CN102443737A - 烧结阀导承材料及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供阀导承用烧结合金，所述烧结合金的整体组成如下构成：按质量比计，C：1.3～3％、Cu：1～4％、P：0.01～0.08％、Sn：0.05～0.5％，并且余量为Fe和不可避免的杂质，在由气孔和除气孔外的基质组织构成的同时，上述基质组织由珠光体相、铁素体相、铁-磷-碳化合物相以及铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相的混合组织构成，呈现出石墨在气孔的一部分中分散的金属组织，按观察截面金属组织时的相对于金属组织的面积比计，铁-磷-碳化合物相为3～25％，铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相为0.5～3.5％。

Description

烧结阀导承材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及内燃机所使用的烧结阀导承材料及其制备方法，特别是涉及进一步提高耐磨损性的技术。
背景技术
内燃机所使用的阀导承为圆管状部件，在其内表面支持吸入排向内燃机燃烧室的燃料混合气的吸气阀和从燃烧室排出燃烧气的排气阀的杆(杆部)，需要长期维持自身的耐磨损性以及不磨损阀杆的光滑的滑动状态。作为这样的阀导承，目前一直使用铸铁制部件，但烧结合金由于可获得熔制材料无法获得的特殊金属组织合金，赋予耐磨损性，如果制备一次模具，则可大量制备相同形状的制品，实现大量生产，可成形为近终型，机械加工中的材料成品率高等理由，而逐渐多使用烧结合金制(例如日本特公昭55-34858号公报、日本专利第2680927号公报、日本专利第4323069号公报、日本专利第4323467号公报等)部件。
日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料为由按重量比计碳(C)占1.5～4％、铜(Cu)占1～5％、锡(Sn)占0.1～2％、磷(P)占0.1～不足0.3％和余量为铁(Fe)的铁类烧结合金构成的烧结阀导承材料。该日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料的金属组织照片及其示意图如图3A和3B所示。如图3A和3B所示，在日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料中，在添加铜和锡进行基质强化的珠光体基质中析出铁-磷-碳化合物相。另外，铁-磷-碳化合物从周围的基质吸收C成长为板状，结果铁素体相分散于铁-磷-碳化合物相所连接的部分。另外，在烧结时的高温下超出常温下的固溶限暂且溶入基质中的Cu在冷却时分散成在基质中析出的铜合金相。需要说明的是，在图3A的金属组织照片中，石墨相在为观察金属组织而研磨供试品时脱落，无法观察，但如图3B的示意图所示，石墨残留于大的气孔内部，分散成为石墨相。该日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料由于上述铁-磷-碳化合物相而发挥优异的耐磨损性，因此作为四轮汽车内燃机用阀导承的标准材料而在国内外的汽车制造中搭载进入实际应用。
另外，日本专利第2680927号公报的烧结阀导承材料为改善日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料的切削性，在日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料的金属基质中分散有偏硅酸镁类矿物或正硅酸镁类矿物等作为粒间包含物，与日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料相同，在国内外的汽车制造中搭载进入实际应用。
日本专利第4323069号公报、日本专利第4323467号公报中公开的烧结阀导承材料进一步实现切削性的改善，通过降低磷量使硬质铁-磷-碳化合物相的分散量减少至仅为维持阀导承耐磨损性所必需的量，改善了切削性，在国内外的汽车制造中搭载开始实际应用。
近年来，在各种产业用机械部件中低成本化的要求日益提高，对于汽车部件，低成本化的要求也日益提高。其中，作为内燃机用烧结阀导承材料，低成本化的要求也日益提高。
另一方面，随着最近汽车用内燃机等的高性能化和燃料消耗量的提高，使得在内燃机运转过程中阀导承进一步暴露于高温和高接触压力下，此外在最近环境意识的提高中供给阀导承和阀杆交界面的润滑油的供给量有减少的趋势，对于阀导承而言，造成更为苛刻的滑动环境。在这样的背景下，要求与如日本特公昭55-34858号公报、日本专利第2680927号公报的烧结阀导承材料相当的耐磨损性。
发明内容
因此，本发明的目的在于：提供具有与现有烧结阀导承材料，即上述日本特公昭55-34858号公报、日本专利第2680927号公报等同等的耐磨损性以及低成本的阀导承材料及其制备方法。
达成上述目的的本发明烧结阀导承材料的特征在于：整体组成如下构成：按质量比计，C：1.3～3％、Cu：1～4％、P：0.01～0.08％、Sn：0.05～0.5％，并且余量为Fe和不可避免的杂质，在由气孔和除气孔外的基质组织构成的同时，上述基质组织由珠光体相、铁素体相、铁-磷-碳化合物相以及铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相的混合组织构成，呈现出石墨在上述气孔的一部分中分散的金属组织，按观察截面金属组织时的相对于金属组织的面积比计，上述铁-磷-碳化合物相为3～25％，上述铜锡合金相为0.5～3.5％。
在上述本发明的烧结阀导承材料中，在放大倍数为200倍的截面组织的视野中，铁-磷-碳化合物相可识别为相对于所述视野的面积率在0.05％以上的板状铁-磷-碳化合物。此时，若相对于上述视野的面积率在0.15％以上的板状铁-磷-碳化合物的总面积为上述板状铁-磷-碳化合物总面积的3～50％，则可提高耐磨损性。需要说明的是，在本发明中除铁-磷-碳化合物以外还析出铁碳化合物，但由于难以在金属组织上区别铁碳化合物和铁-磷-碳化合物，所以在以下说明中“铁-磷-碳化合物”中也包含铁碳化合物。就此情况而言，权利要求项的记载也相同。
另外，优选2质量％以下的硫化锰粒子、硅酸镁类矿物粒子、氟化钙粒子中的至少1种在基质组织的颗粒边界(粉末粒界particleboundary)和上述气孔中分散。
本发明烧结阀导承材料的制备方法的特征在于，所述制备方法具有以下工序：原料粉末制备工序，其中，向铁粉末中添加石墨粉末，P量为15～21％的铁磷合金粉末，和铜粉末与锡粉末、铜锡合金粉末以及铜粉末与铜锡合金粉末中的任一种，进行混合，以使原料粉末的整体组成如下构成：按质量比计，C：1.3～3％、Cu：1～4％、Sn：0.05～0.5％、P：0.01～0.08％，并且余量为Fe和不可避免的杂质；向成形模的圆管状模腔中填充上述原料粉末，加压压缩，使所述原料粉末成形为圆管状生压坯(压粉体green compact)的工序；和将上述生压坯在非氧化性气氛中于940～1040℃的加热温度下烧结的工序。
