碳体及Fe — V组分的珠光体，从而生成基体相。
[0070]以下，进一步详细说明。通常，贝氏体(bainite)是将碳素钢从奥氏体状态开始冷却，在发生珠光体相变的温度区域和开始马氏体相变的温度(Ms点)之间的温度区域进行恒温保持时产生的组织。在含有Mo等合金元素的钢中，不仅在上述的恒温保持中产生贝氏体，在中等程度的速度下连续冷却时也产生贝氏体。
[0071]贝氏体大致区分为:在以恒温处理温度450?550°C程度处理后呈现接近珠光体的黑色羽毛状组织的上贝氏体、以及以低于前述温度的更接近Ms点的温度下处理后呈现接近马氏体的针状组织的下贝氏体。
[0072]如图2所示，上贝氏体具有初始硬度低于下贝氏体、且塑性硬化后的硬度高于下贝氏体的组织特性。并且，如图3所示，塑性硬化后的上贝氏体(上B)具有与珠光体(P)或下贝氏体(下B)相比磨损量(μ m)较低的组织特性。
[0073]珠光体(pearlite)通常是将碳素钢从奥氏体状态开始冷却，在缓慢冷却至发生珠光体相变的温度区域后时产生的组织，是薄板状的铁氧体和渗碳体交错排列而成的组织。
[0074]珠光体如图3所示，其具有下述组织特性:与上贝氏体相比磨损量较高，并且与上贝氏体相比塑性硬化较难。
[0075]由此，本发明人针对上贝氏体得到上述新发现。
[0076]S卩，上贝氏体在初始硬度下能够容易地进行切削加工等的基础上，对其进行加工的加工刀具不易损伤，能够有助于刀具寿命延长。另外，上贝氏体在硬化后磨损量较小。另夕卜，上贝氏体在硬化后磨损量较低。由此，例如图4所示，在通过阀5使排气通路4从开阀状态变为闭阀状态时、即利用阀体5b快速落位于阀座2上的表面压力而组织硬化(塑性硬化)。同时，阀座2的表面粗糙度降低(密度提高)而确保耐磨损性，能够抑制阀座2磨损。即，由于表面的粗糙度不同，磨损特性大幅变化。
[0077]上贝氏体在用于阀座2的使用环境下，与珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物以及下贝氏体相比，塑性硬化量及硬化深度大，耐磨损性优异。
[0078]更具体地说，如图5A所示，压缩残留应力(MPa)随着表面深度(μ m)越深，对疲劳强度越不利。而且，如图5B所示，上贝氏体与图5C所示的下贝氏体相比，疲劳强度方面有利，且还能得到相对于表面深度的变化较小这一结果。即，在将耐磨损性铁基烧结金属应用于阀座2的情况下，由于在磨损现象中包括表面压力导致的疲劳破坏(塑性变形)，所以塑性硬化至深层内部比较有利。
[0079]因此，考虑上述上贝氏体的特性，在本实施方式中，用按重量比含有Mo:0.0025?2.0%、C:0.2?1.2%、剩余部分为不可避免的杂质和Fe的金属组织的上贝氏体及珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物形成的耐磨损性铁基烧结金属构成阀座2。
[0080]S卩，Mo是能够提高耐磨损性且能提高淬火性的原料。此时，如果Mo的质量比低于
0.0025%，则难以充分得到上述效果，如图6所示，如果超过2.0%，则密度急剧降低，无法得到充分的耐磨损性。根据这一情况，将Mo设为0.0025?2.0%的范围。
[0081]另外，C是能够在烧结时形成碳化物的同时提高耐磨损性的原料。此时，如图7所示，如果C的重量比低于0.2%，则轴向磨损量急剧上升，无法得到充分的耐磨损性。如果超过1.2%，则由于在烧结后冷却时，生成从奥氏体析出的高硬度的渗碳体即粗大的先共析渗碳体，不利于切割性，同时对其它部件的攻击性增加。根据上述情况，将C设为0.2?1.2%的范围。
[0082]如果以上述范围含有Mo及C，则通过对从烧结温度进行冷却的冷却速度进行适当控制，能够得到构成为上贝氏体与珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合层的金属组织的耐磨损性铁基烧结金属，在形成上贝氏体与珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物之间的面积比为95:5?5:95的混合层的金属组织的情况下，切割性和耐磨损性均优异。在该金属组织中，珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物与上贝氏体相比更软、具有优异的切割性，上贝氏体在塑性硬化之前具有较低硬度，切割性优异，并且通过与其它部件之间滑动接触而深层地塑性硬化，而具有优异的耐磨损性。
[0083]在本实施方式中，将耐磨损性铁基烧结金属中的上贝氏体与珠光体之间、或珠光体和先共析铁素体之间的面积比限定为95:5?5:95的范围内的理由如下所示。如果例如图8所示，将上贝氏体和珠光体之间的面积比为上贝氏体的比例不足5mass%时，则轴向磨损性急剧变高，耐磨损性降低。另外,如果上贝氏体的比例超过95mass%，则对其它部件的攻击性变高。
[0084]在本实施方式中，耐磨损性铁基烧结金属是将相对于整体的重量含有Mo:0.5?
