专利名称：耐磨损性烧结部件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及不会导致烧结部件的强度降低且可切削性提高的耐磨损性烧结部件及其制造方法，并且是适合例如内燃机的阀座等同时要求耐磨损性和切削性的部件的技术。
背景技术：
通过粉末冶金法制造的耐磨损性烧结部件不能通过常规的熔炼法来制造，由于能够将所需要的各种硬质相分散在所需的基质中，因而适合用于各种滑动部件。例如，在特公平05-055593号公报(以下称为专利文献1)记载了所使用的硬质相按质量比计具有Mo26～30％Cr7～9％、Si1.5～2.5％和余量的Co的组成，且分散有5～25质量％的该硬质相。并且公开了这种硬质相为与各种基质结构的组合。
另一方面，专利文献1所记载的耐磨损性烧结合金在基质和硬质相中包含昂贵的Co，因而应低成本化的要求，作为不含昂贵的Co的耐磨损性烧结合金，特开平09-195012号公报(以下称为专利文献2)公开并实施了耐磨损性烧结合金。并且记载了在该专利文献2中所公开的硬质相使用成分组成为按质量比计含Cr4.0～25％、C0.25～2.4％作为必要充分，余量为Fe和不可避免的杂质的硬质相形成粉末，并且可以根据需要添加Mo0.3～3.0％、V0.2～2.2％和W1.0～5.0％的1种或2种或更多种作为添加元素。使用这样的硬质相形成粉末的硬质相形成呈现如下结构的硬质相在本来的硬质相形成粉末部分析出主要由Cr碳化物构成的硬质颗粒群，同时，硬质相形成粉末中的Cr扩散到基质中，Fe基质的淬火性提高的最终基质结构变成马氏体，同时接近本来的硬质相形成粉末的部分的Cr浓度升高、形成铁氧体。即，提高耐磨损性的Cr碳化物颗粒群在原来的硬质相形成粉末部分析出，通过高Cr浓度的铁氧体覆盖其周围，防止Cr碳化颗粒群的脱落，进而，其外围基质结构表现为马氏体，从而提高基质的耐磨损性。该专利文献2的硬质相形成技术也公开了许多与各种基质组合的技术方案，还公开了与专利文献1的硬质相组合的耐磨损性烧结合金的技术方案。
虽然提出了通过这种方式提高耐磨损性的各种硬质相，但是，为了适应近年来内燃机的高效化要求，特开2002-356704号公报(以下称为专利文献3)和特开2005-154798号公报(以下称为专利文献4)也公开了形成硬质相的合金粉末以及使用该合金粉末的耐磨损性烧结部件。专利文献3提出了下述用于形成耐磨损性硬质相的合金粉末，该粉末将上述专利文献1所使用的硬质相或该硬质颗粒的基质改变为Fe基合金的改良硬质相，并且按质量比计包含Si1.0～12％、Mo20～50％、Mn0.5～5.0％，余量为选自Fe、Ni、Co的至少1种和不可避免的杂质。在专利文献3中，通过向这样的基质中添加Mn，达到强化基质、优化固着性的效果，并提高耐磨损性。
此外，专利文献4提出了一种用于形成硬质相的合金粉末，其是对上述专利文献1所使用的硬质相的改进，其特征在于按质量比计包含Mo48～60％、Cr3～12％、Si1～5％，余量为Co和不可避免的杂质。在专利文献4中，记载了通过增加Mo的含量增加Mo硅化物的量，使一体化的Mo硅化物析出，从而使塑性流动、凝聚的发生限制到最低，改善耐磨损性。
像这样，根据内燃机的高功率化的要求，对耐磨损性烧结部件用的硬质相进行反复改进，提高了耐磨损性。但是，这样的耐磨损性烧结部件虽然具有可以造形为近净形(near net shape)的优点，但是，在部分滑动部件中，在高精度化的要求下，必须进行切削加工。例如，内燃机所使用的阀座是通过压入发动机的头部使用的，要求与同样压入的气门套管的同心度，使用气门套管加工用的切削刀具和阀座加工用的切削工具形成整体的工具进行加工，将其加工成与气门套管同心。这样的耐磨损性烧结部件由于其耐磨损性而导致可切削性恶化，存在难以加工的特点。因此，对于提高耐磨损性烧结部件的可切削性的措施，也提出并实施了各种技术方案。
最常见的方法如上述专利文献2的权利要求4和9、专利文献3的权利要求5所记载的那样，在原料粉末中添加混合用于改善MnS粉末等的可切削性的粉末，使MnS颗粒等改善可切削性的物质颗粒分散在烧结合金的气孔和粉末颗粒界面上。作为该方法之一，特开平04-157139号公报(以下称为专利文献5)提出了使用偏硅酸镁类矿物质和原硅酸镁类矿物质中的至少1种作为可切削性改善物质，并且公开了同时使用氮化硼和硫化锰中的至少1种。这些新的可切削性改善物质具有开裂性，因而具有提高可切削性的作用。另外，特开平04-157138号公报(以下称为专利文献6)公开了将该专利文献5的技术用于上述专利文献1的合金的技术方案。
此外，还提出了与上述添加可切削性改善物质的方法不同的可切削性改善方法。特开2000-064002号公报(以下称为专利文献7)公开了如下技术在使用上述专利文献2的硬质相形成粉末时，通过结合使用MoS2粉末、WS2粉末、FeS粉末、CuS粉末中的至少一种所构成的硫化物粉末，在烧结时硫化物粉末分解，Cr碳化物和Cr硫化物一并析出，从而提高硬质相部分的耐磨损性和可切削性。此外，在特开2002-332552号公报(以下称为专利文献8)中，公开了如下技术在包含Mn0.1～8质量％的钢粉中混合S的含量为0.04～5质量％的金属硫化物粉末，将所得的混合粉末用模具压缩成型，然后在900～1300℃的温度范围内对该成型体进行烧结，形成在整个基质结构中在晶粒中均匀析出分散0.15～10质量％的10μm或以下的MnS颗粒的烧结部件。在专利文献8中，记载了由于这些方法使提高可切削性的硫化物析出从而改善可切削性，因而可以通过与上述添加可切削性改善物质的方法结合使用，以及通过将这些方法结合使用，可进一步提高可切削性。
如上所述，耐磨损性烧结部件根据时代的要求，在进一步提高耐磨损性的同时，还对其可切削性进行了各种改善。但是，近年来，进一步改善可切削性的要求在不断高涨，仅仅通过上述可切削性改善技术，已不能适应这样的要求了。即，在上述专利文献8中，如图2所示，改善被切削性的MnS的析出仅仅出现在铁基合金基质部分，相对于像上述专利文献3和专利文献4那样为了提高耐磨损性而形成更硬质的硬质相来说，可切削性不足。
