为碳化物生成元素的Mo、V、W、Nb和Ti与Cr相比，碳化物生成能力强，因此与Cr相比，优先形成碳化物。因此，可以防止铁合金基体的Cr浓度降低，从而基体的耐热性和耐腐蚀性进一步提高。另外，这些补加元素与C结合而形成合金碳化物，因此可以进一步提高耐磨损性。实施例1.第1实施例作为铁合金粉末，准备表1所示的组成的合金粉末，向其中添加、混合P量为20%的铁-磷合金粉末3%、和石墨粉末1.5%，得到混合粉末。将该混合粉末成形，制作成形体密度为6.4Mg/m3、且外径为10mm、高度为10mm的圆柱状成形体，和成形体密度为6.4Mg/m3且外径为24mm、高度为8mm的圆板状成形体。接着，将这些成形体在非氧化性氛围中、在1130℃烧结60分钟，制作试样编号为01～21的烧结合金试样。这些烧结合金试样的全部组成一并示于表1。对于圆柱状的烧结合金试样，利用JIS规格Z2505中规定的烧结密度试验方法测定烧结体密度。另外，对于圆柱状的烧结合金试样，将试样的截面进行镜面抛光后，用王水（硝酸:盐酸=1:3）腐蚀，用显微镜以200倍的倍率对其金属组织进行观察。进一步地，利用三谷商事株式会社制WinROOF进行图像解析，测定碳化物的粒径，求得最大直径为1～10μm的碳化物占全部碳化物的比例。进一步地，将圆柱状的烧结合金试样在大气中、900℃的温度下加热100小时，加热后测定其重量增加量。另一方面，圆板状的烧结合金试样作为圆盘材料（）使用，将在JIS规格的SUS316L相当材料上实施了渗铬处理的外径为15mm、长度为22mm的辊作为对象材料，进行在700℃进行15分钟的往返滑动的圆盘上辊（ロールオンディスク）的摩擦磨损试验。试验后，测定圆盘材料的磨损量。这些结果一并示于表1。应予说明，作为评价的基准，磨损量为10μm以下，由氧化导致的重量增加量为15g/m2以下。表1[Cr的影响]由表1的试样编号01～08的烧结合金试样，可以研究Cr量对于烧结合金的影响。烧结体密度随着Cr量的增加，表现出稍微降低的倾向。认为这是由于随着铁合金粉末中的Cr量的增加，铁合金粉末表面的铬的钝态被膜的量增加，烧结时难以致密化。因此，对于铁合金粉末中的Cr量超过30%的试样编号08的试样，烧结体密度大大低于6.8Mg/m3。另外，Cr为铁素体稳定化元素，因此伴随其增加，烧结合金基体中的C的固溶量降低，铬碳化物的析出量增加，铬碳化物生长。因此，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率表现为降低的倾向。对于铁合金粉末中的Cr量超过30%的试样编号08的试样，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率低于90%。对于磨损量，由于伴随作为铁素体稳定化元素的Cr量的增加，烧结合金基体中的C的固溶量降低，铬碳化物的析出量增加，因此铁合金粉末中的Cr量直至25%为止（试样编号01～06）时，耐磨损性提高，磨损量降低。但是，如果铁合金粉末中的Cr量超过25%（试样编号07、08），则由于与析出的铬碳化物的粗大化和烧结体密度降低相伴的烧结体强度的降低，磨损量表现出增加的倾向。铁合金粉末中的Cr量超过30%时，磨损量显著地增加。对于铁合金粉末中的Cr量不满15%的试样编号01的烧结合金，铁合金基体中的Cr缺乏，氧化增量明显大。另一方面，铁合金粉末中的Cr量为15%的试样编号02的烧结合金由于在铁合金基体中存在充分量的Cr，因此耐腐蚀性提高，氧化增量降低至14g/m2。另外，随着Cr量的增加，铁合金基体的耐腐蚀性更为提高，氧化增量表现为降低的倾向。但是，Cr量超过30%的试样编号08尽管Cr量的增加，氧化增量也超过15g/m2。这是因为虽然最表面的氧化被膜的形成本身被抑制，但烧结不能充分进行，从而通过气孔，氧化进行至内部。另外，试样编号08由于作为铁素体稳定化元素的Cr量多，因此形成磁性体，几乎不含有奥氏体组织，对于本发明不合适。由以上可知，铁合金粉末中的Cr量需要为15～30%。