合金粉末、铁系混合粉末、烧结合金及其制造方法

专利名称：合金粉末、铁系混合粉末、烧结合金及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种在汽车发动机的阀座材料中所使用的耐磨耗性烧结合金及其制造方法等，特别涉及一种适合CNG发动机、重型柴油发动机等高负荷发动机的阀座使用的烧结合金的开发技术。
背景技术：
近年来，汽车发动机由于高性能化，工作条件变得越来越苛刻，发动机中所使用的阀座也必须要承受比现有技术更加苛刻的使用环境条件。例如在出租汽车上所大多装载的LPG发动机的情形中，阀和阀座的滑动接触面在干燥状态下使用，因此其比汽油发动机的阀座磨耗得快。而且在象高含铅汽油发动机那样附着有淤渣的环境中，在对阀座产生高面压的情形中，或者象在柴油发动机中那样高温·高压缩比的情形中，淤渣加重了磨耗。在这样苛刻的环境下使用时，要求具有良好的耐磨耗性，并且具有不出现疲劳现象的高强度。
一方面，带有即使阀座出现磨耗时也可以自动调整阀的位置以及阀驱动定时的紧急(ラツシユ)调整装置的气门机构也被实用化了，但是还不能说由于阀座磨耗所引起的发动机寿命的问题已经得到了解决，因此希望开发耐磨耗性好的阀座用材料。另外，近年来，不仅以高性能化为目标，而且由于经济的原因，也开始不断重视开发价格便宜的汽车，因此要求今后的阀座用烧结合金不需要上述紧急调整装置那样的附加机构而具有高温耐磨耗性、高强度。
作为这种阀座用烧结合金，公开了在Fe-Co系和Fe-Cr系的斑状基体中分散Co-Mo-Si系硬质粒子的技术(参阅特公昭59-037343号公报(专利文献1))。此外，也公开在Fe-Co系基体中分散Co-Mo-Si系硬质粒子的技术(参阅特公平05-055593号公报(专利文献2))。并且，还公开了在Fe-Co系中添加Ni的基体中分散Co-Mo-Si系硬质粒子的技术(参阅特公平07-098985号公报(专利文献3))。而且，也公开了分散有Co-Mo-Si系硬质粒子的Fe基合金(参阅特开平02-163351号公报(专利文献4))。
这些专利文献1～4中所述的合金中的硬质粒子，由于其Mo量为40质量％以下，含有该硬质粒子的烧结合金具有相当的高温耐磨耗性和高强度。但是近年来，仍然希望开发具有高温耐磨耗性、高强度的烧结合金。因此，作为其改进型发明公开，公开了形成耐磨耗性硬质相用的合金粉末，其由以质量比为计，Si1.0～12％、Mo20～50％、Mn0.5～5.0％、以及余量部分为Fe、Ni、Co中的至少一种和不可避免的杂质构成(参阅特开2002-356704号公报(专利文献5))。
为此，为了满足社会的要求，提出了适于作为具有更好耐磨耗性的阀座材料的烧结合金。但是，在近年来逐渐实用化的CNG发动机及高输出用重型柴油发动机等的发动机中，伴随金属接触而对阀座材料产生更大的负荷，因而，希望开发在上述的环境下也具有高的耐磨耗性的材料。

发明内容
本发明是以上述课题为背景进行研究的，目的在于，提供特别是在CNG发动机及重型柴油发动机等的高负荷发动机环境下发挥优良的高温耐磨耗性的阀座材料用的耐磨耗性烧结构件及其制造方法等。
本发明者在上述在先技术背景下，分析了发生金属接触的环境下的磨耗状态，发现在发生金属接触的环境下产生磨耗的原因是，硬质粒子以外的基体部分成为基点而发生塑性流动、胶合(凝着)。因此，作为解决方案，就知道，增大Mo的含量，使Mo硅化物量增大，可以减少磨耗的基点。另外，还知道，通过增大Mo的含量，使一体化的Mo硅化物析出，可以增大硬质粒子的束缚效果。本发明者基于上述见解得到如下结论由于可以将塑性流动、胶合的发生控制在最小限度内，故可以大幅度地改善耐磨耗性。
具体地说，本发明的要点是，作为硬质相，与上述专利文献5所述的基体相比，余量部分采用Co，同时排除Mn，以在不提高粉末硬度的前提下，增大Mo量，从而使析出的Mo硅化物增多，同时使其一体化而析出。另外，对于该硬质相重要的还有，通过对Si量进行最优化使其控制在生成必要的Mo硅化物的必要量上，可以降低粉末的硬度，增大Mo添加量。本发明是在上述见解的基础上完成的。
因此本发明是基于上述对策而成的，其特征在于，本发明的形成硬质相用的合金粉末其总体组成为以质量比计算，Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，余量部分为Co和不可避免的杂质。
另外，本发明的耐磨耗性烧结合金用铁系混合粉末的特征在于，在铁合金基体用粉末中，添加有质量比为5～40％的上述形成硬质相用合金粉末。
而且，本发明的耐磨耗性烧结构件的制造方法的特征在于，预先准备上述的耐磨耗性烧结合金用铁系混合粉末，将其压粉成形为规定形状，将所得压粉体在非氧化性气氛中于1000～1200℃下烧结。另外这样制造而成的本发明的耐磨耗性烧结构件的特征是，使以Mo硅化物为主的析出物成一体而析出的Co基硬质相以质量比5～40％分散在铁合金基体中，其组成以质量比计算为由Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，余量部分为Co和不可避免的杂质构成。
其次，本发明涉及的第一耐磨耗性烧结合金的特征在于，总体组成为以质量比计算，由Mo5.26～28.47％、Co1.15～19.2％、Cr0.25～6.6％、Si0.05～2.0％、V0.03～0.9％、W0.2～2.4％、以及C0.43～1.56％，余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，在贝氏体相、或者贝氏体和马丁体的混合相构成的基体组织中，在Co基合金基体中主要由Mo硅化物构成的析出物形成一体而析出的Co基硬质相以5～40％分散，在Fe基合金基体中粒状的Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物析出的Fe基硬质相以5～30％分散。
另外，本发明涉及的第二耐磨耗性烧结合金的特征在于，其由总体组成为以质量比计算，Mo4.87～28.47％、Co1.15～19.2％、Cr0.25～6.6％、Si0.05～2.0％、V0.03～0.9％、W0.2～2.4％、C0.43～1.56％，以及Ni13％以下，余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，在贝氏体相、马丁体和奥氏体的混合相构成的基体组织中，在Co基合金基体中主要由Mo硅化物构成的析出物形成一体而析出的Co基硬质相以5～40％分散，在Fe基合金基体中粒状的Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物析出的Fe基硬质相以5～30％分散。
根据本发明，与现有技术相比，通过增加硬质粒子的分散量，可以使磨耗的基点减少，另外，由于使硬质粒子成一体析出，可以增大硬质粒子的束缚效果，因而可以将塑性流动、胶合的发生控制在最小限度内。为此，可以提供一种耐磨耗性烧结合金，该合金进一步提高了硬质粒子的耐磨耗性，在高负荷发动机环境下发挥优良的高温耐磨耗性。