在上述烧结阀导承材料的制备方法中，以上述加热温度下的保持时间为10～90分钟为优选的方式，在从上述加热温度至室温为止的冷却过程中，以由850℃冷却至600℃时的冷却速度为5～25℃/分为优选的方式，或在从上述加热温度至室温为止的冷却过程中，以在850℃至600℃之间的范围内恒温保持10～90分钟的时间后冷却为优选的方式。另外，在上述原料粉末的制备工序中，以如下方式为优选的方式：进一步添加选自硫化锰粉末、硅酸镁矿物粉末、氟化钙粉末的至少1种粉末，使之达到上述原料粉末的2质量％以下。
本发明的烧结阀导承材料降低了P量，由此在降低费用的同时，以与现有产品相同的形态、量分散铁-磷-碳化合物相，维持耐磨损性，兼顾低价和耐磨性的维持。另外，本发明的烧结阀导承材料的制备方法起到可以与现有方法同等简便的方法制备上述本发明烧结阀导承材料的效果。
附图说明
图1A和1B为用硝醇液蚀刻本发明烧结阀导承材料时的金属组织照片及其示意图，图1A为金属组织照片，图1B为图1A的金属组织照片的示意图。
图2A和2B为用村上试剂蚀刻本发明烧结阀导承材料时的金属组织照片及示出图像处理结果的示意图，图2A为金属组织照片，图2B为对图2A的金属组织写真进行图像处理，示出提取铁-磷-碳化合物相的结果的示意图。
图3A和3B为现有烧结阀导承材料的金属组织照片及其示意图，图3A为金属组织照片，图3B为图3A的金属组织照片的示意图。
实施发明的最佳方式
在日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料中记载了因含有0.1～0.3质量％的P，铁-磷-碳化合物分散于基质中的内容。另外，在日本专利第4323069号公报、日本专利第4323467号公报的烧结阀导承材料中记载了若将P量设定为0.01～不足0.1％，则制成以珠光体为主体的基质，或降低铁-磷-碳化合物的析出量，缩小化合物的大小的内容。因此认为为生成某种程度的量和大小的铁-磷-碳化合物，某种程度的P量是必需的。
在这样的情况下，本发明人进行了研究，发现即使降低P量制成日本专利第4323069号公报、日本专利第4323467号公报的成分组成，仍可分散与日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料同等量和大小的铁-磷-碳化合物。
即，在日本特公昭55-34858号公报、日本专利第2680927号公报、日本专利第4323069号公报、日本专利第4323467号公报中被用作必需成分的Cu为降低钢的临界冷却速度的元素，具有改善钢的淬透性的效果。也就是说，具有使连续冷却相变图的珠光体鼻端温度向时间迟的一侧(右侧)移动的效果。若在具有这样的效果的Cu以某种程度均匀扩散于铁基质中的状态下从加热温度冷却，则珠光体鼻端温度向时间迟的一侧移动，结果在通常的烧结炉的冷却速度下由于铁-磷-碳化合物没有充分成长的时间而被冷却，所以若P量少，则成核的铁-磷-碳化合物减少，易形成微小的珠光体组织。
若从相反的观点理解此情况，则据说若使改善钢淬透性的Cu的扩散状态不均匀，制成Cu浓度高的部分和Cu浓度低的部分共存的Cu浓度不均匀的基质，则在基质的Cu浓度低的部分钢的淬透性改善效果减弱，即使P量少，仍可使铁-磷-碳化合物充分成长。本发明基于此见解而实施。
[烧结阀导承材料]
基于上述见解的本发明的烧结阀导承材料是如下获得的材料：抑制铁基质中Cu的扩散，形成Cu浓度高的部分和Cu浓度低的部分共存的Cu浓度不均匀的基质，在基质的Cu浓度低的部分析出分散板状的铁-磷-碳化合物。
在图1A和1B中示出了对本发明的烧结阀导承材料的截面组织进行镜面抛光，用硝醇液(1质量％硝酸乙醇溶液)蚀刻时的金属组织。图1A为金属组织照片，图1B为其示意图。如图1A和1B所示，本发明的烧结阀导承材料的金属组织由气孔和除气孔外的基质构成，气孔分散于基质中。该气孔因在对原料粉末进行成形时原料粉末间的间隙残留而形成，原料粉末的铁粉末部分形成基质(铁基质)。基质由珠光体相、铁素体相、铁-磷-碳化合物相以及铜相或者铜相与铜锡合金相的混合组织构成。另外，在图1A的金属组织照片中，石墨相在为观察金属组织而研磨供试品时脱落，无法观察，但如图1B的示意图所示，石墨残留于大的气孔内部，分散成石墨相。
铁-磷-碳化合物相呈板状成长，形成与如图3A和3B所示的现有烧结阀导承材料基本相同的形状和量。另外，铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相的混合组织以未扩散的状态分散于基质中，显示出Cu的扩散未完全进行。
图2A为用村上试剂(铁氰化钾、氢氧化钾各10质量％水溶液)蚀刻相同烧结阀导承材料时的金属组织照片，图2B为对图2A进行图像分析的示意图。由图2A和2B可知，板状铁-磷-碳化合物被深深的蚀刻(灰色部分)，珠光体部分被浅浅的蚀刻(白色部分)。需要说明的是，图2A和2B的黑色部分为气孔。因此，板状铁-磷-碳化合物相可这样地与构成珠光体的铁碳化合物(Fe3C)相区别。
如上所述，通过控制Cu的扩散量，在本发明的烧结阀导承中，即使将P量设定为0.01～0.08％的范围，也可获得与日本特公昭55-34858号公报同等量和大小的铁-磷-碳化合物。
在本方面的烧结阀导承材料中，Cu具有以下作用：扩散到基质中而固溶强化基质，提高烧结阀导承强度的作用，和形成软质的铜和/或铜合金相，提高与配对材料(阀杆)的相容性的作用。若具有这样的作用的Cu含量不足1质量％，缺乏上述效果，所以设定为1质量％以上。另一方面，若Cu量超过4质量％，则导致铁基质中扩散的Cu量过多，从而在烧结后的冷却过程中难以使铁-磷-碳化合物成长。因此，将烧结阀导承材料中的Cu量设定为1～4质量％。
另外，Sn在烧结时的升温过程中熔融生成液相，具有润湿覆盖铁粉末，促进铁粉末间的扩散，提高烧结阀导承强度的作用。由于此提高强度的作用，将Sn量设定为0.05质量％以上。另一方面，若Sn量过大，则如下文所述，导致Cu-Sn共晶液相的生成量过多，Cu向铁基质中的扩散也增加，所以在烧结后的冷却过程中难以获得板状铁-磷-碳化合物。因此，将Sn量的上限设定为0.5质量％。
Sn与部分或全部的Cu合金化，作为铜相与铜锡合金相、或者作为铜锡合金相分散于基质中。另外，在与配对材料的相容性的观点下，按观察截面金属组织时的相对于金属组织的面积比计，将这些铜相(铜相与铜锡合金相、或者铜锡合金相)设定为0.5％以上。另一方面，按观察截面金属组织时的相对于金属组织的面积比计，若超过3.5％，则导致Cu向铁基质的扩散量增加，难以使铁-磷-碳化合物成长。因此，按观察截面金属组织时的相对于金属组织的面积比计，将铜系相(铜相与铜锡合金相、或者铜锡合金相)的量设定为0.5～3.5％。
在本发明的烧结阀导承材料中，C是上述铁-磷-碳化合物相的形成和作为固体润滑剂的石墨相的形成所必需的。因此，将C设定为1.3％以上。另一方面，虽然以石墨粉末的形态给予C，但若原料粉末中的石墨粉末添加量超过3.0质量％，则导致原料粉末流动性的降低、填充性的降低及压缩性的降低显著，从而难以制备。因此，将烧结阀导承材料中的C量设定为1.3～3.0质量％。
若铁-磷-碳化合物相的量少，则耐磨损性降低，所以按观察包含气孔在内的截面金属组织时相对于金属组织的面积比计，铁-磷-碳化合物相的量需要在3％以上。另一方面，若过大，则对配对材料(阀杆)的攻击性提高，导致配对材料磨损，或产生阀导承的强度降低、阀导承的切削性降低等问题，所以将上限设定为25％。需要说明的是，珠光体为微小的铁碳化合物和铁素体的层状组织，严格来说无法与铁-磷-碳化合物区别，但本发明的板状铁-磷-碳化合物可通过以下方法求出面积比：在截面金属组织中，通过图像分析软件(例如三谷商事株式会社制WinROOF等)，如图2B所示，控制阈值，仅提取深色部分，即铁-磷-碳化合物相，对其面积进行分析。
