CN104018094B - 烧结合金及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种烧结合金，以质量百分比计，包括：Cr：10.37‑39.73、Ni：5.10‑24.89、Si：0.14‑2.52、Cu：1.0‑10.0、P：0.1‑1.5、C：0.18‑3.20和余量的Fe以及不可避免的杂质；A相，其包含平均粒径为10‑50μm的沉积的金属碳化物；以及B相，其包含平均粒径为10μm或更小的沉积的金属碳化物，其中该A相随机地分散在该B相中，并且A相中的沉积的金属碳化物的平均粒径DA大于B相中的沉积的金属碳化物的平均粒径DB。

Description

烧结合金及其制造方法

相关申请的交叉参考

本申请基于并要求2013年3月1日提交的在先日本专利申请号为2013-040686的优先权的利益，在此通过引用并入其全部内容。

技术领域

本发明涉及一种适合于涡轮增压器的涡轮部件，特别是要求耐热性、耐腐蚀性和耐磨性的耐热轴承等的烧结合金，及一种用于制造该烧结合金的方法。

背景技术

通常，在内燃机中提供的涡轮增压器中，涡轮机可旋转地由与所述内燃机的排气歧管连接的涡轮机壳体支撑。当涡轮机旋转时，流入涡轮机壳体的废气从其外侧流入涡轮机并在其轴向射入。然后，供给到内燃机中的空气由空气压缩机旋转压缩，该空气压缩机提供在同一轴上，位于涡轮机的相对侧。在上述的这种涡轮增压器中，当废气从排气岐管流入涡轮机壳体中时，该废气由喷嘴叶片和阀门分离，以控制其中的流入，以便获得稳定的升压，并且防止涡轮增压器和发动机的损害。

支撑相应的阀门的轴承会被暴露在高温废气中，并且要求优良的耐磨性。而且，由于轴承与涡轮机壳体暴露在空气中，从而处于引起盐害的腐蚀气氛下，轴承需要优良的耐腐蚀性。

而且，由于涡轮增压器的涡轮部件接触作为高温腐蚀气体的废气，涡轮部件要求耐热性和耐腐蚀性以及耐磨性，因为涡轮部件相对于喷嘴叶片和阀轴滑动。根据这一观点，通常使用高铬铸钢，为增强耐腐蚀性对其进行铬表面处理的由JIS（日本工业标准）SCH22制备的耐磨材料等。而且，作为具有耐热性、耐腐蚀性和耐磨性的廉价的耐磨部件，推荐了其中碳化物分散于铁钢材料的基体材料中的耐磨烧结部件（参照专利文献1）。

然而，由于在专利文献1中公开的烧结部件是通过液相烧结形成的，该烧结部件可以加工为苛刻尺寸精度的情况。由于在该烧结部件中沉积大量的硬质碳化物，该烧结部件的可加工性不好，因此需要加以改进。而且，涡轮部件通常是由奥氏体耐热材料制成，但在专利文献1中所公开的涡轮部件是由铁素体不锈钢材料制成。在这种情况下，由于涡轮部件的热膨胀系数与相邻部件的热膨胀系数不同，在涡轮部件和相邻部件之间形成一些间隙，造成在涡轮部件和相邻部件之间的不充分连接，并且导致在涡轮增压器中可用的部件的设计困难。因此希望涡轮部件具有与由奥氏体耐热材料制成的相邻部件相似的热膨胀系数。

另一方面，由于运输机械，诸如其中安装涡轮增压器的车辆，在从温暖的区域到寒冷的区域的宽范围环境中使用，也要求涡轮增压器在宽范围环境中具有优良的耐磨性和耐腐蚀性。例如，在寒冷地区，在路面上撒氯化钠（NaCl）或氯化钙（CaCl₂）作为防冻剂或液化剂。因为由于雪和冰的融化，在路面上存在大量的具有高浓度的盐水，当运输机械在路面行走时，高浓度盐水溅到并附着到运输机械的后侧。包含在高浓度盐水中的大量的氯离子破坏了在不锈钢表面形成的钝化膜，并导致对不锈钢的腐蚀。因此，当涡轮增压器的耐热轴承由不锈钢制成时，造成一些如盐害的腐蚀问题。

据说，该盐害腐蚀机理是源于该钝化膜（Cr₂O₃）除了NaCl中的Na之外与H₂O反应，形成能够溶化钝化膜的水溶性Na₂CrO₄。于是，认为随着钝化膜的溶化，铬适当地从不锈钢的内部供给钝化膜，使不锈钢内的Cr的量变得不足。

在盐害腐蚀的环境下，即使在专利文献1中公开的烧结合金中也会造成腐蚀，所以，这样的新的烧结合金具有耐磨性和耐腐蚀性。

专利文献1：日本专利公开号3784003

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有优良的耐热性、耐磨性和抵抗在寒冷地区造成的盐害的耐腐蚀性的烧结合金。本发明的目的还在于提供一种用于制造该烧结合金的方法。