图1是显示本发明的耐磨耗性烧结构件的金属组织的示意图。
图2是显示现有的耐磨耗性烧结构件的金属组织的示意图。
图3是显示本发明第一耐磨耗性烧结合金的金属组织的示意图。
图4是显示本发明第二耐磨耗性烧结合金的金属组织的示意图。
图5是显示磨耗量和形成硬质相用的合金粉末中的Mo量的关系的曲线图。
图6是显示磨耗量和形成硬质相用的合金粉末中的Cr量的关系的曲线图。
图7是显示磨耗量和形成硬质相用的合金粉末中的Si量的关系的曲线图。
图8是显示磨耗量和形成硬质相用的合金粉末的添加量的关系的曲线图。
图9是显示磨耗量和烧结温度的关系的曲线图。
图10是显示磨耗量和硬质相的关系的曲线图。
图11是显示磨耗量和B合金粉末中的Mo量的关系的曲线图。
图12是显示磨耗量和B合金粉末中的Si量的关系的曲线图。
图13是显示磨耗量和B合金粉末中的Cr量的关系的曲线图。
图14是显示磨耗量和B合金粉末的添加量的关系的曲线图。
图15是显示磨耗量和A合金粉末中的Mo量的关系的曲线图。
图16是显示磨耗量和C合金粉末中的Mo量的关系的曲线图。
图17是显示磨耗量和C合金粉末中的合金元素(V，W，Cr)的量的关系的曲线图。
图18是显示磨耗量和C合金粉末中的C量的关系的曲线图。
图19是显示磨耗量和C合金粉末的添加量的关系的曲线图。
图20是显示磨耗量和Ni粉末的添加量的关系的曲线图。
图21是显示磨耗量和石墨粉末的添加量的关系的曲线图。
图22是显示磨耗量和烧结温度的关系的曲线图。
具体实施例方式
下面参照附图，对本发明的形成硬质相用的合金粉末和使用该合金粉末的铁系混合粉末、以及耐磨耗性烧结构件的制造方法，及耐磨耗性烧结构件(权利要求1～4)的作用，和数值限定的依据一起进行说明。
(1)形成硬质相用的合金粉末本发明的形成硬质相用的合金粉末以Co作为基材，主要在烧结时向Fe基体扩散，使Fe基体强化，同时具有使硬质粒子的粘结性提高，进一步地使硬质相和其周边的耐热性提高的效果。而且，Co的一部分和Mo、Si一起形成Mo-Co硅化物，具有提高耐磨耗性的效果。下面对形成硬质相用的合金粉末的各成分组成的数值限定的依据进行说明。
MoMo主要和Si键合，形成耐磨耗性、润滑性好的Mo硅化物，使烧结合金的耐磨耗性提高。另外，一部分也和Co结合，成为由Co-Mo-Cr-Si合金形成的Mo硅化物析出型硬质粒子。在Mo含量不足48质量％的情况下，Mo硅化物不成一体析出，形成与现有技术一样的粒状Mo硅化物分散在Co基硬质相中的形态，耐磨耗性停留在原有的程度上。相反当Mo含量超过60质量％时，在排除Mn的情况下和后述的Si减量的情况下，Mo增量的效果会更大，粉末的硬度变高，使成型时的压缩性受损。另外由于形成的硬质相变脆，由于冲击会部分破损，由于研磨粉的作用反而使耐磨耗性降低。因此Mo含量设定为48～60质量％。
CrCr使硬质相的Co基体强化。而且向Fe基体扩散，也使Fe基体的耐磨耗性提高。当Cr含量不足3质量％时，缺乏所述效果。相反超过12质量％时，粉末的氧量增多，在粉末表面形成氧化覆膜，阻碍烧结的进行，并且由于氧化覆膜而使得粉末变硬，因而使压缩性降低。因此，从烧结合金的强度降低，导致耐磨耗性降低方面考虑，将Cr含量的上限值设定在12质量％。按照以上所述，Cr含量设定为3～12质量％。
SiSi主要和Mo反应，形成耐磨耗性、润滑性好的Mo硅化物，使烧结合金的耐磨耗性提高。当Si含量不足1质量％时，由于不能得到足够的Mo硅化物，故不能得到足够的提高耐磨耗性的效果。另外，当Si含量过大时，和Mo不发生反应而扩散至基体的Si增加。Si使Fe基体变硬，同时也变脆。为此，Si向基体的某种程度的扩散有利于硬质相向基体的粘结。但是过度的Si扩散使Fe基体的耐磨耗性降低，增加配对方的攻击性，故不优选。因此，如果减少与Mo不反应的Si量，此时可以不增加粉末的硬度而赋予其以适当的Mo量。因此，将与Mo量不反应而向基体扩散的Si开始增加的5质量％定为Si含量的上限。如上所述，设定Si含量为1～5质量％。
(2)铁系混合粉末本发明的铁系混合粉末是在形成铁合金基体的铁合金基体用粉末中，添加质量比为5～40％的上述形成硬质相用的合金粉末而成的。这里，形成硬质相用的粉末的添加量越多，耐磨耗性越良好。但是当相对于铁系混合粉末总体的添加量不足5质量％时，缺乏耐磨耗性提高的效果。相反当添加量超过40质量％时，混合粉末的压缩性降低，烧结后的密度或强度降低，耐磨耗性也变低。因此将形成硬质相用的合金粉末的添加量设定为相对于铁系混合粉末总体为5～40质量％。
(3)耐磨耗性烧结构件的制造方法和耐磨耗性烧结构件本发明的耐磨耗性烧结构件的制造方法的特征在于，将其组成为质量比，Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，并且余量部分为Co和不可避免的杂质构成的形成硬质相用的合金粉末，以质量比5～40％添加在铁合金基体用粉末中形成铁系混合粉末，准备该粉末，将其压粉成形为规定形状，将所得压粉体在非氧化性气氛中，在1000～1200℃下烧结。
这里对限定上述耐磨耗性烧结构件的制造方法中的烧结温度的理由进行说明。对于铁合金基体用粉末的组成，不用说，可以使用用于形成上述专利文献1～3等的Fe合金基体的粉末。铁合金基体用粉末可以是合金粉也可以是混合粉。也就是，仅用本发明的Co基硬质相替换上述现有技术使用的Co基硬质相就可以提高耐磨耗性。但是在上述烧结温度不足1000℃时，烧结不充分，不能得到足够的耐磨耗性。相反当烧结温度超过1200℃时，硬质相熔融消失，另外Mo硅化物形成一体而析出所必要的各成分向基体中扩散流失，Mo硅化物形成粒状析出。因此将烧结温度设定在1000～1200℃。
利用上述的制造方法可以得到耐磨耗性烧结合金，其由总体组成以质量比为Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，并且余量部分为Co和不可避免的杂质构成，以Mo硅化物为主的析出物形成一体而析出的Co基硬质相以质量比5～40％分散在铁合金基体中。在该耐磨耗烧结合金中，如图1所示，在基体中分散着硬质相，其中主要由Mo硅化物构成的硬质粒子形成一体而析出，其内部和周围析出Co扩散形成的扩散相(白色相)。该硬质相利用硬质、且与配对材料阀的亲和性低的Mo硅化物进一步提高耐磨耗性，同时使Mo硅化物构成的硬质粒子形成一体而析出，故即使是在发生金属接触的环境下，利用基体的束缚效果也防止基体的塑性流动或胶合带来的磨耗。与此相对，图2是显示现有的耐磨耗性烧结构件的示意图。在该耐磨耗性烧结构件中，基体中分散着以主要由Mo硅化物构成的硬质相为核，其周围被Co扩散而形成的扩散相(白色相)包围的硬质相。该硬质相尽管也是硬质，但是，因为Mo硅化物构成的硬质粒子不形成一体析出，故基体的束缚效果小，不能充分地防止基体的塑性流动或胶合带来的磨耗。
以上是本发明的耐磨耗性烧结构件(对应权利要求1～4)的作用，下面参照附图，对本发明的耐磨耗性烧结构件合金(对应权利要求5～12)的作用和数值限定的依据一起进行说明。
(1)基体图3是显示上述第一耐磨耗性烧结合金的金属组织的示意图。如该图中所示，该烧结合金的基体是以贝氏体为主的组织。马丁体是硬度高的组织，具有提高耐磨耗性的效果，但由于其硬度的原因，也具有加速例如配对部件阀的磨耗的作用。因此通过使基体组织不象马丁体那么硬，以硬次于马丁体、强度高的贝氏体为主，可以防止基体的塑性流动，并且减轻对配对部件的损害。而且，贝氏体可以单独使用，为了进一步提高耐磨耗性也可以使马丁体分散在贝氏体的基体组织中。通过使本发明的硬质相分散在只有上述的贝氏体单相或者只有贝氏体和马丁体混合相的耐磨耗性好的基体中，进一步提高耐磨耗性。
为了得到所述的基体，作为基体成分，适宜是含有3～7质量％Mo的铁基合金，使其具有铁基合金粉末(合金粉末A)的形式。Mo固溶在铁基体中，具有扩张贝氏体区域的作用，以烧结后通常的冷却速度，使基体组织贝氏体化。但是当Mo量不足铁基合金粉末的3质量％时，其作用缺乏，超过7质量％时，合金粉末变硬，压缩性差。
另外，图4是显示上述第二耐磨耗性烧结合金的金属组织的示意图。如该图中所示，该耐磨耗性烧结合金的基体是高强度的马丁体和奥氏体分散在贝氏体中的混合组织。通过该组织，在富于韧性的奥氏体使马丁体的配对方攻击性缓和的同时，用强度高而且防止基体塑性流动的马丁体补足软质且容易塑性流动的奥氏体，得到互补的效果，有进一步提高耐磨耗性的效果。
这样的基体组织可以通过在上述含Mo的铁基合金粉末(合金粉末A)中添加Ni粉末得到。也就是说，在烧结过程中，从Ni粉末扩散至铁基体中的Ni，显示出在原始Ni粉末部分中Ni浓度高，随着远离原始Ni粉末部分，其浓度降低的浓度分布，但由于Ni具有提高淬透性的作用，故在Ni扩散的区域中，在烧结后的冷却过程中转变为马丁体组织，同时Ni浓度高的部分在常温下也以奥氏体形式残留，由此形成上述基体组织。但是添加的Ni粉末的量超过13质量％时，残留的奥氏体量过多，同时Ni的扩散量过多，不残留贝氏体组织，故必须将上限设定为13质量％。
(2)硬质相在本发明的第1和第2耐磨耗性烧结合金中，无论是哪一种，如图3和图4所示，都在基体中分散着硬质相(第1硬质相)，其中主要由Mo硅化物构成的硬质粒子形成一体析出，在其内部和周围析出Co扩散而形成的扩散相(白色相)。该硬质相利用硬质而且和配对材料阀的亲和性差的Mo硅化物，使耐磨耗性进一步提高，同时因为Mo硅化物构成的硬质粒子形成一体析出，故即使是在发生金属接触的环境下，也通过基体的束缚效果防止基体的塑性流动或胶合产生的磨耗。
另外，在本发明的第1和第2耐磨耗性烧结合金中，无论是哪一种，在基体中都分散着Fe基硬质相(第2硬质相)，其中析出主要粒状的Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物，Fe基合金在其周围扩散。该硬质相具有Mo系高速工具钢公知的组成。