若对上述铁-磷-碳化合物进行上述图像分析，则如上所述，在放大倍数为200倍的截面组织的视野中，面积率在0.05％以上的铁-磷-碳化合物均可被识别。因此，在图像分析中面积率也可通过累计0.05％以上的部分求得。因此，在板状铁-磷-碳化合物相中，以上述截面面积比计，在放大倍数为200倍的截面组织的视野中，若面积率在0.15％以上的大的板状铁-磷-碳化合物相为板状铁-磷-碳化合物相的3～50％，则从耐磨损性的观点出发优选，这业已论述。
[烧结阀导承材料的制备方法]
在抑制上述铁基质中Cu的扩散，形成Cu浓度高的部分和Cu浓度低的部分共存的Cu浓度不均匀的基质，制得在基质Cu浓度低的部分使铁-磷-碳化合物成长的烧结阀导承材料时，本发明烧结阀导承材料的制备方法的特征在于：作为原料粉末，当使用向铁粉末中添加石墨粉末，P量为15～21％的铁磷合金粉末，和铜粉末与锡粉末、铜锡合金粉末以及铜粉末与铜锡合金粉末状的任一种混合而成的混合粉末时，将烧结时的加热温度(烧结温度)设定为940～1040℃，进行烧结。
此时，若向原料粉末提供在上述加热温度下扩散的C达到过共析组成(過共析组成)的量以上的石墨粉末，则以石墨粉末形态添加的C中的一部分处于均匀扩散溶解于铁基质(奥氏体)中的状态，其余的部分作为发挥固体润滑剂功能的石墨相残留。
若从这样的状态冷却，则在铁基质的Cu浓度低的部位，铁基质淬透性的改善效果减小，连续冷却相变图的珠光体鼻端温度稍稍向时间迟的一侧移动，结果在烧结后的冷却过程中从奥氏体中析出的铁碳化合物易成长，即使P量少，也可使铁-磷-碳化合物成长。
烧结如目前一直进行的那样，在非氧化性气氛中进行，但从抑制Cu扩散的观点出发，将烧结时的加热温度上限设定为1040℃。另一方面，Cu对于烧结阀导承材料强度的改善是必需的，若Cu向铁基质中的扩散极度不足，则导致烧结阀导承材料的强度不足。由此观点出发将烧结时的加热温度下限设定为940℃。
原料粉末的组成有与上述本发明的烧结阀导承材料的整体组成相同的原因，当在上述烧结时的加热温度下烧结时，将原料粉末整体组成中的Cu量设定为1～4质量％。若Cu量不足1质量％，则导致烧结阀导承材料的强度不足。另一方面，若Cu量超过4质量％，则导致铁基质中扩散的Cu量过多，从而难以在烧结后的冷却过程中获得板状铁-磷-碳化合物。因此，将原料粉末整体组成中的Cu量设定为1～4质量％。
Sn的熔点为232℃，铜-锡合金的液相生成温度因Sn含量而不同，Sn含量越多，液相生成温度越低，但即使是Sn含量为15质量％左右的铜-锡合金，也会于798℃生成液相。以锡粉末和/或铜锡合金粉末的形态给予Sn。当使用锡粉末时，在烧结时的升温过程中生成Sn液相。Sn液相通过毛细管力填充到原料粉末的间隙中，以一部分覆盖铜粉末，在铜粉末的表面生成Cu-Sn共晶液相(共晶液相)。另外，当使用铜锡合金粉末时，在烧结时的升温过程中对应于温度生成Cu-Sn共晶液相。该Cu-Sn液相通过毛细管力填充到原料粉末间的间隙中，润湿覆盖铁粉末，使铁粉末间的扩散富有活性，促进颈部(ネツクneck)的成长，由此促进铁粉末间的扩散粘合。
为获得由上述Sn产生的烧结促进效果，需要0.05质量％以上的Sn。但是，若Sn量过多，则导致Cu-Sn共晶液相的生成量过多，Cu向铁基质中的扩散也增加，所以在烧结后的冷却过程中难以获得板状铁-磷-碳化合物。因此，将Sn量的上限设定为0.5质量％。
在本发明的烧结阀导承材料的制备方法中，如上所述使用Sn，可获得由Cu-Sn液相产生的烧结促进效果，所以烧结时的加热温度在940℃可获得所希望的Cu的扩散状态。另一方面，由于Cu向铁基质中的扩散也增加，所以为抑制Cu向铁基质中的扩散，有必要将烧结时的加热温度上限设定为1040℃。
需要说明的是，铜锡合金粉末有必要在上述加热温度(940～1040℃)范围内生成Cu-Sn共晶液相，但作为铜锡合金粉末，可使用Sn量在8质量％以上的铜锡合金粉末(共晶液相生成温度：900℃)。
虽然原料粉末整体组成中的P量为0.01～0.08％，但通过P量为15～21％的铁磷合金粉末给予P。P量为15～21％的铁磷合金粉末的熔点为1166℃，即使在烧结时的加热温度下仍不生成液相而形成固相扩散，从而不生成上述Cu-Sn液相以外的液相。由此在促进因上述Cu-Sn液相的润湿导致的铁粉末间颈部的成长的同时，调整Cu向基质的扩散。
另外，当在上述烧结时的加热温度下烧结时，石墨粉末的添加量有必要在上述温度范围内扩散于铁基质中的C形成共析组成(共析组成)或过共析组成，与此同时添加的石墨粉末中的一部分作为固体润滑剂残留。因此，原料粉末中的石墨粉末添加量有必要设定为1.3质量％以上。另一方面，若原料粉末中的石墨粉末添加量超过3.0质量％，则导致原料粉末流动性的降低、填充性的降低和压缩性的降低显著，从而难以制备。因此，将原料粉末中的石墨粉末添加量设定为1.3～3.0质量％。
需要说明的是，对于上述Cu、C等元素的扩散而言，加热温度的影响最大，加热时间的影响比较小，但若加热时的保持时间过短，则有这些元素的扩散无法充分进行之虞，所以优选将加热时的保持时间设定为10分钟以上。另外，若加热时的保持时间过长，则有Cu的扩散过度进行之虞，所以优选将加热时的保持时间设定为90分钟以下。
就烧结后的冷却过程而言，在从加热温度至室温为止的冷却过程中，当由850℃冷却至600℃时，若将此温度范围内的冷却速度设定为25℃/分以下，则析出的铁-磷-碳化合物易成长为板状，故优选。另一方面，若冷却速度过慢，则导致冷却所需要的时间延长，制备费用增加。因此，优选将此温度范围内的冷却速度设定为5℃/分以上。
另外，就烧结后的冷却过程而言，在从加热温度至室温为止的冷却过程中，当由850℃冷却至600℃时，也可在此温度范围内暂且恒温保持，在析出的铁-磷-碳化合物成长为板状后冷却。此时的恒温保持时间优选设定为10分钟以上。另一方面，若恒温保持时间过长，则导致冷却所需要的时间延长，制备费用增加。因此，优选将此温度范围内的恒温保持时间设定为90分钟以下。
需要说明的是，在本发明的烧结阀导承材料的制备方法中，实施向成形模圆管状模腔中填充在原料粉末制备工序中制得的原料粉末，加压压缩，使该原料粉末成形为圆管状生压坯的工序，另外将在成形工序中制得的生压坯在非氧化性气氛中烧结，这些工序作为烧结阀导承的制备工序到目前为止一直在实施。
在上述烧结阀导承材料中，通过如日本专利第2680927号公报等那样的一直以来实施的方法，可改善切削性。即，向原料粉末中添加选自硫化锰粉末、硅酸镁类矿物粉末、氟化钙粉末的至少1种粉末，使之达到原料粉末的2质量％以下，通过成形、烧结，使2质量％以下的硫化锰粒子、硅酸镁类矿物粒子、氟化钙粒子中的至少1种在制得的烧结阀导承材料基质组织的颗粒边界和上述气孔中分散，由此可改善切削性。
实施例
[第1实施例]
调查了相对于整体组成的P含量对阀导承特性所造成的影响。准备铁粉末，P含量为20质量％、余量为Fe的铁磷合金粉末，Sn含量为10质量％、余量为Cu的铜锡合金粉末，和石墨粉末，向铁粉末中添加如表1所示比例的铁磷合金粉末及铜锡合金粉末和2质量％的石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末于650MPa的成形压力下加压压缩，形成外径11mm、内径6mm、长40mm的圆管形生压坯(磨损试验用)和外径18mm、内径10mm、长10mm的圆管形生压坯(径向抗压强度试验用)，将制得的圆管形生压坯在氨分解气氛中于1000℃的加热温度下，将保持时间设定为30分钟进行烧结，然后将在从上述加热温度至室温为止的冷却过程中由850℃冷却至600℃时的冷却速度设定为10℃/分进行冷却，制备供试品编号为01～07的烧结体供试品。