为了解决上述问题，根据本发明的烧结合金的第一要点是，该烧结合金是由两种相组成：一种相是其中包含较大的分散的碳化物，并具有耐热性和耐蚀性的A相，另一种相是其中包含较小的分散的碳化物，并具有耐热性和耐腐蚀性的B相，并且该烧结合金具有这样的金属结构，即A相随机地分散于B相中。包含较小的分散的碳化物的B相提高了分散于其中的碳化物的一致性，与包含较大的均匀分散的碳化物的烧结合金相比，使得它的耐磨性提高，并且减少了对对手部件的攻击，从而防止了对手部件的磨损。而且，由于碳化物的尺寸小，减小了碳化物对切削工具边缘的攻击，从而有助于提高可加工性。然而，如果烧结合金仅包含B相，可能在烧结合金内产生塑性流动。因此，在本发明中，通过在B相中随机分散其中包含较大的分散的碳化物的A相，来阻止B相的塑性流动，从而有助于烧结合金的耐磨性。由于本发明的烧结合金如上所述形成，该烧结合金能够在提高耐磨性和提高可加工性之间取得平衡。

本发明的烧结合金的第二要点是，在A相和B相中包含镍，使得A相和B相两者具有各自的奥氏体结构。如此，如果使烧结合金的基体材料完全成为奥氏体结构，在高温下可以提高该烧结合金的耐热性和耐腐蚀性，同时，该烧结合金可以具有与相邻的奥氏体耐热性的材料相似的热膨胀系数。

本发明的烧结合金的第三要点是，在其中包含铜，从而形成由铜的低氧化物（Cu₂O）形成的膜，以便不被盐破坏，从而抑制了相应的氯离子的阳极反应及盐害腐蚀。

具体而言，本发明的烧结合金的特征在于，以质量百分比计，基本上由Cr：10.37-39.73、Ni：5.10-24.89、Si：0.14-2.52、Cu：1.0-10.0、P：0.1-1.5、C：0.18-3.20和余量的Fe以及不可避免的杂质构成，并且其特征在于，A相随机地分散在B相中，该A相包含平均粒径为10-50μm的沉积的金属碳化物，该B相包含平均粒径为10μm或更小的沉积的金属碳化物，并且A相的沉积的金属碳化物的平均粒径DA大于B相的沉积的金属碳化物的平均粒径DB（即，DA>DB）。

在本发明的烧结合金的一个方面，A相的最大直径为500μm或更小，并且相对于A相和B相的总和（即，除了孔隙以外的所有的烧结合金的基体材料），A相所占面积在20-80％的范围内。

根据本发明的烧结合金的制造方法的第一要点是，使用通过预先添加碳而包含沉积的碳化物的铁合金粉末A和不预先添加碳而不包含沉积的碳化物的铁合金粉末B，以获得具有包含分散的较大的碳化物的A相和包含分散的较小的碳化物的B相，并且具有A相随机地分散在B相中的金属结构的烧结合金。

本发明的制造方法的第二要点是，在铁合金粉末A和铁合金粉末B中包含镍，并且将镍粉末添加到铁合金粉末A和铁合金粉末B中，从而使A相和B相成为奥氏体结构。

本发明的制造方法的第三要点是，将铜或铜粉末添加到A相和B相中，以提高它们的耐腐蚀性。

具体而言，根据本发明的烧结合金的制造方法的特征在于，包括步骤：制备铁合金粉末A，以质量百分比计，其由Cr：25-45、Ni：5-15、Si：1.0-3.0、C：0.5-4.0和余量的铁以及不可避免的杂质构成；制备铁合金粉末B，以质量百分比计，其由Cr：12-25、Ni：5-15和余量的铁以及不可避免的杂质构成；制备铁-磷粉末，以质量百分比计，其由P：10-30和余量的铁以及不可避免的杂质构成，或由P：5-25和余量的铜以及不可避免的杂质构成；制备镍粉末、铜粉末或铜合金粉末和石墨粉末；通过将铁合金粉末A与铁合金粉末B混合，使铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和之比在20-80质量％范围内，并添加铁-磷粉末、镍粉末、铜粉末或铜合金粉末以及石墨粉末来调制原料粉末，该原料粉末，以质量百分比计，由Cr：10.37-39.73、Ni：5.10-24.89、Si：0.14-2.52、Cu：1.0-10.0、P：0.1-1.5、C：0.18-3.20和余量的铁以及不可避免的杂质构成;对原料粉末进行压制以获得压块，并且烧结该压块。

在本发明的制造方法的一个优选实施方案中，铁合金粉末A和铁合金粉末B的最大粒径分别在300μm或更小的范围内，（其对应于通过50目筛的粉末的直径），镍粉末的最大粒径在43μm或更小的范围内（其对应于通过325目筛的粉末的直径）。在另一个优选实施方案中，铁合金粉末A和铁合金粉末B的至少一者包含相对于前面提及的铁合金粉末A和铁合金粉末B为1-5质量％的选自Mo、V、W、Nb、和Ti中的至少一种，并且优选烧结温度在1000-1200℃的范围内。