在这样的硬质相中，Co基硬质相在上述基体中按5～40质量％分散时，显示非常良好的耐磨耗性。当不足5质量％，提高耐磨耗性的效果不显著，当超过40质量％时，混合粉末的压缩性降低，同时配对方攻击性提高，磨耗量反而增大。另外，当Fe基硬质相在上述基体中分散5～30质量％时，显示非常良好的耐磨耗性。当不足5质量％时，耐磨耗性提高的效果不显著，当超过30质量％时，混合粉末的压缩性降低，同时配对方攻击性提高，反而磨耗量增大。
下面对上述成分组成的数值限定的根据进行说明。
MoMo固溶在基体中，在强化基体的同时扩张基体的贝氏体区域，即使不进行特殊的恒温处理等，只通过烧结后的通常冷却，就有使基体组织贝氏体化的作用，利用上述作用使基体强度和耐磨耗性提高。另外，Mo在第一硬质相中，主要和Si一起形成硬质的Mo硅化物，同时一部分也和Co反应形成Mo-Co硅化物，但这些Mo硅化物形成一体析出而形成硬质相的核，防止基体的塑性流动、胶合，使耐磨耗性提高。而且Mo在第二硬质相中形成Mo碳化物，使耐磨耗性提高。
Mo的含量而言，当固溶在基体中而提供的量低于3质量％时，基体的贝氏体化不够，强度和耐磨耗性不够。另外第一硬质相中的量低于48质量％时，析出的Mo硅化物不形成一体析出，作为Mo硅化物岛形式而析出，耐磨耗性降低。而且当第二硬质相中的量低于4质量％时，Mo碳化物的形成量缺乏，耐磨耗性降低。因此，作为总体组成中的Mo量在第一耐磨耗性烧结合金中将5.26重量％定为下限，第二耐磨耗性烧结合金中将4.87质量％定为下限。
另外，固溶在基体中而提供的量超过7质量％，第1硬质相中的量超过60质量％，而且第二硬质相中的量超过8质量％时，作为供给源的原料粉末过硬，压缩性降低，结果成型对密度降低，烧结后密度也不提高，强度和耐磨耗性降低。因此总体组成的Mo量将28.47质量％定为上限。
因此，Mo含量在第一耐磨耗性烧结合金中设定为5.26～28.47质量％，在第二耐磨耗性烧结合金中设定为4.87～28.47质量％.
Co第一硬质相中的Co扩散在基体中固溶强化基体，同时具有将硬质相牢固地结合在基体中的作用。而且扩散在基体中的Co强化基体的同时，具有基体和硬质相的耐热性提高的作用。而且，Co的一部分与Mo，Si一起形成Mo-Co硅化物，形成硬质相的核，防止基体的塑性流动、胶合，使耐磨耗性提高。Co的含量当超过19.2质量％时，作为供给源的各种粉末变硬，压缩性受损。一方面，将下限设定为1.15质量％。当低于该下限值时，上述效果不够。因此，Co的含量设定为1.15～19.2质量％。
Cr第一硬质相中的Cr固溶在第一硬质相的CO基体中，具有强化的作用。另外，第二硬质相中的Cr形成碳化物使基体的耐磨耗性提高。而且从第一和第二硬质相向基体扩散的Cr的功能是使硬质相牢固地对基体结合，同时固溶在基体中进一步强化基体，进一步提高淬透性。Cr的含量当第一硬质相中的量低于3质量％，并且第二硬质相中的量低于2％时，上述效果不够。因此，将总体组成中的Cr量的下限设定为0.25质量％。一方面，当第一硬质相中的量低于12质量％，并且第二硬质相中的量低于6％时，作为供给源的各种粉末变硬，压缩性受损。因此总体组成中的Cr量的上限设定为6.6质量％。因此，Cr的含量设定为0.25～6.6质量％。
SiSi如前所述和第一硬质相中的Mo，Co化合，形成硬质的Mo硅化物、Mo-Co硅化物，使耐磨耗性提高。Si的含量不足0.05质量％时，没有足量的硅化物析出，当超过2.0质量％时，供给源粉末变硬，压缩性受损，同时使烧结性恶化。因此Si的含量设定为0.05～2.0质量％。
VV 在第二硬质相中形成微细的V碳化物，使耐磨耗性提高，同时其一部分扩散在基体中，具有固溶强化的作用。V的含量不足0.03质量％时，其效果不够。另外，当超过0.9质量％时，供给源粉末变硬，压缩性受损。因此V的含量设定为0.03～0.9质量％。
WW与V同样，在第二硬质相中形成碳化物，使耐磨耗性提高。W的含量不足0.2质量％时，其效果不够。另外，当超过2.4质量％时，供给源粉末变硬，压缩性受损。因此W的含量设定为0.2～2.4质量％。
CC具有强化基体的作用，使基体组织马丁体化和贝氏体化，使其耐磨耗性提高。另外，在第二硬质相中，如上所述形成Mo、Cr、V、W的碳化物，使耐磨耗性提高。C的含量不足0.43质量％时，基体组织中残留耐磨耗性和强度都低的铁氧体，其耐磨耗性的提高不充分。另外，当C的含量超过1.56质量％时，渗碳体在晶粒边界上开始析出，强度降低。因此C的含量设定为0.43～1.56质量％。
NiNi少量地添加，使基体的固溶强化，改善基体组织的淬透性，促进烧结后的冷却速度下的马丁体化，使耐磨耗性得到提高。另外Ni浓度高的部分作为奥氏体残留，但由于奥氏体组织是软质，富于韧性，因而具有抑制对配对方材料的攻击性的效果。在本发明的第二烧结合金中，因为需要作成贝氏体或者除了贝氏体以外还有马丁体和奥氏体的混合组织，故Ni的含量需要达到特定程度。但是含有过量的Ni时，富于韧性而且软质的奥氏体的形成量过多，容易产生基体的塑性流动、胶合，并且在基体组织中不残留贝氏体，使耐磨性降低。因此，将Ni含量的上限值设定为13质量％。另外在本发明的耐磨耗性烧结合金中，只在第二耐磨耗性烧结合金中含有Ni。
这里，在上述第一、第二耐磨耗性烧结合金的金属组织中，分散有0.3～2.0质量％选自铅、二硫化钼、硫化锰、氮化硼、偏硅酸镁系矿物、以及氟化钙中的至少一种的可切削性改善物质粒子是合适的。这些是可切削性改善成分，通过使其分散在基体中，在切削加工时成为切屑断裂的起点，可以改善烧结合金的可切削性。这些可切削性改善成分的含量当不足0.3质量％时，其效果不充分，当含量超过2.0质量％时，则烧结合金的强度降低。因此其含量设定为0.3～2.0质量％.
另外，在本发明的耐磨耗性烧结合金中，气孔中适宜地充填选自铅、铅合金、铜、铜合金、以及丙烯酸树脂中的1种。这些也是可切削性改善成分，特别是当切削含有气孔的烧结合金时，成为不连续切削，通过使气孔中含有铅或铜，形成连续切削，缓和其对工具刀尖的冲击。而且，除铅具有作为固体润滑剂的功能之外，铜或铜合金因为热传导性强，故可以防止热不传导(熱のてもり)，可以减轻热对刀尖带来的损伤，丙烯酸树脂的作用是形成切屑碎片断裂的起点。
下面对本发明的第一和第二耐磨耗性烧结合金的制造方法进行说明。
第一耐磨耗性烧结合金的制造方法的特征在于，向A合金粉末中添加5～40％的B合金粉末和5～30％的C合金粉末和0.3～1.2质量％的石墨粉末，以制备混合粉末，其中所述的A合金粉末是由组成为以质量比计算，Mo3～7％以及余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，用于形成基体；所述的B合金粉末是由组成为以质量比计算，Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，以及余量部分为Co和不可避免的杂质构成，用于形成Co基硬质相；所述的C合金粉末是由组成为以质量比计算，Mo4～8％、V0.5～3％、W4～8％、Cr2～6％、C0.6～1.2％，以及余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，用于形成Fe基硬质相；将上述混合粉末压粉成型为规定形状之后，在非氧化性气氛中，1000～1200℃下进行烧结。
第二耐磨耗性烧结合金的制造方法的特征在于，向A合金粉末中添加5～40％的B合金粉末、5～30％的C合金粉末、13质量％以下的Ni粉末和0.3～1.2质量％石墨粉末，以制备混合粉末，其中所述的A合金粉末是由组成为以质量比计算，Mo3～7％以及余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，用于形成基体；所述的B合金粉末是由组成为以质量比计算，Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，以及余量部分为Co和不可避免的杂质构成，用于形成Co基硬质相；所述的C合金粉末是由组成为以质量比计算，Mo4～8％、V0.5～3％、W4～8％、Cr2～6％、C0.6～1.2％，以及余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，用于形成Fe基硬质相；将上述混合粉末压粉成型为特定形状之后，在非氧化性气氛中，1000～1200℃下进行烧结。
下面对上述各粉末的成分和各成分的比例的限定依据，按照基体成型用、混合粉末的顺序进行说明。
(1)基体成型用粉末[A合金粉末]MoMo是使在烧结后的炉内冷却速度下容易得到贝氏体组织的元素，并且形成Mo碳化物使耐磨耗性提高。而且，Mo具有提高基体抗回火软化性的作用，在反复进行加热和冷却的例如阀座用烧结合金中，可以有效地防止使用过程中出现疲劳现象。当Mo含量不足3质量％时，上述效果不充分，在基体组织中残留珠光体，缺乏提高耐磨耗性的效果。另外，当Mo含量超过7质量％时，除缺乏上述效果改善外，容易析出Mo过共析碳化物(硬质相)，降低可切削性，并且提高配对方材料攻击性。因此，将Mo含量设定为3～7质量％。另外，为了在基体总体中均匀地得到Mo的上述作用，优选以Fe-Mo合金粉末的形式提供Mo。
(2)混合用粉末由于在上述A合金粉末形成的基体中分散有硬质相，而使其具有耐磨耗性，作为混合用粉末准备Co基合金构成的B合金粉末、Fe基合金构成的C合金粉末、石墨粉末。另外在制造上述第二耐磨耗性烧结合金时，还准备Ni粉末。
CoCo扩散在基体中，起到使硬质相牢固地与基体结合的作用。另外，扩散在基体中的Co起到强化基体的作用的同时，还起到了提高基体及硬质相的基体的耐热性的作用。而且Co的一部分和Mo、Si一起形成Mo-Co硅化物，该硅化物形成硬质相的核，使耐磨耗性提高，并且利用束缚效果防止基体的塑性流动、胶合。按照以上所述，利用Co基合金构成B合金粉末。下面对B合金粉末中含有的成分组成的数值限定的根据进行说明。