发明内容
本发明的目的在于提供一种显示高耐磨损性且可切削性优良的耐磨损性烧结部件，同时还提供其制造方法。
为了解决上述问题，本发明者以上述专利文献8为基础进行了研究，结果发现如图1所示，通过使锰硫化物不仅分散于铁基合金基质部分、还分散于硬质相部分，从而改善硬质相部分的可切削性，可以提高耐磨损性烧结部件的可切削性。此外，还发现了稳定地生成锰硫化物的制造条件。即，限定了作为使基质和硬质相的Mn结合的S供给源、且在烧结时容易分解的硫化物的种类。此外，还发现硫化物粉末的大小对硫化物的分解产生影响，通过限定其粒径，生成稳定的锰硫化物。此外，通过这种方法得到的耐磨损性烧结部件不仅在基质部分而且在硬质相部分析出锰硫化物，可以确认可切削性得到提高。
本发明是作为上述发现的结果而做出的，具体来说，本发明的耐磨损性烧结部件包含铁基合金基质、在合金基质中析出分散硬质颗粒的硬质相，且上述硬质相分散在上述铁基合金基质中，其特征在于呈现如下金相结构在上述整个基质结构(基地組織の全面にわたり)的晶粒内均匀分散10μm或以下的锰硫化物颗粒，并且，上述硬质相的上述合金基质中分散有10μm或以下的锰硫化物颗粒。
本发明耐磨损性烧结部件的制造方法的特征在于在包含Mn0.2～3质量％的用于形成基质的钢粉中，混合含有Mn0.5～5质量％的用于形成硬质相的合金粉末，和选自二硫化钼粉末、二硫化钨粉末、硫化铁粉末、硫化铜粉末中的至少1种、且S含量达到0.04～5质量％的量的硫化物粉末，将所得到的混合的粉末在模具中压缩成型，并将该成型体在1000～1300℃的温度范围内烧结。
根据本发明的耐磨损性烧结部件，通过使微细的锰硫化物不仅分散在基质部分而且分散在硬质相部分，和现有技术相比，可以大幅度提高耐磨损性烧结部件的可切削性。此外，根据本发明的耐磨损性烧结部件的制造方法，通过使上述锰硫化物稳定地析出，可以稳定地获得改善上述耐磨损性烧结部件的可切削性的效果。
图1为本发明耐磨损性烧结部件的金相结构示意图。
图2为现有的耐磨损性烧结部件的金相结构示意图。
图3为本发明的耐磨损性烧结部件通过显微镜观察的金相结构照片。
图4为本发明的耐磨损性烧结部件通过电子显微镜观察的金相结构照片。
具体实施例方式
在本发明中，预先使Mn分别固溶于基质部分和硬质相部分(析出物分散型硬质相的合金基质部分)，通过使Mn与由另外添加的硫化物粉末在烧结时分解产生的S反应，如图1所示，微细的锰硫化物分别在基质部分和硬质相部分析出。这时，如果析出的锰硫化物的尺寸大，则锰硫化物发生偏析，不能均匀地赋予耐磨损性烧结部件的可切削性，因而优选析出的锰硫化物的尺寸为10μm或以下。
不过，尽管一般认为金属硫化物都是稳定的，但是在实际中，部分金属硫化物在烧结时分解，这一点在上述专利文献7和8中得到了确认。实际上，根据参考文献1(化学大辞典，第9版缩印版，共立出版株式会社，昭和39年3月15日发行)记载了如下内容。即，在金属硫化物中，硫化锰(MnS)的熔点高达1610℃，即使与氢气在1200℃下加热也不会发生侵蚀，可知硫化锰(MnS)难以分解。此外，还记载了硫化铬(CrS)的熔点高，即使在1200℃下也不会被氢还原，可知硫化铬是一种难分解的金属硫化物。
另一方面，还记载了二硫化钼(MoS2)在电炉中加热时会经Mo2S3变成金属钼，如果在空气中加热的话，在550℃下与氧发生反应而分解成三氧化钼和二氧化硫，或者与水蒸气发生反应，可知二硫化钼容易分解。此外，还记载了二硫化钨(WS2)如果在真空中加热会从1100℃开始分解，在氢气中在800℃下变成钨，也是一种容易分解的金属硫化物。此外，还记载了硫化铁(FeS)如果在空气中加热，在约200℃下变成氧化铁，如果在氢气流中强烈加热则变成铁，如果与碳加热至1200℃以上则变成铁和二硫化碳，容易分解。此外，还记载了硫化铜(CuS)如果在220℃下加热则开始分解，产生硫化亚铜(Cu2S)并生成硫，也是一种容易分解的金属硫化物。
可以认为上面记载了二硫化钼、硫化钨、硫化铁和硫化铜在特定的条件下容易分解，而在实际的烧结过程中，通过氛围气体中所包含的水分、氧气、氢气和吸附在铁粉表面的水分和氧气的解吸满足分解条件而发生分解。此外，上述参考文献1所述的条件都是针对以硫化物单体形式存在的情况下的分解条件而言的，可以充分认为在金属粉末和硫化物粉末的混合物的烧结过程中，硫化物与在高温下产生活性的金属表面发生反应，或在高温下产生活性的金属表面起到了催化剂的作用并促进了硫化物的分解。在本发明中，通过以粉末形态在原料粉末中添加上述容易分解的二硫化钼、硫化钨、硫化铁和硫化铜，在烧结过程中使硫化物粉末发生分解，将S可靠地供应到基质和硬质相中。此外，这些硫化物粉末分解生成的金属成分扩散到基质中起到了强化基质的作用。这些硫化物粉末中，特别适合使用二硫化钼粉末。
为了使上述硫化物粉末在基质部分和硬质相部分析出分散足够量的锰硫化物颗粒，硫化物粉末的添加量换算成S必须为0.04质量％或以上。另一方面，如果硫化物粉末的添加量过大，则由于分解后残留的气孔量增大而引起耐磨损性烧结部件的强度降低，因而导致耐磨损性降低，因此作为添加量的上限，应限制在换算成S达到5质量％的量。
为了使添加到原料粉末中的硫化物粉末在烧结过程中完全分解，必须将烧结温度设定在1000℃或以上。在该温度范围内在烧结过程中产生活性的金属粉末表面与硫化物粉末反应，可靠地进行硫化物粉末的分解。但是，如果超过1300℃进行加热，炉的损耗等变大，不经济，因而烧结温度上限为1300℃。
此外，为了使添加到原料粉末中的硫化物粉末在烧结过程中完全分解，硫化物粉末的粒径也是重要的。即，由于在与金属粉末接触的部分，分解反应活化，因而如果提供大粒径的硫化物粉末，一部分就不能充分进行分解反应，产生S供应量不均，基质部分和硬质相部分析出的锰硫化物的量变得不稳定。因此，为了避免这样的情况，小粒径的硫化物粉末是合适的，具体来说，如果是最大粒径为100μm或以下、平均粒径为50μm或以下的粉末，则添加的硫化物粉末能够可靠地进行分解，生成稳定的锰硫化物。此外，当使用大粒径的硫化物粉末时，硫化物粉末分解消失后，原来的粉末部分以粗大的克肯达尔(カ一ケンダル)气孔的形式残留下来，导致强度和耐磨损性降低，因此要求使用上述粒径范围的硫化物。