另外，作为现行例，另准备Sn含量为10质量％、余量为Cu的铜锡合金粉末，P含量为20质量％、余量为Fe的铁磷合金粉末，向铁粉末中添加5质量％的铜锡合金粉末、1.4质量％的铁磷合金粉末、2质量％的石墨粉末，混合制备原料粉末，对该原料粉末也按上述2种形状进行成形，在上述烧结条件下进行烧结，制备供试品编号为08的烧结体供试品。此现有例相当于日本特公昭55-34858号公报中记载的烧结阀导承材料。将这些供试品的整体组成一并在表1中示出。
表1
Figure BSA00000592440400121
对于如上制得的烧结体供试品，进行磨损试验，测定阀导承的磨损量和阀杆的磨损量，与此同时进行径向抗压试验，测定径向抗压强度。另外，进行截面金属组织的观察，测定铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相(铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相的混合组织)的面积比。
磨损试验在将阀的阀杆插入被固定的圆管状烧结体供试品内径的同时，通过将阀安装于沿垂直方向往复运动的活塞下端的磨损试验机进行，在向活塞上施加5MPa的水平荷重的同时，在500℃的排气气氛中在行程速度为3000次/分、冲程为8mm的条件下使杆往复运动，在30小时的往复运动后，测定烧结体内表面的磨损量(μm)和阀杆外周的磨损量(μm)。
径向抗压试验依据JIS Z2507中规定的方法进行，将外径D(mm)、壁厚e(mm)、长L(mm)的圆管形烧结体供试品向径向挤压，增加挤压荷重，测定烧结体供试品破坏时的最大荷重F(N)，根据下列式1计算出径向抗压强度K(N/mm2)。
K＝F×(D-e)/(L×e2)…(1)
就铜系相的面积比的测定而言，在对供试品的截面进行抛光研磨后，用硝醇液进行腐蚀，对其金属组织进行显微镜观察，与此同时通过三谷商事株式会社制WinROOF进行图像分析，测定其面积，测定面积比。就铁-磷-碳化合物相的面积比的测定而言，除使用村上试剂(铁氰化钾、氢氧化钾各10质量％水溶液)作为腐蚀液外，与铜相的面积比的测定同样进行。需要说明的是，通过图像分析识别的相的面积比为相对于视野在0.05％以上的面积比。需要说明的是，供试品编号为01的供试品不含有P，测定铁-碳化合物相的面积比。
这些结果如表2所示。需要说明的是，表中“合计”为阀导承磨损量与阀杆磨损量的合计值。在以下研究中，作为可用作阀导承的水平，将径向抗压强度的目标值按约500MPa以上、磨损量的目标值按总磨损量为75μm以下计进行评价。
表2
Figure BSA00000592440400141
※铁-碳化合物相的面积比
由表2中供试品编号为01～08的供试品可知在烧结阀导承材料整体组成中的P量的影响。在P量为0.08质量％以下的供试品编号为01～06的供试品中，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比基本恒定，析出分散有与现有例(供试品编号08)同等的铁-磷-碳化合物。另外，径向抗压强度与阀导承及阀杆的磨损量也得到与现有例同等的结果。因此可以确认，即使降低P的含量，仍可同时维持低费用和耐磨损性。
[第2实施例]
调查了相对于整体组成的Cu含量对阀导承特性所造成的影响。除在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、石墨粉末外，准备铜粉末和锡粉末，向铁粉末中添加如表3所示比例的铁磷合金粉末、铜粉末、锡粉末和2质量％的石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末在与第1实施例相同的条件下成形、烧结，制备供试品编号为09～19的供试品。将这些供试品的整体组成一并在表3中示出。另外，针对这些供试品，在与第1实施例同样操作进行磨损试验、径向抗压试验的同时，测定铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比。其结果如表4所示。需要说明的是，作为铜锡合金粉末添加量为2质量％的实例，将第1实施例中供试品编号为04的供试品的值一并在表3和表4中示出。
表3
Figure BSA00000592440400151
表4
Figure BSA00000592440400152
由表4中供试品编号为04、09～19的供试品可知在烧结阀导承材料整体组成中的Cu量的影响以及在原料粉末中的铜粉末添加量的影响。在Cu量(铜粉末添加量)为2.5质量％以下的供试品编号为09～15的供试品中，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比有随Cu量增加而略有减少的趋势，但析出分散有与现有例(供试品编号08)同等的铁-磷-碳化合物。但是，若Cu量(铜粉末添加量)超过2.5质量％，则金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比呈现出急剧减少的趋势，在Cu量为4.0质量％的供试品(供试品编号18)中，板状铁-磷-碳化合物相的面积比减少至约4％，在Cu量超过4.0质量％的供试品(供试品编号19)中，铁-磷-碳化合物相的面积比下降至2.3％。
铜系相呈现出与Cu量(铜粉末添加量)成比例增加的趋势，在Cu量(铜粉末添加量)为1.0质量％的供试品(供试品编号11)中，金属组织截面中铜相的面积比为0.5％，在Cu量(铜粉末添加量)为4.0质量％的供试品(供试品编号18)中，铜系相的面积比增加至2.6％，在Cu量(铜粉末添加量)超过4.0质量％的供试品(供试品编号19)中，铜系相的面积比增加至2.9％。
就径向抗压强度而言，在Cu量(铜粉末添加量)为0质量％的供试品编号为09的供试品中，由于不含有Cu，所以基质强度低，径向抗压强度呈低值，但随着Cu量(铜粉末添加量)增加，由Cu产生的基质强化作用增加，所以呈现出径向抗压强度与Cu量(铜粉末添加量)成比例增加的趋势。在这里，在Cu量(铜粉末添加量)不足1.0质量％的供试品编号为09、10的供试品中，径向抗压强度低，无法用作阀导承，但在Cu(铜粉末添加量)量为1.0质量％以上的供试品(供试品编号11～19)中，径向抗压强度达到500MPa以上，获得了足可用作阀导承的强度。
就阀杆磨损量而言，在Cu量(铜粉末添加量)为0质量％的供试品编号为09的供试品中，由于改善相容性的铜系相不存在，所以磨损量大，但在Cu量(铜粉末添加量)为0.5质量％的供试品编号为10的供试品中，由于分散有铜系相，使得相容性而得到改善，磨损量减少，在Cu量(铜粉末添加量)为1.0质量％以上的供试品编号为11～19的供试品中，由于分散有足够量的铜系相，阀杆磨损量低，处于基本恒定的值。