另外，可知需要烧结体密度为6.8Mg/m3以上，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率为90%以上。[Ni的影响]可以由表1的试样编号04、09～15的烧结合金试样来研究Ni量对于烧结合金的影响。烧结体密度伴随Ni量的增加，表现出缓慢增加的倾向。该倾向是由于比重比Fe大的Ni增加的缘故，密度比大致一定（密度比94%）。即，Ni量越多，试样的真密度变得越高，相对于此将成形体密度恒定为6.4Mg/m3进行成形，因此成形体的密度比降低。但是，由于在烧结时产生铁-磷-碳共晶液相，因此烧结体的密度比在该Ni量的范围为一定。Ni促进了铁合金基体的奥氏体化，因此随着其添加量的增加，铁合金基体中析出的碳化物的总量减少。但是，即使碳化物的总量减少，在各试样中，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率也一定。由于碳化物的总量减少，因此虽然磨损量极少，但表现为增加的倾向。但是，铁合金粉末中的Ni量在直至24%为止的范围时，充分量的碳化物在铁合金基体中析出，因此磨损量为不形成问题的程度的量。氧化增量在不含有Ni的试样编号09的试样中为16g/m2，但在铁合金粉末中的Ni量为7%的试样编号10的试样中，铁合金基体的耐腐蚀性提高，氧化增量降低至10g/m2。另外，随着Ni量的增加，铁合金基体的耐腐蚀性更为提高，氧化增量表现为降低的倾向。由以上可以确认，铁合金粉末中的Ni量为7%以上时，可以得到耐腐蚀性提高效果。另外，确认铁合金粉末中的Ni量在直至24质量%为止时，耐磨损性和耐腐蚀性良好。应予说明，Ni量进一步增加时，碳化物的总量减少、磨损量增大，Ni是昂贵的，从而材料成本增加，由此铁合金粉末中的Ni量为24%以下。[Si的影响]可由表1的试样编号04、16～21的烧结合金试样来研究Si量对于烧结合金的影响。烧结体密度随着Si量的增加表现为缓慢降低的倾向。该倾向是由于比重比Fe小的Si增加的缘故，作为密度比，大致为一定（密度比94%）。即，Si量越多的试样，真密度越变小，但相对于此将成形体密度恒定为6.4Mg/m3进行成形，因此成形体的密度比增加。但是，由于在烧结时产生铁-磷-碳共晶液相，因此烧结体的密度比在该Si量的范围为一定。但是，Si具有在将铁合金基体硬化的同时使其脆化的作用，因此随着铁合金粉末中的Si量的增加，铁合金粉末硬且变脆。由于将其成形为高的密度比，因此Si量增加时，成形变得困难。因此，铁合金粉末中的Si量超过3%的试样编号21的试样的成形变得困难，不能得到成形体。Si量对于碳化物的形成没有造成影响。因此，对于试样编号04、16～20的试样，不论Si量，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率为一定。另外，Si形成氧化物，使铁合金基体的耐磨损性增加，因此Si量增加时，虽然极其微小，但磨损量表现为减少的倾向。但是，Si量增加时，铁合金粉末表面的Si氧化物阻碍烧结的进行，使烧结体强度降低。因此，铁合金粉末中的Si量超过1.5%时，虽然极其微小，但磨损量表现为增加的倾向。氧化增量在铁合金粉末中的Si量为0.2%的试样编号16的试样中为16g/m2，但在铁合金粉末中的Si量为0.5%的试样编号17的试样中，铁合金基体的耐腐蚀性提高，氧化增量降低至10g/m2。另外，随着Si量的增加，铁合金基体的耐腐蚀性更为提高，氧化增量表现为降低的倾向。由以上可以确认，铁合金粉末中的Si量为0.5%以上时，可得到耐腐蚀提高的效果。另外，可以确认铁合金粉末中的Si量直至为3%为止时，可成形，但如果超过3%，则成形变得困难。由这些可知，铁合金粉末中的Si量需要为0.5～3%。[第2实施例]作为铁合金粉末，使用在第1实施例的试样编号04的烧结合金中使用的铁合金粉末（Fe-20%Cr-8%Ni-0.8%Si），向其中添加、混合表2所示的组成和添加量的铁-磷合金粉末、和石墨粉末1.5%，得到混合粉末。