此外，在硫化物粉末的分解中，烧结气氛的影响变大，为了活化金属粉末表面，如果烧结气氛为真空气氛或者露点为-10℃或以下的分解氨气、氮气、氢气、氩气中的任一种气氛，金属粉末表面变得清洁而被活化，可以可靠地进行硫化物粉末的分解，另一方面，如果是包含一定程度或更多的氧气的烧结气氛，则金属粉末表面被氧化而不能形成活性状态，此外，即使硫化物粉末发生分解，也容易与氧气结合，容易产生有害的SOx气体，因而应当避免这种情况。
在本发明的硬质相中，析出物分散型的硬质相是合适的，上述专利文献1、3和4所使用的Mo硅化物析出型硬质相、上述专利文献2等中所使用的Cr碳化物析出型硬质相，适合使用一直以来使用的高速刀具刚系(高速度工具鋼系)的硬质相(W、Mo、Cr等碳化物析出型)。在本发明中，通过在这些析出物分散型的硬质相的合金基质部分中固溶Mn，由另外添加的硫化物粉末在烧结时分解产生的S与合金基质部分的Mn发生结合，在晶粒内生成10μm或以下的微细的锰硫化物颗粒。析出分散型硬质相的合金基质部分可以为上述专利文献1、3和4所使用的Co基合金、专利文献2和3所使用的Fe基合金等。
另外，硫化物的形成能力与电负性相关，S存在容易与电负性低的元素结合形成硫化物的倾向。其中，各个元素的电负性的顺序为Mn(1.5)＜Cr(1.6)＜Fe、Ni、Co、Mo(1.8)＜Cu(1.9)由于Mn最容易结合，因而可以选择性地使锰硫化物析出。该顺序与上述参考文献1所述的内容是一致的。
这样的析出物分散型硬质相可以通过在原料粉末中添加将形成硬质相的成分制成合金所得的合金粉末而容易地形成。形成硬质相的合金粉末的添加量比形成基质的钢粉末少，由于使用本身粉末硬度较硬的粉末，因而即使通过包含Mn而增加粉末硬度，在形成基质的钢粉的情形中，对原料粉末的压缩性所产生的影响也很小。此外，在硬质相中，由于析出硬质颗粒，因而可切削性恶化，为了改善这样的硬质相的可切削性，必需比基质部分过量的锰硫化物。因此，为了使改善硬质相部分(析出物分散型硬质相的合金基质部分)的可切削性所必需的锰硫化物析出，固溶在硬质相部分中的Mn含量必须为0.5质量％或以上。另一方面，如果添加过量的Mn，增加了形成硬质相的合金粉末的硬度而损害了压缩性，因此其添加量必须为5质量％或以下。
具体来说，在形成Mo硅化物析出型的硬质相时，优选使用组成为按质量比计包含Mo10～50％、Si0.5～10％、Mn0.5～5％、余量为Fe或Co以及不可避免的杂质的合金粉末。此外，在形成Cr碳化物析出型的硬质相时，优选使用组成为按质量比计包含Cr4～25％、Mn0.5～5％、C0.25～2.4％，且根据需要包含Mo0.3～3％、V0.2～2.2％、W1～5％中的1种或2种或多种，并且余量为Fe和不可避免的杂质的合金粉末，同时，在原料粉末中加入用于形成Cr碳化物的规定量的石墨粉末。另外，在形成高速刀具钢系硬质相时，优选使用组成为按质量比计包含Cr3～5％、W1～20％、V0.5～6％、Mn0.5～5％、C0.6～1.7％，且根据需要包含Mo或Co中的至少1种20％或以下，余量为Fe和不可避免的杂质的合金粉末，同时，在原料粉末中加入用于形成Cr、W、V、Mo等的碳化物的规定量的石墨粉末。
这样的析出物分散型硬质相从耐磨损性烧结部件的耐磨损性的观点出发，优选将添加到原料粉末中的用于形成硬质相的合金粉末的添加量控制在2～40质量％、将耐磨损性烧结部件中的分散量控制在2～40质量％。即，如果硬质相的分散量不足2质量％，则缺乏提高耐磨损性的效果，另一方面，如果硬质相的分散量超过40质量％，则原料粉末的压缩性降低，结果导致耐磨损性烧结部件的强度降低，因而导致耐磨损性降低。
此外，以往已知在上述析出物分散型硬质相中，Mo硅化物分散型硬质相的Mo硅化物具有自润滑性，从相互攻击性和自身耐磨损性的观点出发，特别优选。
如上述专利文献8所示，耐磨损性烧结部件的基质部分是通过固溶Mn，使另外添加的硫化物粉末在烧结时分解产生的S与合金基质部分的Mn结合，在晶粒内生成10μm或以下的微细锰硫化物颗粒，为了使该锰硫化物可靠地析出，固溶于基质部分中的Mn含量必须为0.2质量％或以上。另一方面，在基质中分散有硬质颗粒的耐磨损性烧结部件中，添加比用于形成基质的钢粉末更硬的用于形成硬质相的合金粉末。因此，为了一定程度地确保作为原料粉末的压缩性，和未分散硬质相的烧结部件相比，一定程度地确保占原料粉末大部分的用于形成基质的钢粉末的压缩性是重要的。因此，和未分散基质相的烧结部件的情形相比，必须抑制固溶于用于形成基质的钢粉末中的Mn含量。具体来说，如果在用于形成基质的钢粉末中添加超过3质量％的Mn，则用于形成基质的钢粉末的硬度升高，原料粉末整体的压缩性受损，因此添加到用于形成基质的钢粉末中的Mn的添加量必须为3质量％或以下。
此外，如上所述，添加到用于形成基质的钢粉末中的Mn量为0.2～3质量％、添加到用于形成硬质相的合金粉末中的Mn量为0.5～5质量％，但是从耐磨损性烧结部件的可切削性方面考虑，提供比硬度且可切削性差的硬质相部分更多量的硫化锰时，可切削性的效果改善提高，因而推荐和形成基质的钢粉中所包含的Mn的量相比，增加在形成硬质相的合金粉末中所包含的Mn含量。
并且，如果考虑耐磨损性烧结部件的铁基合金基质，从耐磨损性烧结部件的自身耐磨损性和对象攻击性方面、以及自身强度方向考虑，优选使铁基合金基质的结构为贝氏体(ベイナイト)。为了使这样的基质结构变成贝氏体，添加Mo、Ni、Cr等合金元素是有效的，为了对整个基质结构(基地組織全面)均匀地赋予这样的效果，推荐使用将这些合金成分与Fe形成合金得到的Fe合金粉末。具体来说，推荐使用形成基质的钢粉末的组成，按质量比计算，包含Ni0.5～4.5％、Mo0.5～5.0％、Cr0.1～3.0％、Mn0.2～3.0％余量为Fe和不可避免的杂质的合金粉末。即，当Ni不足0.5质量％、Mo不足0.5质量％、Cr不足0.1质量％时，基质的贝氏体化不充分。另一方面，当Ni超过4.5质量％时，基质的淬火性提高，最终的结构中有一部分变成硬质马氏体，促进了另一方滑动部件的磨损。此外，当Cr超过3.0质量％时，合金粉末表面形成Cr的钝化膜，烧结性恶化，强度和耐磨损性降低。此外，当Ni超过4.5质量％、Mo超过5.0质量％、Cr超过3.0质量％时，合金粉末的硬度升高，压缩性降低，因而强度和耐磨损性降低。