就阀导承磨损量而言，在Cu量(铜粉末添加量)为0质量％的供试品编号为09的供试品中，由于不含有Cu，所以基质强度低，因此磨损量值增大，总磨损量值也增大。另一方面，在Cu量(铜粉末添加量)为0.5质量％的供试品编号为10的供试品中，由于Cu的基质强化作用，基质强度提高，阀导承磨损量降低，总磨损量也降低。另外，在Cu量(铜粉末添加量)为1.0～2.5质量％的供试品编号为11～15的供试品中，由于在充分获得由Cu所产生的基质强化作用的同时，板状铁-磷-碳化合物的析出量多，所以阀导承磨损量与现有例(供试品编号08)相同，处于基本恒定的低值，结果总磨损量也与现有例(供试品编号08)相同，处于基本恒定的低值。但是，在Cu量(铜粉末添加量)为3.0～4.0质量％的供试品编号为16～18的供试品中，由于Cu所产生的基质强化作用，板状铁-磷-碳化合物减少，由此造成的耐磨损性的降低增大，阀导承磨损量呈现出略有增加的趋势。另外，在Cu量(铜粉末添加量)超过4.0质量％的供试品编号为19的供试品中，因铁-磷-碳化合物减少所造成的耐磨损性的降低显著，呈现出阀导承磨损量增大，总磨损量增大的趋势。
根据以上结果可以确认，在Cu量(铜粉末添加量)为1.0～4.0质量％的范围内呈现出与日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料基本相同的耐磨损性，与此同时在此范围内具有可用作阀导承的强度。另外，可以确认在上述范围内金属组织截面中铜系相的面积比为0.5～2.6％。此外，可以确认金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比需要在约3％以上。
[第3实施例]
调查了相对于整体组成的Sn含量对阀导承特性所造成的影响。除在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、石墨粉末外，准备铜粉末和锡粉末，向铁粉末中添加如表5所示比例的铁磷合金粉末、铜粉末、锡粉末和2质量％的石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末在与第1实施例相同的条件下成形、烧结，制备供试品编号为20～26的供试品。将这些供试品的整体组成一并在表5中示出。另外，针对这些供试品，在与第1实施例同样操作进行磨损试验、径向抗压试验的同时，测定铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比。其结果如表6所示。
表5
表6
Figure BSA00000592440400182
通过表6中供试品编号为20～26的供试品判断当含有Sn时Sn量的影响。通过使烧结阀导承材料含有Sn，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比减少，随着Sn量增加，铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比减少的程度增大。这被认为是由以下原因造成的：随着Sn量增加，在烧结时生成的Cu-Sn液相的量增加，Cu向基质中的扩散量随之增加。因此，在Sn量为0.5质量％的供试品(供试品编号25)中，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比约为5％，铜系相的面积比为约0.5％，但在Sn量超过0.5质量％的供试品(供试品编号26)中，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比不足3％，铜系相的面积比减少至0.3％。
含有0.05质量％以上的Sn的供试品(供试品编号21～26)与含有0.01质量％的Sn的供试品(供试品编号20)相比，径向抗压强度增加，可见随着Sn量增加径向抗压强度有增加的趋势。这被认为是由以下原因造成的：随着Sn量增加，在烧结时生成的Cu-Sn液相的量增加，Cu向基质中的扩散量随之增加，以及Cu-Sn液相润湿覆盖铁粉末表面，从而促进铁粉末间的颈部的成长。但是，在Sn量不足0.05质量％的供试品(供试品编号20)中，径向抗压强度提高效果极小，在Sn量为0.05％以上的供试品(供试品编号21～26)中，径向抗压强度提高效果显著。
就阀导承磨损量而言，含有0.01～0.4质量％的Sn的供试品(供试品编号20～24)是基本相同的程度，当Sn量为0.5质量％时(供试品编号25)微增。如上所述，Sn量增加，虽然板状铁-磷-碳化合物因此减少，但阀导承磨损量处于微增水平，这被认为是铁粉末间的颈部成长所造成的强度提高的影响。但是，在Sn量超过0.5质量％的供试品(供试品编号26)中，因板状铁-磷-碳化合物相减少造成的耐磨损性降低显著，阀导承磨损量急剧增加。阀杆磨损量在Sn含量为0.01～0.5质量％时基本恒定，但当Sn含量为0.6质量％时急剧增加。因此，在Sn量为0.5质量％以下的范围内总磨损量小，得到示出良好的耐磨损性的结果。
根据上述结果可以确认，通过使烧结阀导承材料含有0.05质量％以上的Sn，可提高烧结阀导承材料的强度，但若Sn量超过0.5质量％，则耐磨损性降低，所以有必要将Sn量设定为0.05～0.5质量％。
[第4实施例]
调查了相对于整体组成的C含量对阀导承特性所造成的影响。准备在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，向铁粉末中添加如表7所示比例的铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末在与第1实施例相同的条件下成形、烧结，制备供试品编号为27～32的供试品。将这些供试品的整体组成一并在表7中示出。另外，针对这些供试品，在与第1实施例同样操作进行磨损试验、径向抗压试验的同时，测定铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比。其结果如表8所示。需要说明的是，作为石墨粉末添加量为2质量％的实例，将第1实施例中供试品编号为04的供试品的值一并在表7和表8中示出。
表7
Figure BSA00000592440400201
表8
Figure BSA00000592440400202
由表8中供试品编号为04、27～32的供试品可知烧结阀导承材料整体组成中的C量的影响和原料粉末中的石墨粉末添加量的影响。在C量(石墨粉末添加量)为1质量％的供试品编号为27的供试品中，基质中扩散的C不足，未析出板状铁-磷-碳化合物相。另一方面，在C量(石墨粉末添加量)为1.3质量％的供试品编号为28的供试品中，基质中扩散的C充足，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比为3.4％。因此，随着C量(石墨粉末添加量)增加，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比呈现出增加的趋势，在C量(石墨粉末添加量)为3质量％的供试品编号为31的供试品中，板状铁-磷-碳化合物相的面积比约为25％，在C量(石墨粉末添加量)超过3质量％的供试品编号为32的供试品中，板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加至28％。另一方面，铜系相因Cu量(铜粉末添加量)一定，烧结条件一定而与C量(石墨粉末添加量)无关，在金属组织截面中的面积比为基本恒定的值。
就径向抗压强度而言，基质中未析出板状铁-磷-碳化合物相的供试品编号为27的供试品最高，随着C量(石墨粉末添加量)增加，基质中析出的铁-磷-碳化合物相的量增加，呈现出降低的趋势。但是，C量(石墨粉末添加量)为3质量％的供试品(供试品编号31)的径向抗压强度为504MPa，若C量(石墨粉末添加量)到3质量％为止，则可获得足以用作阀导承的强度。