与第1实施例同样地进行成形和烧结，制作试样编号22～33的烧结合金试样。这些烧结合金试样的全部组成一并示于表2。另外，对于这些烧结合金试样，进行与第1实施例同样的试验。对于其结果，也一并示于表2。应予说明，对于第1实施例的试样编号04的结果，也一并记载于表2中。[P的影响]可由表2的试样编号04、22～27的烧结合金试样研究铁-磷合金粉末的添加量的影响。对于铁-磷合金粉末的添加量小、全部组成中的P量不满0.2%的试样编号22的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相的产生量缺乏，没有促进烧结，烧结体密度显著变低。另一方面，对于增加铁-磷合金粉末的添加量、全部组成中的P量为0.2%的试样编号23的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相的产生量变得充分，烧结体密度增加至6.90Mg/m3。另外，进一步增加铁-磷合金粉末的添加量、使全部组成中的P量增加时（试样编号04、24～27），随着P量的增加，铁-磷-碳共晶液相的产生量增加，烧结体密度表现为增加的倾向。对于全部组成中的P量超过1质量％的试样编号27的试样，烧结体密度超过7.4Mg/m3。铁-磷-碳共晶液相的产生量增加而促进烧结时，铬碳化物的生长被促进，铬碳化物粗大化。因此，随着铁-磷合金粉末的添加量增加、全部组成中的P量增加，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率降低。其结果是对于全部组成中的P量超过1%的试样编号27的烧结合金，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率降低至小于90%。对于磨损量，由于伴随全部组成中P量的增加，烧结体密度增加、烧结合金的强度提高，因此全部组成中的P量为直至0.6%为止的试样编号04、22～24的烧结合金伴随P量的增加，表现出磨损量减少的倾向。另一方面，对于全部组成中的P量超过0.6%的试样编号25～27的烧结合金，与烧结合金的强度提高效果相比，气孔量的减少、碳化物的粗大化的影响大。气孔量减少时，在气孔内面形成的铬的钝态被膜减少，因此铁合金基体的塑性流动的制动器减少。另外，碳化物变得粗大时，各碳化物之间的距离变大，防止铁合金基体的塑性流动的功能弱。因此，随着P量的增加，磨损量表现出增加的倾向。其结果是全部组成中的P量超过1%的试样编号27的烧结合金的磨损量变大，超过10μm。对于氧化增量，在全部组成中的P量为直至0.8%为止的试样编号04、22～25的烧结合金中，由于与全部组成中的P量增加相伴的烧结体密度的增加，导致烧结合金的表面积减少，氧化增量表现出减少的倾向。另一方面，对于全部组成中的P量超过0.8%的试样编号26、27的烧结合金，铁-磷合金粉末产生液相、并流出而形成的气孔（所谓的Kirkendall空洞）的量增加，氧化增量表现出增加的倾向。因此，铁-磷合金粉末的添加量过多的试样编号27的烧结合金的氧化增量显著增加。由以上可以确认，全部组成中的P量在0.2～1%的范围时，耐磨损性良好，且耐腐蚀性良好。另外，可由表2的试样编号04、28～33的烧结合金试样来研究铁-磷合金粉末的P量的影响。对于铁-磷合金粉末中的P量小、全部组成中的P量不满0.2%的试样编号28的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相的产生量缺乏，没有促进烧结，烧结体密度显著降低。另一方面，对于增加铁-磷合金粉末中的P量、使全部组成中的P量为0.2%的试样编号29的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相的产生量变得充分，烧结体密度增加至6.85Mg/m3。另外，进一步增加铁-磷合金粉末中的P量、使全部组成中的P量增加时（试样编号04、30～33），伴随P量的增加，铁-磷-碳共晶液相的产生量增加，烧结体密度表现出增加的倾向。