另外，在耐磨损性烧结部件中，形成硬质相分散于铁基合金基质中的结构，形成硬质相的合金粉末的一部分成分扩散到形成基质的钢粉末中，因而铁基合金基质的硬质相周围的一部分有时变成非贝氏体的结构，这是由于硬质相的影响所不能避免的，因而是允许的。即，基质结构整体上并不必须都是贝氏体，只要基质的大部分是贝氏体即可，只要是不进行Ni粉末的添加等而主动地形成不同的金相结构(这时的实例为马氏体和奥氏体)即可。
添加到原料粉末中的石墨粉末起强化基质结构的作用，在使用碳化物析出型硬质相时，起形成碳化物的C供给源作用。基质强化所必需的C成分为0.3质量％或以上，必须添加0.3质量％的石墨粉末。此外，当C成分过量时，在基质结构中析出渗碳体等硬质且脆性的FeC化合物，导致强度和耐磨损性降低，当使用硅化物析出型硬质相时，其上限设定为1.2质量％、当使用碳化物析出型硬质相时，其上限设定为2.0质量％。
根据上述形成基质的钢粉末的推荐组成以及形成硬质相的合金粉末的推荐组成，作为推荐的耐磨损性烧结部件的具体合金组成，在选择Fe基合金作为Mo硅化物析出分散型硬质相的合金基质部分，选择硫化铁粉末作为硫化物粉末时，形成总组成为按质量比计包含Ni0.23～4.39％、Mo0.62～22.98％、Cr0.05～2.93％、Mn0.18～3.79％、Si0.01～4.0％、S0.04～5.0％、C0.3～1.2％、余量为Fe和不可避免的杂质的耐磨损性烧结合金。另外，在上述组成中，在使用二硫化钼粉末代替硫化铁粉末作为硫化物粉末时，由于硫化物粉末分解生成的成分追加到基质成分中，在上述组成中追加了Mo0.13～6.86质量％，总组成中Mo的量达到0.75～29.84质量％。此外，在上述组成中，当使用二硫化钨粉末或硫化铜粉末代替硫化铁粉末作为硫化物粉末时，同样地，形成在上述组成中进一步追加包含W0.12～14.33质量％或Cu0.08～9.91质量％的组成。
当选择Co基合金作为Mo硅化物析出分散型硬质相的合金基质部分、选择硫化铁粉末作为硫化物粉末时，形成总组成为按质量比计包含Co0.7～35.6％、Ni0.23～4.39％、Mo0.62～22.98％、Cr0.05～2.93％、Mn0.18～3.79％、Si0.01～4.0％、S0.04～5.0％、C0.3～1.2％、以及余量为Fe和不可避免的杂质的耐磨损性烧结合金。另外，在上述组成中，使用二硫化钼粉末代替硫化铁粉末作为硫化物粉末时，在上述组成中追加了Mo0.13～6.86质量％，总组成中Mo的量达到0.75～29.84质量％。此外，在上述组成中，当使用二硫化钨粉末或硫化铜粉末代替硫化铁粉末作为硫化物粉末时，同样地，形成在上述组成中进一步追加包含W0.12～14.33质量％或Cu0.08～9.91质量％的组成。
当选择Cr碳化物析出型硬质相、选择硫化铁粉末作为硫化物粉末时，形成总组成为按质量比计包含Ni0.22～4.39％、Mo0.22～4.88％、Cr0.16～11.79％、Mn0.18～3.79％、S0.04～5.0％、C0.3～2.0％，且根据需要在上述组成中追加包含Mo0.06～0.12％、V0.004～0.88％以及W0.02～2.0％中的至少1种，余量为Fe和不可避免的杂质的耐磨损性烧结合金。另外，在选择二硫化钼粉末、二硫化钨粉末或硫化铜粉末作为硫化物粉末时，总组成变成在上述组成中进一步追加包含以质量计Mo0.13～6.86质量％、W0.12～14.33质量％、以及Cu0.08～9.91质量％中至少一种的组成。
当选择高速刀具钢系硬质相、选择硫化铁粉末作为硫化物粉末时，形成总组成为按质量比计包含Ni0.22～4.39％、Mo0.22～4.88％、Cr0.14～3.79％、Mn0.18～3.79％、W0.02～8.0％、V0.01～2.4％、S0.04～5.0％、C0.3～2.0％，且根据需要在上述组成中追加含有0.8％或以下的Mo或Co中的至少1种，余量为Fe和不可避免的杂质的耐磨损性烧结合金。另外，在选择二硫化钼粉末、二硫化钨粉末或硫化铜粉末作为硫化物粉末时，总的组成变成在上述组成中进一步追加包含以质量计Mo0.13～6.86质量％、W0.12～14.33质量％、以及Cu0.08～9.91质量％中的至少一种的组成。
如上所述，在形成基质的钢粉末中固溶0.2～3质量％的Mn，且在形成硬质相的合金粉末中固溶0.5～5质量％的Mn，并且在加入石墨粉末的同时加入0.04～5质量的硫化物粉末作为S成分，在烧结时通过使硫化物分解供应S，使锰硫化物在两者中析出并分散，则得到在整个基质结构中都在晶粒内均匀分散10μm或以下的锰硫化物颗粒、在析出物分散型硬质相的合金基质中分散10μm或以下的锰硫化物颗粒的金相结构。此外，这时的锰硫化物颗粒的分散量在基质部分和硬质相部分结合的耐磨损性烧结部件中，达到0.3～4.5质量％，有利于提高可切削性。
在本发明的耐磨损性烧结部件中，可以结合使用以往所进行的添加可切削性改善物质的方法，可以在上述耐磨损性烧结部件的气孔中或粉末颗粒界面(粉末粒界)分散硅酸镁类矿物、氮化硼、硫化锰、Ca氟化物、铋、硫化铬、铅的至少1种。这些可切削性改善物质即使在高温下也稳定，即使以粉末形态添加到原料粉末中在烧结过程中也不会发生分解，能够作为可切削性改善物质分散在上述部位改善可切削性。通过结合使用这种添加可切削性物质的方法，可以进一步改善耐磨损性烧结部件的可切削性。此外，在结合使用添加可切削性改善物质的方法时，为了不至于由于过量添加而损害耐磨损性烧结部件的强度、导致耐磨损性降低，可切削性改善物质的添加量的上限应当限制在2.0质量％。