Mo主要和Si结合，形成耐磨耗性、润滑性好的Mo硅化物，提高烧结合金的耐磨耗性。另外，一部分与Co结合，成为由Co-Mo-Cr-Si合金形成的Mo硅化物析出型硬质粒子。B合金粉末中的Mo含量在不足48质量％时，Mo硅化物不形成一体析出，耐磨耗性停留在现有的程度上。相反B合金粉末中的Mo含量超过60质量％，则Mo增量效果更明显，粉末的硬度高，使成型时的压缩性受损。另外，由于形成的硬质相变脆，受到冲击时会部分缺损，由于研磨粉的作用，耐磨耗性反而降低。因此B合金粉末中的Mo含量设定为48～60质量％。
CrCr用于强化硬质相的Co基体。另外，向Fe基体扩散，也使Fe基体的耐磨耗性提高。当B合金粉末中的Cr含量不足3质量％时，缺乏所述的效果。相反当Cr含量超过12质量％时，粉末的氧量增多，在粉末表面形成氧化覆膜，阻碍烧结的进行，同时由于氧化覆膜，粉末变硬，致使压缩性降低。为此，由于导致烧结合金的强度降低，耐磨耗性降低，将Cr含量的上限值设定为12质量％。按照如上所述，将B合金粉末中的Cr含量设定为3～12质量％。
SiSi主要和Mo反应，形成耐磨耗性、润滑性好的Mo硅化物，使烧结合金的耐磨耗性提高。由于B合金粉末中的Si含量不足1质量％时，不能得到足够的Mo硅化物，因而不能得到足够的耐磨耗性提高的效果。一方面当Si含量过大时，和Mo不反应而扩散至基体中的Si增多。Si使Fe基体变硬，同时也使其脆化。为此，Si向基体进行某种程度的扩散对硬质相向基体的固着有效。但是由于过量的Si扩散使Fe基体的耐磨耗性降低，增加配对方攻击性，故不优选。因此，如果减少不与Mo反应的Si量，则此时可以不增加粉末硬度使其具有适当的Mo量。因此将和Mo量不反应而扩散至基体的Si开始增加的5质量％设定为Si含量的上限。如上所述，B合金粉末中的Si含量设定为1～5质量％。
下面对B合金粉末的添加量进行说明。如上所述，B合金粉末形成的硬质相，牢固地粘着在基体中，原始粉末部分形成以Mo硅化物为主体的硬质粒子成为一体的硬质相，同时在该硬质粒子的内部和周围形成析出Co，Cr浓度高的扩散相(白色相)的组织。因此B合金粉末的添加量越多，耐磨耗性越良好。但是相对混合粉末总体添加量不足5质量％时，在发生金属接触的环境下基体的束缚效果不充分，发生基体的塑性流动、胶合，从而磨耗深入，缺乏耐磨耗性提高的效果。相反当添加量超过40质量％时，混合粉末的压缩性降低，烧结后的密度和强度变小，耐磨耗性也降低。因此，将B合金粉末的添加量相对混合粉末总体设定为5～40质量％。
FeFe此形成所谓的Mo系高速工具钢的基体，使其耐磨耗性提高。因此利用Fe基合金构成C合金粉末。下面对C合金粉末中含有的成分组成的数值限定的根据进行说明。
MoMo形成碳化物使耐磨耗性提高。另外具有向基体中扩散提高对硬质相基体的粘着性的作用。C合金粉末中的Mo含量不足4质量％时，析出的Mo碳化物的量缺少，缺少耐磨耗性提高的效果。另外，当超过8质量％时，析出的Mo碳化物的量过多，配对方攻击性提高，并且致使可切削性非常地降低。因此C合金粉末中的Mo含量设定为4～8质量％。
VV形成硬并且微小的V碳化物，使耐磨耗性提高。该效果在C合金粉末中的V含量为0.5质量％以上时显著，另外当超过3质量％时，析出的V碳化物的量过多，配对方攻击性提高，并且致使可切削性非常地降低。因此C合金粉末中的V的含量设定为0.5～3质量％。
WW形成硬质的W碳化物，使耐磨耗性提高。当C合金粉末中W的含量不足4质量％时，析出的W碳化物的量缺乏，缺少耐磨耗性提高的效果。另外当超过8质量％时，析出的W碳化物的量过多，配对方攻击性提高，并且致使可切削性非常地降低。因此C合金粉末中W的含量设定为4～8质量％。
CrCr形成碳化物，使耐磨耗性提高。而且，具有向基体中扩散，使其对硬质相基体的粘着提高，并且提高基体的淬透性，在烧结后的冷却过程中，使基体组织马丁体化，提高基体的耐磨耗性的作用。当C合金粉末中Cr的含量不足2质量％时，析出的Cr碳化物的量缺乏，缺少耐磨耗性提高的效果。另外当超过6质量％时，析出的Cr碳化物的量过多，配对方攻击性提高，并且致使可切削性非常地降低。因此C合金粉末中Cr的含量设定为2～6质量％。
C当固溶上述的合金成分作为Fe合金粉末而提供时，粉末过度变硬，压缩性非常降低。因此在Fe基合金粉末中加入C，使固溶于Fe合金粉末中的合金成分的一部分以碳化物的形态析出。这样处理后，碳化物则析出分散在Fe基合金粉末中，而固溶在Fe合金粉末的基体部分的合金成分减少。为此，作为Fe基合金粉末总体，粉末的硬度降低，压缩性提高。供给Fe基合金粉末中的C在C合金粉末中的含量不足0.6质量％时，析出的碳化物的量少，压缩性的改善不充分。另外，当使其超过1.2％时，Fe基合金粉末中析出的碳化物的量反而增多，使压缩性降低。因此C合金粉末中C的含量设定为0.6～1.2质量％。
下面对C合金粉末的添加量进行说明。当上述C合金粉末以5～30质量％分散于上述基体中时，显示非常良好的耐磨耗性。当C合金粉末的添加量相对混合粉末总体的质量不足5质量％时，耐磨耗性提高的效果不显著，当超过30质量％时，混合粉末的压缩性降低，同时配对方攻击性提高，磨耗量反而增加。因此，C合金粉末的添加量设定为混合粉末总体质量的5～30质量％。
为了在固溶于基体使其强化的同时，在烧结后以通常的冷却速度容易得到马丁体，因而添加Ni。作为Ni的添加方式，当使其固溶于Fe-Mo合金粉末而添加时，Ni变得均匀，故容易得到贝氏体单相组织。另外，当使Ni以净粉的形态，或者以使其部分扩散在Fe-Mo合金粉末中的形态添加时，基体中Ni浓度高的部分不均匀存在。为此，Ni浓度高的部分转变成马丁体，容易得到在贝氏体组织中分散有马丁体的组织。另外使用净粉的情况下，原来的Ni粉末的部分作为Ni浓度高、而且韧性高的奥氏体残留，具有提高基体韧性的功能。但是由于当奥氏体过度分散时，耐磨耗性降低，故Ni含量需要设定在混合粉末的质量总体的13质量％以下。另外，在本发明的耐磨耗性烧结合金中，Ni只包含在第二耐磨耗性烧结合金中。
在向基体形成用的A合金粉末中固溶而添加C的情形中，由于合金粉末变硬，使压缩性降低，因而以石墨粉末的方式添加。以石墨粉末的形式添加的C使基体强化，同时使耐磨耗性提高。当C的添加量不足0.3质量％时，基体组织中残留有耐磨耗性、强度都低的铁氧体，当超过1.2质量％时，渗碳体在晶粒边界上开始析出，强度降低。因此，相对基体形成用的A合金粉末的质量，使添加的石墨设定为0.3～1.2质量％。
本发明涉及的第一耐磨耗性烧结合金使用上述特定量的A合金粉末、B合金粉末、C合金粉末和石墨粉末制造而成，所呈现的金属组织为由总体组成以质量比计，Mo5.26～28.47％、Co1.15～19.2％、Cr0.25～6.6％、Si0.05～2.0％、V0.03～0.9％、W0.2～2.4％、以及C0.43～1.56％，余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，在贝氏体相、或者贝氏体和马丁体的混合相构成的基体组织中，在Co基合金基体中主要由Mo硅化物构成的析出物形成一体而析出的Co基硬质相按5～40％分散，在Fe基合金基体中粒状Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物析出的Fe基硬质相按5～30％分散。
另外，本发明涉及的第二耐磨耗性烧结合金使用上述特定量的A合金粉末、B合金粉末、C合金粉末、Ni粉末和石墨粉末制造而成，所呈现的金属组织为由总体组成以质量比计，Mo4.87～28.47％、Co1.15～19.2％、Cr0.25～6.6％、Si0.05～2.0％、V0.03～0.9％、W0.2～2.4％、C0.43～1.56％，以及Ni13％以下，余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，在贝氏体相、马丁体和奥氏体的混合相构成的基体组织中，在Co基合金基体中主要由Mo硅化物构成的析出物形成一体析出的Co基硬质相按5～40％分散，在Fe基合金基体中粒状Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物析出的Fe基硬质相按5～30％分散。
下面对本发明的第一和第二耐磨耗性烧结合金的制造方法中的优选的附加要点进行说明。
(1)铅、二硫化钼、硫化锰、氮化硼、偏硅酸镁系矿物、氟化钙粉末的添加为了改善本发明的耐磨耗性烧结合金的可切削性，在上述混合粉末中，可以相对混合粉末添加0.3～2.0质量％的铅粉末、二硫化钼粉末、硫化锰粉末、氮化硼粉末、偏硅酸镁系矿物粉末、氟化钙粉末中的至少一种。其添加量的数值限定的依据如前所述。
(2)铅、铅合金、铜、铜合金和丙烯酸树脂的溶液浸渗或浸渍在利用上述制造方法制造的本发明的耐磨耗性烧结合金的气孔中，也可以溶液浸渗或浸渍铅、铅合金、铜、铜合金和丙烯酸树脂。具体地通过向混合粉末中添加铅或铜等的粉末，烧结粉末的成型体，使气孔中含有所述金属(溶液浸渗)。或者在密闭容器内填充熔融的丙烯酸树脂和耐磨耗性烧结合金，通过使密闭容器的内部减压，可以将丙烯酸树脂填充在气孔内(浸渍)。另外，替代丙烯酸树脂，通过使用熔融的铅或者铜或铜合金，可以使所述的金属浸渍在气孔内。
实施例实施例1形成硬质相用的合金粉末的组成的影响准备上述文献2中公开的Fe-6.5Co-1.5Mo-Ni合金粉末作为形成基体用的合金粉末，添加表1所示组成的形成硬质相用的合金粉末25质量％，石墨粉末1.1质量％和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)，混合并在650MPa的成型压力下，将混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。
表1