对于全部组成中的P量超过1%的试样编号33的试样，烧结体密度超过7.4Mg/m3。另一方面，铁-磷-碳共晶液相的产生量增加，并促进烧结时，铬碳化物的生长被促进，铬碳化物粗大化。因此，增加铁-磷合金粉末的添加量、使全部组成中的P量增加时，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率表现出降低的倾向。对于全部组成中的P量超过1%的试样编号33的烧结合金，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率降低至小于90%。对于磨损量，由于伴随全部组成中P量的增加，烧结体密度增加、烧结合金的强度提高，因此全部组成中的P量为直至0.6%为止的试样编号04、28～30的烧结合金伴随P量的增加，表现出磨损量减少的倾向。另一方面，对于全部组成中的P量超过0.6%的试样编号31～33的烧结合金，如上所述，与烧结合金的强度提高效果相比，气孔量的减少、碳化物的粗大化的影响变大，伴随P量的增加，磨损量表现出增加的倾向。因此，全部组成中的P量超过1%的试样编号33的烧结合金的磨损量超过10μm，以大的程度磨损。对于氧化增量，对于全部组成中的P量为直至0.75%为止的试样编号04、28～31的烧结合金，由于与全部组成中的P量增加相伴的烧结体密度的增加，导致烧结合金的表面积减少，氧化增量表现出减少的倾向。另一方面，对于全部组成中的P量超过0.75%的试样编号32、33的烧结合金，铁-磷合金粉末产生液相、并流出而形成的气孔（所谓的Kirkendall空洞）的量增加，由此氧化增量表现出增加的倾向。因此，铁-磷合金粉末的添加量过多的试样编号33的烧结合金的氧化增量显著增加。由以上可以确认，铁-磷合金粉末的P量在10～30%时，耐磨损性良好，且耐腐蚀性良好。[第3实施例]作为铁合金粉末，使用在第1实施例的试样编号04的烧结合金中使用的铁合金粉末（Fe-20%Cr-8%Ni-0.8%Si），向其中添加、混合P量为20%的铁-磷合金粉末3%、和表3所示添加量的石墨粉末，得到混合粉末。与第1实施例同样地制作试样编号34～40的烧结合金试样。这些烧结合金试样的全部组成一并示于表3。另外，对于这些烧结合金试样，进行与第1实施例同样的试验。对于这些结果，也一并示于表3。应予说明，对于第1实施例的试样编号04的结果，也一并记载于表3中。[C的影响]可由表3的试样编号04、34～40的烧结合金试样研究全部组成中的C量（石墨粉末的添加量）的影响。对于全部组成中的C量不满0.6%的试样编号34的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相的产生量少，烧结促进的效果缺乏，因此烧结体密度为低于6.8Mg/m3的低值。另一方面，对于全部组成中的C量为0.6%的试样编号35的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相的产生量变得充分，烧结体密度增加至6.80Mg/m3。另外，对于全部组成中的C量为1.0～3.0%的试样编号04、36～39的烧结合金，随着C量的增加，铁-磷-碳共晶液相的产生量增加，烧结体密度表现为增加的倾向。但是，对于全部组成中的C量超过3%的试样编号40的烧结合金，添加的铁-磷合金粉末为一定，因此液相产生量与试样编号39的烧结合金的情况相比不变多。因此，试样编号40的烧结合金形成与试样编号39的烧结合金相同的密度。另一方面，如果铁-磷-碳共晶液相的产生量增加而促进烧结，则促进了铬碳化物的生长并粗大化。因此，增加石墨粉末的添加量而使全部组成中的C量增加时，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率表现出降低的倾向。对于全部组成中的C量超过3%的试样编号40的烧结合金，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率降低至小于90%。