此外，在本发明的耐磨损性烧结部件中，可以结合使用像上述专利文献2中所使用的那样，通过用铅或铅合金、铜或铜合金、丙烯酸树脂中的任一种填充上述耐磨损性烧结部件的气孔，改善可切削性的技术。即，丙烯酸树脂、铅或铅合金、铜或铜合金存在于气孔中，在切削时切削形态从间歇式切削变化到连续切削，具有减少对刀具的冲击、防止刀具刀刃端的损伤、具有提高可切削性的效果。并且，由于铅或铅合金、铜或铜合金是软质的，因而可以附着在刀具刀刃面保护刀刃端，提高可切削性和刀具的寿命，在使用时在阀座和阀面之间起固体润滑剂的作用，并具有减少双方的磨损的作用。进而，铜或铜合金的热传导率高，因而切削时在刀刃端所产生的热向外部散发，具有防止刀刃部分的热的滞留、减轻刀刃部分的损伤的效果。
实施例实施例1准备粉末组成如表1所示的用于形成基质的钢粉。此外，准备粉末组成为按质量比计包含Mo35％、Si3％、Mn2％，余量为Fe和不可避免的杂质的用于形成硬质相的合金粉末，和最大粒径为100μm、平均粒径为50μm的二硫化钼粉末、以及石墨粉末。将这些粉末按照如表1所示的比例，与成型润滑剂(硬脂酸锌，0.8重量％)混合，在650MPa的成型压力下将混合的粉末成形为φ30×φ20×h10的环。接着，在氨分解气体氛围中在116℃下将这些成型体烧结60分钟，制成组成如表2所示的样品01～06。对于上述样品，通过进行金相结构观察对锰硫化物的析出量测定剖面面积比，将该值换算成质量比所得的值示于表3[MnS量]的一栏中。另外，对于上述样品，通过简易磨损试验进行耐磨损性的评价。表3显示了“阀磨损量”、“阀座磨损量”，同时还将它们的总和显示在“总磨损量”一栏中。此外，通过简易可切削性试验进行的可切削性评价的结果示于如表3的“加工孔穴数”一栏中。
简易磨损试验是在高温下施加撞击和滑动的状态下进行的。具体来说，将上述环状试验片加工成内径面具有45°的锥面的阀座形状，将烧结合金压入嵌合到铝合金制轴承(housing)中。并且，通过马达驱动的偏心凸轮的旋转，使SUH-36材料制造的外形面上部分具有45°锥面的圆盘形对应部件(阀)进行上下活塞运动，使烧结合金与对应部件的锥形面之间反复冲击。即，阀的动作反复进行通过马达驱动的偏心凸轮从阀座离开的开放动作、和利用阀簧回到阀座的着座动作，实现上下活塞运动。另外，在该试验中，通过燃烧器加热对应部件进行温度设置使烧结合金达到300℃，简易磨损试验的撞击次数为2800次/分钟、重复时间为15分钟。这样，测定试验后的阀座的磨损量和阀的磨损量，进行评价。
简易可切削性试验是对于加工成5mm厚的板状样品通过φ3mm的超硬钻孔器形成孔穴的试验，测定1根钻孔器在5kN的恒定负荷条件下所能钻的孔穴数。加工的孔穴数越多，则可切削性越好。
表1
表2
表3
对于表1的样品编号03的样品，通过显微镜观察的金相结构照片如图3所示，通过电子显微镜观察的金相结构照片如图4所示。图3和图4中，显示出发白的微细颗粒群聚集的相的部分为硬质相，发白的微粒为钼硅化物析出颗粒。该钼硅化物析出颗粒之间的间隙为硬质相的合金基质郜分。此外，在图3和图4的铁基合金基质中和硬质相内发现有灰色的颗粒，该颗粒通过进行其他的分析的结果是，在该部分中Mn和S变浓而被检测出来，确认生成了锰硫化物。此外，S的分散部位与Mo的分散部位不一致，确认二硫化钼在烧结时分解，以及分解产生的S选择性地与供给到基质的Mn结合。此外，灰色的锰硫化物的粒径如果参照图4的尺寸(10μ表示横的2根白线之间的距离为10μm)，可以确认全部为10μm或以下的微细颗粒。并且，由图3可知，铁基合金基质的结构为贝氏体，硬质相周围通过硬质相的成分的扩散而形成不同的金相结构。
根据表1～3，随着形成基质的钢粉中的Mn含量的增加，锰硫化物的析出量也增加，形成基质的钢粉中的Mn量为2.0质量％或以上时，达到恒定的析出量。这可以认为是由于和Mn结合的S在全部组成中达到0.4质量％的恒定量，通过与该S结合生成的锰硫化物的量也是恒定的，因此，即使存在比其过量的Mn，也不能析出比恒定量更多的锰硫化物。因此，在样品编号05和06的样品中，过剩的Mn固溶到基质中了。
因此，随着形成基质的钢粉末中的Mn量增加，阀座磨损量减少，Mn变得过量而固溶到基质中的量也增加了，基质变硬因而阀座磨损量也增加了。此外，在形成基质的钢粉中的Mn量超过5质量％的样品编号06的样品中，在形成基质的钢粉中固溶大量的Mn的结果是，粉末的压缩性受损，成型体密度降低，随此产生烧结体密度降低，基质强度降低，阀座的磨损量增大，同时，基质变得过硬，作为对应部件的阀的冲击性升高，阀的磨损量增大，总磨损量急剧增大。
可切削性(加工孔穴数)也具有与耐磨损性相同的倾向，在形成基质的钢粉不含Mn的样品编号01的样品中，基质中不析出锰硫化物，加工孔穴数降低，可切削性降低，而如果在形成基质的钢粉中包含0.2质量％的Mn，则锰硫化物在基质中析出，可切削性得到改善，加工孔穴数得到显著增加。此外，随着形成基质的钢粉中的Mn量的增加，在基质中析出的锰硫化物的量也增加，加工孔穴数进一步增加。但是，在基质形成钢粉中Mn的量超过3.0质量％的样品编号06的样品中，固溶于基质中的Mn变得过剩，可切削性大幅度降低。
由上述内容可知，如果在形成基质的钢粉中包含0.2质量％或以上的Mn，基质中析出锰硫化物，可切削性得到改善，同时耐磨损性也得到改善。此外，如果在形成基质的钢粉末中包含的Mn超过3.0质量％，固溶在基质中的Mn变得过剩，可切削性改善效果和耐磨损性改善效果反而受损。
此外，在进行金相结构观察时，在样品编号01～06的样品中，析出的锰硫化物的大小均为10μm或以下，可以确认均匀分散在基质中。
实施例2使用实施例1的样品编号03中所使用的形成基质的钢粉末(Mn含量0.5质量％)，在该粉末中，将5质量％的表4所示组成的形成硬质相的合金粉末、1.0质量％的石墨粉末、1.0质量％的最大粒径为100μm且平均粒径为50μm的二硫化钼粉末、成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)一起混合，在与实施例1相同的样品制造条件下，将混合所得的混合粉末制成总组成如表5所示的样品编号07～11的样品。对于这些样品，在与实施例1相同的评价条件下进行评价，结果如表6所示。此外，在表4～6中，一并记录实施例1的样品编号03的样品的数据。