接着将所述的成型体在氨分解气氛围中，在1180℃温度下烧结60分钟，制成试样01～16。对上述的试样进行的简易磨耗试验的结果汇总记录在表1中。
并且，简易磨耗试验是在高温下、施加撞击和滑动输入的状态下进行的。具体是将上述环状试样片加工成内径面上具有45度锥面的阀座形状，将烧结合金压入嵌合在铝合金制壳套内。并且利用发动机驱动所致偏心凸轮的旋转，使在由SUH-36原材制成的外形面上具有局部45度锥面的圆盘状配对材料(阀)进行上下活塞运动，由此使烧结合金和配对材料的锥形面之间反复进行冲击。也就是，阀的动作是使放开动作和着座动作反复进行，实现上下活塞运动，其中，放开动作是利用由发动机驱动而旋转的偏心凸轮从阀座离开，着座动作是利用阀弹簧而向阀座着落。另外在该试验中，用燃烧器加热配对材料，进行温度设定使烧结合金达到300℃，将简易磨耗试验撞击次数设定为2800次/分，重复时间设定为15小时。这样对试验后的阀座的磨耗量和阀的磨耗量进行测定、评价。
下面参照图5～图7研究实验结果。另外图5～图7中的点线是表示试样16(现有技术例)的磨耗量水平(阀座和阀的合计磨耗量)的。
磨耗量和形成硬质相用的合金粉末中的Mo量的关系如图5所示，形成硬质相用的合金粉末中的Mo量为48～60质量％的范围内的烧结合金(试样编号02～05)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Mo量超出48～60质量％的范围的烧结合金(试样编号01，06)，特别是其阀座的磨耗量特别高，阀的磨耗量也比较高。因此，证实只要形成硬质相用的合金粉末中的Mo量是48～60质量％的范围，就可以获得优良的耐磨耗性。
(磨耗量和形成硬质相用的合金粉末中的Cr量的关系)如图6所示，形成硬质相用的合金粉末中的Cr量为3～12质量％的范围内的烧结合金(试样编号03，08～10)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Cr量超出3～12质量％的范围的烧结合金(试样编号07，11)，特别是其阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要形成硬质相用的合金粉末中的Cr量是3～12质量％的范围，就可以获得优良的耐磨耗性。
(磨耗量和形成硬质相用的合金粉末中的Si量的关系)如图7所示，形成硬质相用的合金粉末中的Si量为1～5质量％的范围内的烧结合金(试样编号03，13，14)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Si量超出1～5质量％的范围的烧结合金(试样编号12，15)，特别是其阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要形成硬质相用的合金粉末中的Si量是1～5质量％的范围，就可以获得优良的耐磨耗性。
实施例2形成硬质相用的合金粉末的添加量的影响准备上述文献2中公开的Fe-6.5Co-1.5Mo-Ni合金粉末作为形成基体用的合金粉末，并且准备在实施例1的试样03中所使用的形成硬质相用的合金粉末，将形成硬质相用的合金粉末的添加量设定为表2所示的量，在和实施例1相同的条件下成型为Φ30×Φ20×h10的环。
表2