对于磨损量，在全部组成中的C量不满0.6%的试样编号34的烧结合金中，由于烧结体密度低，因此烧结体的强度变低，磨损量变大。另一方面，对于全部组成中的C量为0.6%的试样编号35的烧结合金，烧结体密度增加至6.8Mg/m3，烧结体的强度变得充分，磨损量显著降低。另外，对于全部组成中的C量为1.0～2.0%的试样编号04、36、37的烧结合金，由于随着C量的增加、与烧结体密度增加相伴的烧结体强度的增加效果，而使磨损量显示出变低的倾向。但是，对于全部组成中的C量超过2%的试样编号38～40的试样，通过C量的增加，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率降低，因此磨损量显示出增加的倾向。其结果是对于全部组成中的C量超过3%的试样编号40的烧结合金，磨损量超过10μm。对于全部组成中的C量不满0.6%的试样编号34的烧结合金，由于烧结体密度低，因此氧化增量大。另一方面，对于全部组成中的C量为0.6%的试样编号35的烧结合金，通过将烧结体密度增加至6.8Mg/m3，氧化增量显著减少。另外，对于全部组成中的C量为1.0～1.5%的试样编号04、36的烧结合金，由于随着C量的增加，烧结体密度增加，因此氧化增量显示变低的倾向。但是，对于全部组成中的C量超过1.5%的试样编号37～40的烧结合金，通过C量的增加，铁合金基体中析出的铬碳化物的总量增加，结果是铁合金基体中的Cr量变少，铁合金基体的耐腐蚀性降低，氧化增量显示增加的倾向。因此，对于全部组成中的C量超过3%的试样编号40的烧结合金，氧化增量超过15g/m2，显著增加。由以上可以确认，全部组成中的C量（石墨粉末的添加量）在0.6～3%时，耐磨损性良好，且耐腐蚀性良好。[第4实施例]使用第1实施例的试样编号04的烧结合金的混合粉末，在表4所示的成形体密度和烧结温度下，制作试样编号41～52的烧结合金试样。但是，其它的制造条件与第1实施例同样。对于这些烧结合金试样，进行与第1实施例同样的试验。对于这些结果，也一并示于表4中。应予说明，对于第1实施例的试样编号04的结果，也一并记载于表4中。[密度的影响]可以由表4的试样编号04、41～46的烧结合金试样来研究成形体密度和烧结体密度的影响。由表4的试样编号04、41～46的烧结合金试样可知，成形体密度增加时，烧结体密度也增加。成形体密度不满6.0Mg/m3的试样编号41的烧结合金的烧结体密度低于6.8Mg/m3，而成形体密度为6.0Mg/m3的试样编号42的烧结合金的烧结体密度为6.8Mg/m3。另外，成形体密度为6.8Mg/m3的试样编号45的烧结合金的烧结体密度为7.4Mg/m3，成形体密度高于6.8Mg/m3的试样编号46的烧结合金的烧结体密度为7.5Mg/m3。最大直径为1～10μm的碳化物相对于全部碳化物的面积率不论烧结体密度都为一定。另外，烧结体密度低于6.8Mg/m3的试样编号41的烧结合金由于烧结体的强度低，因此磨损量大。另一方面，对于烧结体密度为6.8Mg/m3的试样编号42的烧结合金，烧结体的强度充分，磨损量降低。另外，直至烧结体密度为7.2Mg/m3的试样编号04的烧结合金为止，通过烧结体强度的增加，磨损量显示变低的倾向。但是，烧结体密度超过7.2Mg/m3时，由于由气孔量降低带来的铬的钝态被膜的量的降低，导致磨损量表现出增加的倾向。其结果是对于烧结体密度超过7.4Mg/m3的试样编号46的烧结合金，磨损量超过10μm。氧化增量伴随烧结体密度的增加，表现出降低的倾向。其中，烧结体密度低于6.8Mg/m3的试样编号41的烧结合金的气孔量多，因此氧化增量变多，但烧结体密度为6.8Mg/m3的试样编号42的烧结合金的氧化增量降低至14g/m2。由以上可以确认，烧结体密度在6.8～7.4Mg/m3时，耐磨损性良好，且耐腐蚀性良好。另外，确认为了使烧结体密度为6.8～7.4Mg/m3，只要使成形体密度为6.0～6.8Mg/m3即可。[烧结温度的影响]可以由表4的试样编号04、47～52的烧结合金试样来研究烧结温度的影响。