表4
表5
表6
从表4～6可知，随着形成硬质相的合金粉末中的Mn量的增加，锰硫化物的析出量也增加，当形成硬质相的合金粉末中的Mn量为2.0质量％或以上时，达到恒定的析出量。这是因为和实施例1一样，由于S量是恒定的，因而如果形成硬质相的合金粉末中的Mn超过一定量则达到过剩，因而样品编号10和11的样品中，过剩的Mn固溶到基质中。
耐磨损性的倾向也和实施例1的情形一致，随着形成硬质相的合金粉末中的Mn量增加，阀座磨损量减少，添加比恒定量更多的Mn，则固溶于硬质相的合金中的Mn也变得过剩，如果Mn量超过5质量％，作为对应部件的阀的冲击性升高，阀的磨损量增大，总磨损量也增大。
可切削性也显示出与实施例1相同的倾向，在形成硬质相的合金粉末中不含Mn的样品编号为07的样品(专利文献8所示的现有技术)中，硬质相中不析出锰硫化物，锰硫化物的量虽然与样品编号08的样品没有大的差别，但加工孔穴数减少，可切削性降低。另一方面，如果包含0.5质量％的Mn，硬质相合金基质中析出锰硫化物，可切削性得到改善，加工孔穴数增加。此外，随着形成硬质相的合金粉末中的Mn量的增加，硬质相的合金基质中所析出的锰硫化物的量也增加，加工孔穴数也进一步增大。但是，在形成硬质相的合金粉末中的Mn量超过5质量％的样品编号11的样品中，固溶于硬质相的合金基质中的Mn变得过剩，可切削性大幅度降低。
由上可知，通过使硬质相合金基质部分地析出锰硫化物，可以相对于专利文献8所公开的烧结部件进一步提高可切削性，从而可以确认本发明的效果。此外，在这种情况下，通过在形成硬质相的合金粉中包含0.5质量％或以上的Mn，可以改善可切削性和耐磨损性，而如果形成硬质相的合金粉末中所包含的Mn超过5质量％，固溶在基质中的Mn变得过剩，可切削性改善效果和耐磨损性改善效果反而受损。
此外，在进行金相结构观察时，在样品编号07～11的样品中，也确认锰硫化物的大小均为10μm或以下，可以确认均匀分散在基质中。
实施例3使用实施例1的样品编号03中所使用的形成基质的钢粉末和形成硬质相的合金粉末，在该粉末中，混合1.0质量％的石墨粉末、最大粒径为100μm且平均粒径为50μm、如表7所示的添加量的二硫化钼粉末、以及成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)，在与实施例1相同的样品制造条件下，将混合所得的混合粉末制成总组成如表8所示的样品编号12～16的样品。对于这些样品，在与实施例1相同的评价条件下进行评价，结果如表9所示。此外，在表7～9中，一并记录实施例1的样品编号03的样品的数据。
表7
表8
表9
从表7～9可知，随着二硫化钼粉末的添加量的增加，锰硫化物的析出量也增加，当添加量达到1质量％或以上时，达到恒定的析出量。这是因为由于基质和硬质相中所包含的Mn的量是恒定的，即使添加超过可与该Mn量结合的S量的硫化物粉末，也不能得到超过Mn量的析出量。
在这种情况下，随着二硫化钼粉末的添加量的增加，加工孔穴数增加，不会发现如实施例1和实施例2中所观察到的加工孔穴数的降低。这可以认为是因为在实施例1和实施例2中所检验的Mn固溶于基质中具有提高基质硬度的作用，并通过该作用而在损害可切削性的方向发生作用，结果是过量的Mn抵消了由于锰硫化物的析出而得到的可切削性改善的效果，从而添加一定量以上的Mn会变成相反的效果，S的上述副作用少，过剩的S与继Mn之后容易形成硫化物的Cr、再其次容易形成硫化物的Fe、Co、Ni、Mo等形成硫化物，从而有利于提高可切削性。
另一方面，关于耐磨损性，直至锰硫化物的析出量达到恒定量时，都提高阀座的磨损量，显示出良好的耐磨损性，而超过恒定量时，阀座磨损量缓缓增加，当二硫化钼粉末的添加量超过12.65质量％(总组成中S的量为5质量％)时变得过量，基质强度降低，结果引起急剧的磨损。
由上可知，以总组成的S量计，添加0.2质量％或以上的硫化物粉末，具有改善可切削性的效果和改善耐磨损性的效果，当以总组成中S量超过5质量％的量添加时，基质强度降低，结果导致耐磨损性降低。
另外，在样品编号12～16样品中，进行金相结构观察时，确认锰硫化物的大小均为10μm或以下，可以确认均匀分散在基质中。
实施例4作为形成基质的钢粉，准备实施例1的样品编号02、05所使用的形成基质的钢粉以及Mn以外的组成相同且不含Mn的形成基质的钢粉。此外，作为形成硬质相的合金粉末，准备实施例2的样品编号08、10所使用的形成硬质相的合金粉末以及Mn以外的组成相同且不含Mn的形成硬质相的合金粉末。在这些粉末中，如表10所示，混合1.0质量％的石墨粉末、最大粒径为100μm且平均粒径为50μm的如表10所示的组成的二硫化钼粉末、成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)，在与实施例2相同的样品制造条件下，将混合所得的混合粉末制成总组成如表11所示的样品编号17～19的样品。对于这些样品，在与实施例1相同的评价条件下进行评价，结果如表12所示。
表10
表11
表12
从表10～12可知，使用实施例1～3所求得的最小量的Mn的形成基质的钢粉、以及最小量的Mn的形成硬质相的合金粉末、且添加了最小量的硫化物粉末的样品编号18的样品，与在形成基质的钢粉和形成硬质相的合金粉末中不含Mn、且未添加硫化物粉末的样品编号17相比，样品编号18的样品的锰硫化物的析出量为0.3质量％，和也为该量但是未分散锰硫化物的样品编号17的样品相比，耐磨损性和可切削性(加工孔穴数)提高，从而确认了本发明的效果。此外，样品编号19的样品为使用实施例1～3所求得的最大Mn量的形成基质的钢粉、以及使用最大Mn量的形成硬质相的合金粉末，且添加了最大量的硫化物粉末的实例。这时的锰硫化物的析出量为4.5质量％，并且确认没有像上述实施例1～3的各种条件过剩的实施例中所观察到的那样特性大幅度降低，且显示出极为良好的可切削性。