下面将这些成型体在氨分解气氛围中，在1180℃温度下烧结60分钟，制成试样17～23。对上述的试样进行简易磨耗试验，将其结果合并记录在表2中。
下面参照图8研究试验结果。另外图8中的点线是表示试样16(现有技术例)的磨耗量水平(阀座和阀的合计磨耗量)的。
(磨耗量和形成硬质相用的合金粉末的添加量的关系)如图8所示，相对混合粉末总体质量的形成硬质相用的合金粉末的添加量为5～40质量％的范围内的烧结合金(试样编号03，18～22)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，形成硬质相用的合金粉末的添加量超出5～40质量％的范围的烧结合金(试样编号17，23)，特别是其阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要相对混合粉末总体质量的形成硬质相用的合金粉末添加量是5～40质量％的范围，就可以获得优良的耐磨耗性。
实施例3烧结温度的影响作为形成基体用的合金粉末，准备上述文献2中公开的Fe-6.5Co-1.5Mo-Ni合金粉末，并且准备实施例1的试样03中使用的形成硬质相用的合金粉末，将烧结温度设定为表3所示的温度，在和实施例1相同的条件下成型为Φ30×Φ20×h10的环。
表3

下面将所述的成型体在氨分解气氛围中，烧结60分钟，制成试样24～28。对上述的试样进行简易磨耗试验，将其结果合并记录在表3中。
下面参照图9研究实验结果。另外图9中的点线是表示试样16(现有技术例)的磨耗量水平(阀座和阀的合计磨耗量)的。
(磨耗量和烧结温度的关系)如图9所示，烧结温度为1000～1200℃的范围内的烧结合金(试样编号03，25～27)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，烧结温度超出1000～1200℃的范围的烧结合金(试样编号24，28)，特别是其阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要烧结温度为1000～1200℃的范围内，就可以获得优良的耐磨耗性。
实施例4硬质相的影响单独准备上述文献1中公开的Fe-3Cr-0.3Mo-0.3V合金粉末和Fe-6.5Co-1.5Mo-1.5Ni合金粉末作为形成基体用的合金粉末，或者将所述的合金粉末按照1∶1的比例混合而准备混合粉末。另外，分别准备本发明的Co-50Mo-10Cr-3Si合金和现有的Fe-3Cr-0.3Mo-0.3V合金作为形成硬质相用的合金粉末。将形成硬质相用的合金粉末25质量％和石墨粉末1.1质量％添加到表4所示的比例的形成基体用粉末中，在实施例1相同的条件下成型为Φ30×Φ20×h10的环。
表4