在C量(石墨粉末添加量)为1质量％的供试品编号为27的供试品中，有助于耐磨损性的提高的铁-磷-碳化合物相在基质中未析出，所以阀导承磨损量值增大。另一方面，在C量(石墨粉末添加量)为1.3质量％的供试品编号为28的供试品中，基质中析出有板状铁-磷-碳化合物，阀导承磨损量降低，随着C量(石墨粉末添加量)增加，基质中析出的板状铁-磷-碳化合物相的量增加，阀导承磨损量因板状铁-磷-碳化合物相所产生的耐磨损性提高效果而降低。此趋势甚至在C量(石墨粉末添加量)为2.5质量％的供试品编号为30的供试品中也可观察到。但是，在C量(石墨粉末添加量)为3质量％的供试品编号为31的供试品中，烧结体供试品的强度因板状铁-磷-碳化合物增加而降低，所以阀导承磨损量略有增加，在C量(石墨粉末添加量)超过3质量％的供试品编号为32的供试品中，阀导承磨损量增大。就阀杆磨损量而言，随着C量(石墨粉末添加量)增加，基质中析出的硬质板状铁-磷-碳化合物相的量增加，所以呈现出随着C量(石墨粉末添加量)从2质量％起增加而增加的趋势。根据这些磨损情况可以确认，总磨损量在C量(石墨粉末添加量)为1.3～3质量％的范围内降低。
根据以上结果可以确认，在C量(石墨粉末添加量)为1.3～3质量％的范围内示出与日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料基本相同的耐磨损性，与此同时在此范围内具有可用作阀导承的强度。另外，可以确认在上述范围内金属组织截面中铁-磷-碳化合物相的面积比为3～25％。
[第5实施例]
调查了烧结温度对阀导承特性所造成的影响。准备在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，向铁粉末中添加如表9所示比例的铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末在与第1实施例相同的条件下成形，进行于表9所示温度下保持30分钟的烧结，然后冷却，制备供试品编号为33～39的供试品。在由加热温度冷却至常温为止时，将850℃至600℃为止的温度域的冷却速度设定为10℃/分。将这些供试品的整体组成一并在表9中示出。另外，针对这些供试品，在与第1实施例同样操作进行磨损试验、径向抗压试验的同时，测定铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比。其结果如表10所示。需要说明的是，作为烧结温度为1000℃的实例，将第1实施例中供试品编号为04的供试品的值一并在表9和表10中示出。
表9
Figure BSA00000592440400231
表10
由表10中供试品编号为04、33～39的供试品可知烧结时的加热温度的影响。就金属组织截面中铜系相的面积比而言，随着烧结时的加热温度升高，Cu向基质的扩散量增加，所以作为铜系相残留的量减少，呈现出降低的趋势，在加热温度为超过Cu熔点(1085℃)的1100℃的供试品编号为39的供试品中，作为铜锡合金粉末添加的Cu绝大部分向基质中扩散，铜系相仅为0.25％。
在加热温度为900℃的供试品(供试品编号33)中，烧结时的加热温度低，C的扩散不充分，板状铁-磷-碳化合物相基本不析出。另一方面，在加热温度为940～1040℃的供试品(供试品编号04、34～37)中C得到充分扩散，得到了金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比与现有例(供试品编号08)基本相同或足量的铁-磷-碳化合物相。但是，若加热温度升高，则基质中扩散有的Cu量增加，从而变得难以形成板状铁-磷-碳化合物相，所以板状铁-磷-碳化合物相的析出量降低，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比减少。此外，在加热温度为超过Cu熔点(1085℃)的1100℃的供试品(供试品编号39)中，Cu在基质中均匀扩散，结果无法析出大的板状铁-磷-碳化合物相，绝大部分呈珠光体状析出，金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比大幅降低。
就径向抗压强度而言，随着烧结时的加热温度升高，有助于基质的强化的Cu在基质中扩散的量增加，所以呈现出增加趋势。但是，由于在加热温度为900℃的供试品(供试品编号33)中Cu的扩散不充分，所以径向抗压强度低于500MPa，未得到作为阀导承所必需的强度。另一方面，在加热温度为940℃以上的供试品(供试品编号04、34～39)中Cu向基质的扩散量增加，结果得到500MPa以上的径向抗压强度，得到了作为阀导承足够的强度。
在加热温度为900℃的供试品(供试品编号33)中，C的扩散不充分，与耐磨损性有关的板状铁-磷-碳化合物相基本不析出，所以阀导承磨损量值增大。另一方面，在加热温度为940℃的供试品(供试品编号34)中，C的扩散充分进行，板状铁-磷-碳化合物相的析出量充分地析出，阀导承磨损量降低。另外，在加热温度为970～1040℃的供试品(供试品编号35～37)中，因上述作用阀导承磨损量呈现出更低的值。但是，随着加热温度升高，Cu向基质的扩散量也增加，所以在加热温度为1070～1100℃的供试品(供试品编号38、39)中，随着加热温度升高，析出的板状铁-磷-碳化合物相的量显著减少，耐磨损性降低，阀导承磨损量增大。阀杆磨损量与加热温度无关，基本恒定。因此，总磨损量在加热温度为940～1040℃的范围内降低。
根据以上结果可以确认，当由铁-铜-碳烧结合金构成烧结阀导承材料时，在烧结时的加热温度为940～1040℃的范围内呈现出良好的耐磨损性，与此同时在此范围内具有可作为阀导承使用的强度。
[第6实施例]
调查了在从烧结的加热温度至室温为止的冷却过程中，由850℃冷却至600℃时的冷却速度对阀导承特性所造成的影响。制备在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，向铁粉末中添加如表11所示比例的铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末在与第1实施例相同的条件下成形，进行于1000℃保持30分钟的烧结，以由850℃冷却至600℃时的冷却速度为表11所示的速度冷却，制备供试品编号为40～44的供试品。将这些供试品的整体组成一并在表11中示出。另外，针对这些供试品，在与第1实施例同样操作进行磨损试验、径向抗压试验的同时，测定铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比。其结果如表12所示。需要说明的是，作为在上述温度域内的冷却速度为10℃/分的实例，将第1实施例中供试品编号为04的供试品的值一并在表11和表12中示出。
表11
Figure BSA00000592440400251
表12
Figure BSA00000592440400252