由表4的试样编号04、47～52的烧结合金试样可知，随着烧结温度变高，烧结被促进，烧结体密度增加。对于烧结温度不满1100℃的试样编号47的烧结合金，铁-磷-碳共晶液相不会充分产生，烧结体密度低于6.8Mg/m3，但烧结温度为1100℃的试样编号48的烧结合金的烧结体密度为6.8Mg/m3。另一方面，烧结温度为1160℃的试样编号51的烧结合金的烧结体密度为7.4Mg/m3，烧结温度超过1160℃试样编号52的烧结合金的烧结过于进行，烧结体密度超过7.4Mg/m3。烧结温度变高时，铁基体中析出的铬碳化物易于生长。因此，随着烧结温度变高，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率表现出降低的倾向。对于烧结温度超过1160℃的试样编号52的烧结合金，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率低于90%。由于烧结温度不满1100℃的试样编号47的烧结合金的烧结体密度低于6.8Mg/m3，烧结体的强度低，因此磨损量为超过10μm的值。另一方面，对于烧结温度为1100℃的试样编号48的烧结合金，烧结体的强度充分，磨损量降低。另外，直至烧结温度为1130℃的试样编号04的烧结合金为止，通过烧结体强度的增加，磨损量表现为变低的倾向。但是，如果烧结温度超过1130℃，则通过由气孔量降低导致的铬的钝态被膜的量的降低，磨损量表现为增加的倾向，对于烧结温度超过1160℃的试样编号52的烧结合金，磨损量超过10μm。氧化增量随着烧结温度变高，表现出降低的倾向。烧结温度不满1100℃的试样编号47的烧结合金由于烧结体密度低，因此气孔量多，从而氧化增量变多，但对于烧结体温度为1100℃的试样编号48的烧结合金，由于气孔量降低，因此氧化增量降低至12g/m2。由以上可以确认，烧结温度在1100～1160℃时，可以使烧结体密度为6.8～7.4Mg/m3，以及在该范围下烧结合金的耐磨损性良好，且耐腐蚀性良好。[第5实施例]准备表5所示组成的合金粉末作为铁合金粉末，向其中添加、混合P量为20%的铁-磷合金粉末3%、和石墨粉末1.5%，得到混合粉末。与第1实施例同样地制作试样编号53～59的烧结合金试样。这些烧结合金试样的全部组成一并示于表5中。另外，对于这些烧结合金试样，进行与第1实施例同样的试验。对于这些结果，也一并示于表5中。应予说明，对于第1实施例的试样编号04的结果，也一并记载于表5中。[补加的成分元素的影响]由表5的试样编号04、53～59的烧结合金试样，可以研究将在铁合金粉末中补加的成分元素进行合金化而带来的影响。在本实施例中，作为补加的成分元素，使用Mo作为例子。相对于不含Mo的试样编号04的烧结合金，含有Mo的试样编号53～59的烧结合金的烧结体密度增加，随着Mo量变多，烧结体密度表现出增加的倾向。该倾向是由于比重比Fe大的Mo增加的缘故，作为密度比，大致一定（密度比94%）。另外，最大直径为1～10μm的碳化物的面积率对于不含Mo的试样编号04的烧结合金、和含有Mo的试样编号53～59的烧结合金而言，大致相等。由于Mo作为碳化物析出而使烧结合金的耐磨损性提高，因此磨损量随着Mo量变多，表现出降低的倾向。但是，Mo量即使超过3%，也没有发现其以上的磨损量减少的效果。由于碳化物形成能力比Cr高的Mo积极地作为碳化物析出，防止了有助于耐腐蚀性的Cr从铁合金基体中作为碳化物析出，因此氧化增量随着Mo量变多，而表现出稍微降低的倾向。但是，Mo量即使超过3%，也没有发现其以上的磨损量减少的效果。由以上可以确认，将Mo在铁合金粉末中合金化而给予时，可进一步提高耐磨损性和耐腐蚀性。另外，确认Mo量即使超过3%，也没有发现其以上的耐磨损性和耐腐蚀性的改善效果，因此考虑到成本，优选为3%以下。本发明的烧结合金具有优异的耐热性、耐腐蚀性和耐磨损性，因此可以适用于涡轮增压器用涡轮部件、特别是要求耐热性、耐腐蚀性和耐磨损性的喷嘴壳体等中。