实施例5准备实施例1的样品编号03中所使用的形成基质的钢粉末作为形成基质的钢粉末，并准备如表13所示组成的形成硬质相的合金粉末作为形成硬质相的合金粉末。在这些粉末中，如表13所示，混合1.0质量％的石墨粉末、最大粒径为100μm且平均粒径为50μm的1.0质量％的二硫化钼粉末、以及成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)，在与实施例1相同的样品制造条件下，将混合得到的混合粉末制成总组成如表14所示的样品编号20～22的样品。对于这些样品，在与实施例1相同的评价条件下进行评价，结果如表15所示。此外，作为比较，在表13～15中，还一并记录实施例1的样品编号03的样品和实施例4的样品编号17的样品(未分散锰硫化物的实例)的数据。
另外，样品编号20的样品中所使用的形成硬质相的合金粉末是将样品编号03的样品中所使用的形成硬质相的合金粉末中的母材从Fe变为Co的在Co合金相中析出分散钼硅化物的硬质相的实例，样品编号21的样品中所使用的形成硬质相的合金粉末是CR碳化物析出型的硬质相的实例，样品编号22的样品中所使用的形成硬质相的合金粉末是高速刀具钢系硬质相(W、Mo、Cr等碳化物析出型)的实例。
表13
表14
表15
由表13～15可知，即使改变硬质相的种类，和未分散锰硫化物的样品(样品编号17)相比，也能够实现高耐磨损性和优良的可切削性，并且在任一情形中均显示出几乎相同的特性。由此确认在析出物分散型硬质相中，在包含Mn的硬质相的合金基质部分中析出锰硫化物的本发明的技术，不仅在上述实施例1～4的Fe基质中析出分散钼硅化物的硬质相、而且其他的析出分散型硬质相也具有相同的可切削性和耐磨损性改善效果。
实施例6准备实施例1的样品编号03中所使用的形成基质的钢粉末和形成硬质相的合金粉末，并准备石墨粉末。此外，作为硫化物粉末，准备二硫化钨粉末、硫化铁粉末和硫化铜粉末。将这些粉末与成型润滑剂(硬脂酸锌0.8质量％)按照表16所示的比例混合，在与实施例1相同的样品制造条件下，将混合所得的混合粉末制成总组成如表17所示的样品编号23～25的样品。对于这些样品，在与实施例1相同的评价条件下进行评价，结果如表18所示。此外，在表16～18中，一并记录使用二硫化钼粉末作为硫化物粉末的实施例1的样品编号03的样品的数据。另外，对于硫化物粉末的添加量，可以进行调整以使总组成中的S量达到0.4质量％。
表16
表17
表18
对样品编号23～25的样品进行金相结构观察，结果确认即使将硫化物粉末的种类从二硫化钼粉末改为二硫化钨粉末、硫化铁粉末、或者硫化铜粉末，也可以确认和二硫化钼粉末的情形一样在基质和硬质相合金基质部分分散析出锰硫化物。并且，还确认在这些样品中，析出的锰硫化物均为粒径小于或等于10μm的微细硫化锰颗粒。
由表16～18可知，调整硫化物粉末的添加量，使总组成中的S量达到0.4质量％，结果是锰硫化物的析出量几乎相等，在全部样品中均显示出良好的可切削性和耐磨损性。由上可知，对锰硫化物析出有效的硫化物粉末并不限于二硫化钼粉末，即使改用二硫化钨粉末、硫化铁粉末、或者硫化铜粉末，也具有改善可切削性和耐磨损性的效果，并且可以认为只要是容易分解的硫化物粉末，就具有相同的效果。
实施例7除了如表19所示改变二硫化钼粉末的粒径之外，使用和实施例1的样品编号03的样品同样的粉末，在与实施例1相同的样品制造条件下进行样品的制造，得到总组成为按质量比计，包含Ni1.49％、Mo3.28％、Cr0.19％、Mn0.57％、Si0.15％、C1％、S0.4％，余量为Fe和不可避免的杂质的样品编号26和27的样品。对于这些样品，在与实施例1相同的评价条件下进行评价，结果如表20所示。另外，在表19和20中，还一并记载了实施例1的样品编号03的样品数据。
表19
表20
由表19和表20可知，硫化物粉末的粒径在最大粒径为100μm或以下且平均粒径为50μm或以下的范围内时，所添加的硫化物粉末可以充分地分解，被切削性和耐磨损性显示出良好的值，而在使用最大粒径超过100μm以及平均粒径超过50μm的硫化物粉末的样品编号27的样品中，锰硫化物的析出量减少，因而可以认为硫化物粉末的分解不充分。因此，在样品编号27的样品中，耐磨损性提高的效果不充分、阀座的磨损量增加，同时，可切削性提高的效果也不充分，加工孔穴数大幅减少。由上可知，通使用最大粒径为100μm或以下、且平均粒径为50μm或以下的硫化物粉末作为硫化物粉末，所添加的硫化物粉充分分解，能够使锰硫化物充分析出。
本发明涉及改善分散有硬质颗粒的耐磨损性烧结部件的可切削性的技术，并且可以用于例如内燃机的阀座等同时要求耐磨性和可切削性的部件中。
权利要求
1.一种耐磨损性烧结部件，其包含铁基合金基质、在合金基质中析出分散硬质颗粒的硬质相，并且该硬质相分散在上述铁基合金基质中，其特征在于，呈现出下述金相结构在整个上述基质结构中在晶粒内均匀分散有10μm或以下的锰硫化物颗粒，并且在上述硬质相的上述合金基质中分散有10μm或以下的锰硫化物颗粒。
2.权利要求1所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，上述铁基合金基质和上述硬质相的上述合金基质中分散的锰硫化物颗粒的量，在耐磨损性烧结部件中为0.3～4.5质量％。
3.权利要求1或2所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，上述铁基合金基质的Mn量为0.2～3质量％、且上述硬质相的Mn量为0.5～5质量％。
4.权利要求1～3中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，上述铁基合金基质中所分散的上述硬质相的量，在耐磨损性烧结部件中为2～40质量％。
5.权利要求1～4中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，上述铁基合金基质的结构为贝氏体。
6.权利要求1～5中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，上述硬质相的上述合金基质为Fe基合金或Co基合金，上述硬质相的上述硬质颗粒为Mo硅化物。