存在以下趋势：由850℃冷却至600℃时的此温度域内的冷却速度越慢，金属组织截面中铁-磷-碳化合物相的面积比增加，冷却速度越快，铁-磷-碳化合物相的面积比减少。即，在常温下过饱和的C在烧结时的加热温度域内溶入奥氏体中，但在此温度域内过饱和的C作为铁碳化物(Fe3C)析出。若缓慢通过此温度域，则析出的铁碳化物成长，铁-磷-碳化合物相的量增加，若快速通过此温度域，则无析出的铁碳化物成长的时间，分散有微小的铁碳化物的珠光体组织的比例增加，铁-磷-碳化合物的量减少。在这里，若由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度加快至25℃/分，则金属组织截面中铁-磷-碳化合物相的面积比变为4.9％，若进一步加快，则铁-磷-碳化合物相的面积比变为1.8％。
另一方面，铜系相并非是由过饱和的Cu析出分散而成，未扩散的铜粉末作为铜系相残留，所以金属组织截面中铜系相的面积比与冷却速度无关，为基本恒定的数值。
就径向抗压强度而言，由850℃冷却至600℃时的此温度域内的冷却速度越快，微小的铁碳化物增加，板状铁-磷-碳化合物相的量减少，所以呈现出增加的趋势。另外，就阀导承磨损量而言，由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度越快，与耐磨损性有关的铁-磷-碳化合物相的量减少，所以呈现出微增的趋势，若由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度加快超过25℃/分，则铁-磷-碳化合物相的面积比低于5％，阀导承磨损量急剧增加。
根据以上结果可以确认，通过控制由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度，可调整板状铁-磷-碳化合物相的量，通过将由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度设定为25℃/分以下，可使金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比达到5％以上，获得耐磨损性良好的材料。需要说明的是，若过度降低由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度，则从加热温度至室温为止的冷却时间延长，该部分制备费用因此增加，所以优选将由850℃冷却至600℃为止时的此温度域内的冷却速度设定为5℃/分以上。
[第7实施例]
调查了在从烧结的加热温度至室温为止的冷却过程中，在850℃至600℃之间的范围内进行恒温保持的时间对阀导承特性所造成的影响。准备在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，向铁粉末中添加如表13所示比例的铁磷合金粉末、铜锡合金粉末和石墨粉末，混合制备原料粉末，将制得的原料粉末在与第1实施例相同的条件下成形，进行于1000℃保持30分钟的烧结，在由加热温度冷却至常温时，将850℃至780℃温度域的冷却速度设定为30℃/分，于780℃在表13所示的时间内暂时进行恒温保持，然后将从780℃至600℃为止的冷却速度设定为30℃/分进行冷却，制备供试品编号为45～48的供试品。针对这些供试品，在与第1实施例同样操作进行磨损试验、径向抗压试验的同时，测定板状铁-磷-碳化合物相的面积比和铜系相的面积比。其结果如表14所示。需要说明的是，作为此温度域的冷却速度为30℃/分，不进行恒温保持的实例，将第6实施例中供试品编号为44的供试品的值一并在表13和表14中示出。
表13
Figure BSA00000592440400271
表14
Figure BSA00000592440400272
可知当由加热温度冷却至常温为止时，在850℃至600℃的温度域内，在恒温保持的供试品(供试品编号45～48)中，即使在第6实施例中金属组织截面中的板状铁-磷-碳化合物相的面积比低于5％的冷却速度情况下，也可使板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加至5％以上。另外，可知随着恒温保持时间延长，板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加。即，奥氏体中过饱和溶入的C在作为铁碳化物析出的温度域内恒温保持，从而提供析出的铁碳化物可成长的时间，由此可使板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加，若此温度域内的恒温保持时间延长，则由此可使板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加。因此，当在此温度域内恒温保持时，由于在恒温保持期间板状铁-磷-碳化合物相成长，所以即使加快恒温保持温度前后的冷却速度也不存在问题。
另一方面，铜系相并非是由过饱和的Cu析出分散而成，未扩散的铜粉末作为铜系相残留，所以金属组织截面中铜系相的面积比与恒温保持时间无关，为基本恒定的数值。
在850℃至600℃的温度域内的恒温保持时间越短，板状铁-磷-碳化合物相成长的时间越少，板状铁-磷-碳化合物相的面积比减少，恒温保持时间越长，铁碳化物成长的时间越长，板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加，所以径向抗压强度呈现出随着恒温保持时间延长而降低的趋势。另外，就阀导承磨损量而言，由于在850℃至600℃的温度域内的恒温保持时间越长，有助于耐磨损性的板状铁-磷-碳化合物相的量增加，所以呈现出随着恒温保持时间而降低的趋势。
根据以上结果可以确认，通过在850℃至600℃的温度域内恒温保持，可调整板状铁-磷-碳化合物相的量，当进行恒温保持时，通过将保持时间设定为10分钟以上，可使金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比达到5％以上，获得耐磨损性良好的材料。需要说明的是，若恒温保持时间过长，则从加热温度至室温为止的冷却时间延长，该部分制备费用因此增加，所以优选将恒温保持时间设定为90分钟以下。

Claims (8)

1.烧结阀导承材料，其特征在于，整体组成如下构成：按质量比计，C：1.3～3％、Cu：1～4％、P：0.01～0.08％、Sn：0.05～0.5％，并且余量为Fe和不可避免的杂质，
在由气孔和除气孔外的基质组织构成的同时，上述基质组织由珠光体相、铁素体相、铁-磷-碳化合物相以及铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相的混合组织构成，呈现出石墨在上述气孔的一部分中分散的金属组织，
按观察截面金属组织时的相对于金属组织的面积比计，上述铁-磷-碳化合物相为3～25％，上述铜锡合金相或者铜相与铜锡合金相为0.5～3.5％。
2.权利要求1的烧结阀导承材料，其特征在于，在放大倍数为200倍的截面组织的视野中，上述铁-磷-碳化合物相为相对于所述视野的面积率在0.05％以上的板状铁-磷-碳化合物，相对于上述视野的面积率在0.15％以上的板状铁-磷-碳化合物的总面积为上述板状铁-磷-碳化合物总面积的3～50％。
3.权利要求1或2的烧结阀导承材料，其特征在于，2质量％以下的硫化锰粒子、硅酸镁类矿物粒子、氟化钙粒子中的至少1种在上述基质组织的颗粒边界和上述气孔中分散。
4.烧结阀导承材料的制备方法，其特征在于，所述制备方法具有以下工序：
原料粉末制备工序，其中，向铁粉末中添加石墨粉末，P量为15～21％的铁磷合金粉末，和铜粉末与锡粉末、铜锡合金粉末以及铜粉末与铜锡合金粉末中的任一种，进行混合，以使原料粉末的整体组成如下构成：按质量比计，C：1.3～3％、Cu：1～4％、Sn：0.05～0.5％、P：0.01～0.08％，并且余量为Fe和不可避免的杂质；