2.0%Mo且剩余部分为Fe及不可避免的杂质所构成的第I粉末、由Fe及不可避免的杂质构成的第2粉末、石墨和润滑材料混合而成的混合粉成型，这几种粉末的重量比为49:49:1:
1。在这里，耐磨损性铁基烧结金属通过烧结成型后冷却，从而使第I粉末全部成为上贝氏体,第2粉末全部成为珠光体或珠光体和先共析铁素体。
[0085]在本实施方式中，耐磨损性铁基烧结金属的一种制造原料即第I粉末的粒径被限定为50?250 μ m的范围。该限定基于下述理由。如果以第I粉末的粒径为不足50 μ m的条件烧制耐磨损性铁基烧结金属，则所生成的上贝氏体的粒径过小，无法得到充分的耐磨损性。另外，如果以第I粉末的粒径为250 μ m以上的条件烧制耐磨损性铁基烧结金属，则所生成的上贝氏体的粒径过大，作为基体的珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物中的上贝氏体的分散密度降低。在上贝氏体的密度降低的情况下，耐磨损性铁基烧结金属容易露出珠光体或珠光体和先共析铁素体，耐磨损性降低。由于第2粉末即珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物构成基体，所以无需特别地考虑粒径。
[0086]在本实施方式中，通过将成型时的烧结温度设为1100?1200°C，将成型时烧结后的冷却速度设为40?150°C /min的范围，从而不会生成下贝氏体及马氏体，能够得到具有上贝氏体及珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物的耐磨损性铁基烧结金属。
[0087]图9A示出将Fe — 1.5%Mo合金粉、Fe粉、C粉、润滑剂以重量比成为49:49:1:1的方式混合搅拌的材料成型，并在1120°C的氮气气氛中烧结后以100°C /min冷却的情况下的要部的示意图。
[0088]图9A所示的阀座2具有金属组织仅由上贝氏体2a及珠光体(基体)2b的混合相构成的组织。耐磨损性铁基烧结金属中，从第I粉末形成上贝氏体2a的Fe — Mo硬质粒子，分散生成在从第2粉末形成作为基体相的珠光体2b中。另外，耐磨损性铁基烧结金属中，没有形成Fe - Mo硬质粒子的第I粉末的Fe及第2粉末的Fe形成珠光体，从而生成基体
2b ο
[0089]此时，上贝氏体2a的晶体构造如图9B、9C所示，珠光体2b的晶体构造如图9D所示。在上贝氏体2a的晶体构造中，图9B中的表观硬度为220 (HV10)、显微硬度为270(HV0.025)，在图9C中的表观硬度为250 (HV10)、显微硬度为390 (HV0.025)，其差异是由于烧结前的压缩成型力的不同导致的。
[0090]如图10所示，由耐磨损性铁基烧结金属构成的阀座2，在实际设备中由于从阀5承受的表面压力而珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物(基体)2b优先被磨损，在上贝氏体2a上施加较高的表面压力，例如上贝氏体2a从初始硬度270HV开始快速塑性硬化至600HV附近，从而能够作为硬质相而实现硬质粒子的功能。
[0091]如图11所示，在珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物(基体)2b中分散的上贝氏体2a，在实际设备中由于来自阀5的负载(表面压力)而快速地、深层且大幅度地塑性硬化。
[0092]如上所述，本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属不含有硬质粒子，仅由提高了碳化物的密度的上贝氏体构成。即，本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属，仅由与珠光体或下贝氏体相比初始硬度较小且大幅深层地进行塑性硬化的上贝氏体构成，所以切割性优异，对其它部件的攻击性较小，由此，能够易于加工为阀座的同时，抑制加工刀具的寿命缩短，并且，在用作为阀座时，在阀落位时被阀撞击而快速大幅深层地塑性硬化，从而能够发挥优异的耐磨损性。
[0093](实施例)作为实施例，尝试制作仅由贝氏体和珠光体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座，检查其耐磨损性。
[0094]如图11的示意图所示,对在珠光体的基体2b中分散有上贝氏体2a、仅由上贝氏体和珠光体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座的耐磨损性进行调查。如图11的示意图所示的金属组织的阀座2，阀5闭合时的负载由上贝氏体2a支撑，上贝氏体2a快速地深层大幅地塑性硬化。
[0095]如果如图12所示，在上贝氏体2a的初始硬度小于珠光体构成的基体2b的硬度的情况下，由于来自阀5的负载(表面压力)由珠光体2b承受，从而上贝氏体2a不进行塑性硬化，珠光体2b和上贝氏体2a同时