下面将所述的成型体在氨分解气氛围中，1180℃下烧结60分钟，制成试样03，16，29～32。对上述的试样进行简易磨耗试验，将其结果合并记录在表4中。
下面参照图10研究实验结果。
(磨耗量和硬质相的关系)如图10所示，无论使用任何一种形成基体用的合金粉末时，都是使用本发明的形成硬质相用的合金粉末的情况(试样编号03，29，30)比使用现有的形成硬质相用的合金粉末的情况(试样编号16，31，32)，其阀座和阀的磨耗量更稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。因此，证实只要使用本发明的形成硬质相用的合金粉末就可以获得优良的耐磨耗性。
实施例5形成Co基硬质相用的合金粉末(B合金粉末)的组成和添加量的影响将表5所示的形成基体用的A合金粉末、形成Co基硬质相用的B合金粉末、形成Fe基硬质相用的C合金粉末、石墨粉末按照表5所示的比例和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起配合，在650MPa的成型压力下将混合的混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。
表5

下面将所述的成型体在氨分解气氛围中，在1180℃温度下烧结60分钟，制成表6所示的组成的试样41～60。对上述的试样进行简易磨耗试验，将其结果合并记录在表6中。
表6

另外，简易磨耗试验是在高温下、施加撞击和滑动输入的状态下进行的。具体是将上述环状试样片加工成内径面上具有45度锥形面的阀座形状，将烧结合金压入嵌合在铝合金制壳套内。并且利用发动机驱动所致偏心凸轮的旋转，使在由SUH-36原材制成的外形面上具有部分45度锥形面的圆盘状配对材料(阀)进行上下活塞运动，由此使烧结合金和配对材料的锥形面之间反复进行冲击。也就是，阀的动作是使放开动作和着座动作反复进行，实现上下活塞运动，其中，放开动作是利用经由发动机驱动而旋转的偏心凸轮从阀座分离，着座动作是利用阀簧而向阀座着落。另外，在该试验中用燃烧器加热配对材料，进行温度设定使烧结合金达到300℃，将简易磨耗试验撞击次数设定为2800次/分，反复时间设定为15小时。这样对试验后的阀座的磨耗量和阀的磨耗量进行测定、评价。
下面参照图11～图14研究实验结果。
磨耗量和B合金粉末中的Mo量的关系如图11所示，B合金中的Mo量为48～60质量％的范围内的烧结合金(试样编号42～45)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Mo量超出48～60质量％的范围的烧结合金(试样编号41，46)，特别是其阀座的磨耗量特别高，阀的磨耗量也比较高。因此，证实只要B合金粉末中的Mo量是48～60质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
(磨耗量和B合金粉末中的Si量的关系)如图12所示，B合金粉末中的Si量为1～5质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，48，49)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Si量超出1～5质量％的范围的烧结合金(试样编号47，50)，特别是其阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要B合金粉末中的Si量是1～5质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
(磨耗量和B合金粉末中的Cr量的关系)如图13所示，B合金粉末中的Cr量为3～12质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，52～54)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Cr量超出3～12质量％的范围的烧结合金(试样编号51，55)，特别是其阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要B合金粉末中的Cr量是3～12质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
(磨耗量和B合金粉末的添加量的关系)如图14所示，相对混合粉末总体的质量添加的B合金粉末的量为5～40质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，57～59)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，B合金粉末的添加量超出5～40质量％的范围的烧结合金(试样编号56，60)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要相对混合粉末总体的质量的B合金粉末的添加量是5～40质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
实施例6形成基体的合金粉末(A合金粉末)的组成和添加量的影响将表7分别所示的形成基体用的A合金粉末、形成Co基硬质相用的B合金粉末、形成Fe基硬质相用的C合金粉末、石墨粉末按照表7所示的比例，和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起配合，在650MPa的成型压力下将混合的混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。然后，在实施例5相同的实验条件下进行烧结，制作表8所示组成的试样编号43，61～64。对以上的试样如实施例5一样进行简易磨耗试验。将其结果合并记录在表8中。
表7

表8

下面参照图15研究实验结果。
(磨耗量和A合金粉末中的Mo量的关系)如图15所示，A合金中的Mo量为3～7质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，62，63)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Mo量超出3～7质量％的范围的烧结合金(试样编号61，64)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要A合金粉末中的Mo量是3～7质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
实施例7形成Fe基硬质相的合金粉末(C合金粉末)的组成和添加量的影响将表9分别所示的形成基体用的A合金粉末、形成Co基硬质相用的B合金粉末、形成Fe基硬质相用的C合金粉末、石墨粉末按照表7所示的比例，和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起配合，在650MPa的成型压力下将混合的混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。然后，在实施例5相同的实验条件下进行烧结，制作表10所示组成的试样03，25～43。对以上的试样进行实施例5同样的简易磨耗试验，将其结果合并记录在表10中。
表9

表10

下面参照图16～图19研究实验结果。
(磨耗量和C合金粉末中的Mo量的关系)如图16所示，C合金粉末中的Mo量为4～8质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，66，67)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Mo量超出4～8质量％的范围的烧结合金(试样编号65，68)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要C合金粉末中的Mo量是4～8质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
(磨耗量和C合金粉末中的合金元素(V，W，Cr)的量的关系)如图17所示，C合金粉末中的合金元素的量V0.5～3质量％、W4～8质量％、并且Cr2～6质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，70，71)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，C合金中的合金元素的量超过V0.5～3质量％、W4～8质量％、并且Cr2～6质量％的范围内的烧结合金(试样编号69，72)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要C合金中的合金元素的量是V0.5～3质量％、W4～8质量％、并且Cr2～6质量％的范围内，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
(磨耗量和C合金粉末中的C量的关系)如图18所示，C合金中的C量为0.6～1.2质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，74，75)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，C量超出0.6～1.2质量％的范围的烧结合金(试样编号73，76)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要C合金粉末中的C量是0.6～1.2质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
磨耗量和C合金粉末中的添加量的关系如图19所示，相对混合粉末总体的质量而添加的C合金粉末的量为5～30质量％的范围内的烧结合金(试样编号43，78～82)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，C合金粉末的添加量超出5～30质量％的范围的烧结合金(试样编号77，83)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要相对混合粉末总体的质量的C合金粉末的添加量是5～30质量％的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
实施例8Ni粉末添加的影响将表11分别所示的形成基体用的A合金粉末、形成Co基硬质相用的B合金粉末、形成Fe基硬质相用的C合金粉末、Ni粉末、石墨粉末按照表11所示的比例，和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起配合，在650MPa的成型压力下将混合的混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。然后，在实施例5相同的实验条件下进行烧结，制作表12所示组成的试样编号43，84～88。对上述试样进行实施例5相同的简易磨耗试验，将其结果合并记录在表12中。
表11