向成形模的圆管状模腔中填充上述原料粉末，加压压缩，使所述原料粉末成形为圆管状生压坯的工序；和
将上述生压坯在非氧化性气氛中于940～1040℃的加热温度下烧结的工序。
5.权利要求4的烧结阀导承材料的制备方法，其特征在于，上述加热温度下的保持时间为10～90分钟。
6.权利要求4或5的烧结阀导承材料的制备方法，其特征在于，在从上述加热温度至室温为止的冷却过程中，由850℃冷却至600℃时的冷却速度为5～25℃/分。
7.权利要求4或5的烧结阀导承材料的制备方法，其特征在于，在从上述加热温度至室温为止的冷却过程中，在850℃至600℃之间的范围内，在恒温保持10～90分钟的时间后冷却。
8.权利要求4或5的烧结阀导承材料的制备方法，其特征在于，在上述原料粉末的制备工序中，进一步添加选自硫化锰粉末、硅酸镁矿物粉末、氟化钙粉末的至少1种粉末，使之达到上述原料粉末的2质量％以下。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102888562A (zh) * 2012-10-17 2013-01-23 宁波拓发汽车零部件有限公司 减震器压缩阀及其制备方法
CN105492146A (zh) * 2013-05-22 2016-04-13 奥贝特迪瓦尔公司 通过粉末冶金法制造钢零件的方法及所得的钢零件

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5960001B2 (ja) * 2012-09-12 2016-08-02 Ntn株式会社 鉄系焼結金属製の機械部品及びその製造方法
US10697495B2 (en) 2016-07-29 2020-06-30 Diamet Corporation Iron-copper-based oil-impregnated sintered bearing and method for manufacturing same
JP6817094B2 (ja) * 2016-07-29 2021-01-20 株式会社ダイヤメット 鉄銅基焼結含油軸受及びその製造方法
CN109943784B (zh) * 2019-04-08 2021-01-01 张家港中环海陆高端装备股份有限公司 核电用低合金高强度结构钢轴承座的制造工艺

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5534858A (en) * 1978-09-04 1980-03-11 Hitachi Ltd Open ventilation type rotary motor with inertia separator
JPS5534858B2 (zh) * 1975-04-11 1980-09-10
CN1721566A (zh) * 2004-07-15 2006-01-18 日立粉末冶金株式会社 烧结阀导及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5716148A (en) * 1980-07-01 1982-01-27 Mitsubishi Metal Corp Graphite dispersion type sintered sliding material
US5259860A (en) 1990-10-18 1993-11-09 Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. Sintered metal parts and their production method
JP2680927B2 (ja) 1990-10-18 1997-11-19 日立粉末冶金株式会社 鉄系焼結摺動部材
US5507257A (en) 1993-04-22 1996-04-16 Mitsubishi Materials Corporation Value guide member formed of Fe-based sintered alloy having excellent wear and abrasion resistance
JP4323071B2 (ja) 2000-08-31 2009-09-02 日立粉末冶金株式会社 バルブガイド材
GB2368348B (en) 2000-08-31 2003-08-06 Hitachi Powdered Metals Material for valve guides
JP4323069B2 (ja) 2000-08-31 2009-09-02 日立粉末冶金株式会社 バルブガイド材
US6599345B2 (en) 2001-10-02 2003-07-29 Eaton Corporation Powder metal valve guide
JP4323467B2 (ja) 2004-07-15 2009-09-02 日立粉末冶金株式会社 焼結バルブガイド及びその製造方法
JP5208647B2 (ja) * 2008-09-29 2013-06-12 日立粉末冶金株式会社 焼結バルブガイドの製造方法
US8617288B2 (en) * 2010-09-30 2013-12-31 Hitachi Powdered Metals Co., Ltd. Sintered material for valve guides and production method therefor

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5534858B2 (zh) * 1975-04-11 1980-09-10
JPS5534858A (en) * 1978-09-04 1980-03-11 Hitachi Ltd Open ventilation type rotary motor with inertia separator
CN1721566A (zh) * 2004-07-15 2006-01-18 日立粉末冶金株式会社 烧结阀导及其制造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102888562A (zh) * 2012-10-17 2013-01-23 宁波拓发汽车零部件有限公司 减震器压缩阀及其制备方法
CN102888562B (zh) * 2012-10-17 2014-12-10 宁波拓发汽车零部件有限公司 减震器压缩阀及其制备方法
CN105492146A (zh) * 2013-05-22 2016-04-13 奥贝特迪瓦尔公司 通过粉末冶金法制造钢零件的方法及所得的钢零件

Also Published As

Publication number Publication date
CN102443737B (zh) 2014-11-12
JP2012092440A (ja) 2012-05-17
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KR101365758B1 (ko) 2014-02-20

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