7.权利要求1～6中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，由烧结合金构成，该烧结合金的总组成为按质量比计，包含Ni0.23～4.39％、Mo0.62～22.98％、Cr0.05～2.93％、Mn0.18～3.79％、Si0.01～4.0％、S0.04～5.0％、C0.3～1.2％、且余量为Fe和不可避免的杂质。
8.权利要求1～6中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，由烧结合金构成，该烧结合金的总组成为按质量比计，包含Co0.7～35.6％、Ni0.23～4.39％、Mo0.62～22.98％、Cr0.05～2.93％、Mn0.18～3.79％、Si0.01～4.0％、S0.04～5.0％、C0.3～1.2％、且余量为Fe和不可避免的杂质。
9.权利要求7或8所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，在上述烧结合金的总组成中，按质量比计，进一步包含Mo0.13～6.86％、W0.12～14.33％、以及Cu0.08～9.91％中的至少一种。
10.权利要求1～9中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，在上述耐磨损性烧结部件的气孔中或粉末颗粒界面分散硅酸镁类矿物、氮化硼、硫化锰、Ca氟化物、铋、硫化铬、铅中的至少1种。
11.权利要求1～10中任一项所述的耐磨损性烧结部件，其特征在于，用铅或铅合金、铜或铜合金、丙烯酸树脂中的任一种填充上述耐磨损性烧结部件的气孔。
12.一种耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，在包含Mn0.2～3质量％的用于形成基质的钢粉末中，混合含有Mn0.5～5质量％的用于形成硬质相的合金粉末，和选自二硫化钼粉末、二硫化钨粉末、硫化铁粉末、硫化铜粉末中的至少1种且S含量达到0.04～5质量％的量的硫化物粉末、以及石墨粉末，将所得到的混合粉末在模具中压缩成型，并将该成型体在1000～1300℃的温度范围内烧结。
13.权利要求12所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述硫化物粉末的最大粒径为100μm或以下、平均粒径为50μm或以下。
14.权利要求12或13所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成硬质相的合金粉末的添加量为2～40质量％。
15.权利要求12～14中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述烧结在真空气氛或者露点为-10℃或以下的分解氨气、氮气、氢气、氩气中的任一种气氛中进行。
16.权利要求12～15中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成硬质相的合金粉末的组成为按质量比计，包含Mo10～50％、Si0.5～10％、Mn0.5～5％、且余量为Fe或Co和不可避免的杂质，并且上述石墨粉末的添加量为0.3～1.2质量％。
17.权利要求12～15中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成硬质相的合金粉末的组成为按质量比计，包含Cr4～25％、Mn0.5～5％、C0.25～2.4％、且余量为Fe和不可避免的杂质，并且上述石墨粉末的添加量为0.3～2.0质量％。
18.权利要求17所述的的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成硬质相的合金粉末的组成为按质量比计，追加包含Mo0.3～3％、V0.2～2.2％和W1～5％中的1种或2种或多种。
19.权利要求12～15中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成硬质相的合金粉末的组成为按质量比计，包含Cr3～5％、W1～20％、V0.5～6％、Mn0.5～5％、C0.6～1.7％、且余量为Fe和不可避免的杂质，并且上述石墨粉末的添加量为0.3～2.0质量％。
20.权利要求19所述的的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成硬质相的合金粉末的组成为按质量比计，追加包含Mo或Co中的至少1种20％或以下。
21.权利要求12～20中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，上述用于形成基质的钢粉末的组成为按质量比计，包含Ni0.5～4.5％、Mo0.5～5.0％、Cr0.1～3.0％、Mn0.2～3.0％、且余量为Fe和不可避免的杂质。
22.权利要求12～21中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，在上述混合粉末中，添加硅酸镁类矿物、氮化硼、硫化锰、Ca氟化物、铋、硫化铬、铅中的至少1种粉末。
23.权利要求12～22中任一项所述的耐磨损性烧结部件的制造方法，其特征在于，在上述烧结后，熔浸(溶浸)或浸渍铅或铅合金、铜或铜合金、丙烯酸树脂中的任一种。
全文摘要
本发明的耐磨损性烧结部件包含铁基合金基质、在合金基质中分散析出硬质颗粒的硬质相，并且在上述铁基合金基质中分散有上述硬质相，其特征在于，呈现出在整个上述基质结构中在晶粒内均匀分散有10μm或以下的硫化锰颗粒、并且在硬质相的上述合金基质中分散有10μm或以下的锰硫化物颗粒的金相结构。
文档编号B22F3/10GK1847442SQ20061008205
公开日2006年10月18日 申请日期2006年3月29日 优先权日2005年3月29日
发明者河田英昭, 藤塚裕树 申请人:日立粉末冶金株式会社