表12

下面参照图20研究实验结果。
(磨耗量和Ni粉末的添加量的关系)
如图20所示，Ni粉末的添加量为13质量％以下的范围内的烧结合金(试样编号43，84～87)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，Ni粉末的添加量超出13质量％以下的范围的烧结合金(试样编号88)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要Ni粉末的添加量是13质量％以下的范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
实施例9石墨粉末添加的影响将表13分别所示的形成基体用的A合金粉末、形成Co基硬质相用的B合金粉末、形成Fe基硬质相用的C合金粉末、石墨粉末按照表13所示的比例，和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起配合，在650MPa的成型压力下将混合的混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。然后，在实施例5相同的实验条件下进行烧结，制作表14所示组成的试样编号43，89～94。对上述试样进行实施例5相同的简易磨耗试验，将其结果合并记录在表14中。
表13

表14

下面参照图21研究实验结果。
(磨耗量和石墨粉末的添加量的关系)如图21所示，石墨粉末的添加量为0.3～1.2质量％范围内的烧结合金(试样编号43，90～93)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，石墨粉末的添加量超出0.3～1.2质量％范围的烧结合金(试样编号89，94)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要石墨粉末的添加量是0.3～1.2质量％范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
实施例10(烧结温度的影响)将表15分别所示的形成基体用的A合金粉末、形成Co基硬质相用的B合金粉末、形成Fe基硬质相用的C合金粉末、石墨粉末按照表15所示的比例，和成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起配合，在650MPa的成型压力下将混合的混合粉末成型为Φ30×Φ20×h10的环。然后，在实施例5相同的实验条件下进行烧结，制作表16所示组成的试样43，95～99。对上述试样进行实施例相同的简易磨耗试验，将其结果合并记录在表16中。
表15

表16

下面参照图22研究实验结果。
磨耗量和烧结温度的关系如图22所示，烧结温度为1000～1200℃范围内的烧结合金(试样编号43，96～98)，其阀座和阀的磨耗量稳定且低，显示具有良好的耐磨耗性。另外，烧结温度超出1000～1200℃范围的烧结合金(试样编号95，99)，特别是阀座的磨耗量特别高。因此，证实只要烧结温度是1000～1200℃范围，就可以使其具有优良的耐磨耗性。
权利要求
1.一种形成硬质相用的合金粉末，其特征在于，其总体组成以质量比计，为Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，余量部分为Co和不可避免的杂质。
2.一种耐磨耗性烧结合金用的铁系混合粉末，其特征在于，在铁合金基体用粉末中，按质量比5～40％添加权利要求1所述的形成硬质相用的合金粉末。
3.一种耐磨耗性烧结构件的制造方法，其特征在于，准备权利要求2所述的耐磨耗性烧结合金用的铁系混合粉末，将其压粉成形为规定形状，将得到的压粉体在非氧化性气氛中，在1000～1200℃的温度下烧结。
4.一种耐磨耗性烧结构件，其特征在于，以Mo硅化物为主的析出物成一体而析出的Co基硬质相以5～40％的质量比分散在铁合金基体中，其组成为以质量比计，由Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，余量部分为Co和不可避免的杂质构成。
5.一种耐磨耗性烧结合金，其特征在于，总体组成为以质量比计，由Mo5.26～28.47％、Co1.15～19.2％、Cr0.25～6.6％、Si0.05～2.0％、V0.03～0.9％、W0.2～2.4％、以及C0.43～1.56％，余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，在贝氏体相、或者贝氏体和马丁体的混合相构成的基体组织中，在Co基合金基体中主要由Mo硅化物构成的析出物成一体而析出的Co基硬质相以5～40％分散，在Fe基合金基体中粒状的Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物析出的Fe基硬质相以5～30％分散。
6.一种耐磨耗性烧结合金，其特征在于，总体组成为以质量比计，由Mo4.87～28.47％、Co1.15～19.2％、Cr0.25～6.6％、Si0.05～2.0％、V0.03～0.9％、W0.2～2.4％、C0.43～1.56％，以及Ni13％以下，余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，在贝氏体相、马丁体和奥氏体的混合相构成的基体组织中，在Co基合金基体中主要由Mo硅化物构成的析出物成一体而析出的Co基硬质相以5～40％分散，在Fe基合金基体中粒状的Cr碳化物、Mo碳化物、V碳化物和W碳化物析出的Fe基硬质相以5～30％分散。
7.如权利要求5或6所述的耐磨耗性烧结合金，其特征在于，在前述基体组织中，选自铅、二硫化钼、硫化锰、氮化硼、偏硅酸镁系矿物、以及氟化钙中的至少一种的改善可切削性的物质粒子以0.3～2.0质量％分散。
8.如权利要求5或6所述的耐磨耗性烧结合金，其特征在于，在气孔中充填选自铅、铅合金、铜、铜合金、以及丙烯酸树脂中的1种。
9.一种耐磨耗性烧结合金的制造方法，其特征在于，准备混合粉末，该混合粉末是向A合金粉末中添加B合金粉末5～40％、C合金粉末5～30％和石墨粉末0.3～1.2质量％而得到的；其中所述的A合金粉末的组成为以质量比计，由Mo3～7％以及余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，用于形成基体；所述的B合金粉末的组成为以质量比计，由Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，以及余量部分为Co和不可避免的杂质构成，用于形成Co基硬质相；所述的C合金粉末的组成为以质量比计，由Mo4～8％、V0.5～3％、W4～8％、Cr2～6％、C0.6～1.2％，以及余量部分为Fe和不可避免的杂质构成，用于形成Fe基硬质相；将所述混合粉末压粉成型为规定形状之后，在非氧化性气氛中，在1000～1200℃温度下进行烧结。
10.如权利要求9所述的耐磨耗性烧结合金的制造方法，其特征在于，在前述混合粉末中进一步添加Ni粉末13质量％以下。
11.如权利要求9或10所述的耐磨耗性烧结合金的制造方法，其特征在于，在前述混合粉末中，进一步添加0.3～2.0质量％的选自铅、二硫化钼、硫化锰、氮化硼、偏硅酸镁系矿物、以及氟化钙中的至少一种的改善可切削性物质粉末。
12.一种耐磨耗性烧结合金的制造方法，其特征在于，在权利要求9或10所述的耐磨耗性烧结合金的气孔中溶液浸渗或浸渍选自铅、铅合金、铜、铜合金、以及丙烯酸树脂中的1种。
全文摘要
本发明提供一种形成硬质相用的合金粉末，该粉末用于具有优良的高温耐磨耗性的阀座材料。其总体组成为以质量比计算，Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，余量部分为Co和不可避免的杂质。
文档编号C22C29/18GK1676647SQ20041010386
公开日2005年10月5日 申请日期2004年11月19日 优先权日2003年11月21日
发明者河田英昭, 林幸一郎 申请人:日立粉末冶金株式会社