本发明的烧结合金适合于涡轮增压器的涡轮部件，并具有包含平均粒径为10-50μm的沉积的金属碳化物的A相和包含平均粒径为10μm或更小的沉积的金属碳化物的B相，从而表现出金属结构，使得所述A相随机分散在B相中，从而在高温下具有优良的耐热性、耐腐蚀性和耐磨性以及可加工性。而且，由于本发明的烧结合金具有奥氏体基体材料，该烧结合金具有与奥氏体耐热材料相似的热膨胀系数，从而简化了部件的设计。进一步，由于烧结合金包含抵抗氯离子的铜，因此该烧结合金具有对盐害的耐腐蚀性。

附图简要说明

图1是根据本发明的烧结合金的金属结构照片的例子。

图2是表示在金属结构照片中A相的区域的视图。

具体实施方式

（烧结合金的金属结构）

碳化物的尺寸影响包含碳化物的烧结合金的耐磨性。如果烧结合金包含尽可能多的碳化物，可以增强烧结合金的耐磨性。但是，如果烧结合金中包含过多的碳化物，在烧结合金本身的耐磨性可提高的同时，对该烧结合金的对手部件的攻击会增强，这导致了对烧结合金和对手部件总体的大量的磨损。在只有较大的碳化物分散在烧结合金的基体材料中的情况下，如果较大的碳化物的分布度增大到一定程度，从而提高了烧结合金的耐磨性，需要较大量的碳使得硬质碳化物的分布度增加，导致了烧结合金的可加工性变差。

在本发明的烧结合金中，该烧结合金由两个相组成：一个是包含较大的分散的碳化物的A相，另一个是包含较小的分散的碳化物的B相。因此，如果碳化物的分布度增加，由于在烧结合金中可整体上减小碳的量，可以增强该烧结合金的耐磨性，这使得对该烧结体的对手部件的攻击减小，并且提高了该烧结体的可加工性。

较大的碳化物相防止了烧结合金的基体材料的粘附磨损和烧结合金的塑性流动。因此，直径不小于10μm的碳化物无助于防止烧结合金的塑性流动。另一方面，如果碳化物的直径大于50μm，则碳化物发生聚集以致局部攻击对手部件。如果碳化物成长过大，则相邻的碳化物之间的空隙会扩大，使得不包含碳化物的基体材料的面积也扩大了，该面积很可能是烧结合金的粘附磨损的根源。根据这种观点，将包含在A相中的碳化物的尺寸设定在10-50μm的范围内作为平均粒径。

除了包含其中具有较大的分散的碳化物的A相的区域，没有碳化物沉积的区域促进了对手部件上的粘附磨损。因此，需要将碳化物分散在除了包含具有较大的碳化物的A相的区域以外的区域中，以便防止粘附磨损。根据这种观点，使该除了包含具有较大的碳化物的A相的区域以外的区域中成为包含较小的分散的碳化物的B相。如此，通过将包含在B相中的碳化物的尺寸设定为小于包含在A相中的碳化物的尺寸，可以减小碳的总量，使得碳化物的总量也可以减小，同时将碳化物分布保持在高水平。

将分散在B相中的较小的碳化物的尺寸设定得足够小，以防止烧结合金的粘附磨损，具体地在10μm或更小的范围内，更优选在2_μm或更大的范围内。如果将分散在B相中的碳化物的尺寸设定为大于10μm，则碳化物成长得太大，从而使碳化物的分布度变差，从而使烧结合金的耐磨性变差。而且，如果将分散在B相中的碳化物的尺寸设定为小于2μm，则可能不能充分地抑制烧结合金的粘附磨损。

进一步，要求沉积在A相中的金属碳化物的平均粒径DA大于沉积在B相中的金属碳化物的平均粒径DB（即，DA>DB）。也就是，如果将沉积在A相中的金属碳化物的平均粒径DA设定成与沉积在B相中的金属碳化物的平均粒径DB相等，则不能够独立于包含较大的分散的碳化物的A相而形成包含较小的分散的碳化物的B相，使得不能够实现烧结合金的耐磨性的提高、对对手部件的攻击的减小和可加工性的提高中的任何一项。平均粒径的计算方法如下。镜面抛光并且用王水（硫酸：硝酸=1:3）腐蚀烧结合金的横截面，以便通过200倍的显微镜观察并通过图像处理器（WinROOF,由MITANICORPORATION制造）图像分析横截面的金属结构，以便测量A相和B相中的每一个中的碳化物的粒径，并且作为各自的圆形颗粒计算的它们的平均粒径。

通过在包含较小的分散的碳化物的B相中随机地分散包含较大的分散的碳化物的A相，能够保持烧结合金的耐磨性，同时可以将碳化物的分布度保持在高水平，并且可以减小碳的总量，从而使得对对手部件的攻击减小，提高可加工性。

将包含较大的分散的碳化物的A相与包含较小的分散的碳化物的B相的比设定在相对于该烧结合金的横截面面积，即除去孔隙以外的烧结合金基体材料的20-80％的范围内。如果将该比设定为小于20％，则维持耐磨性的A相的量供应不足，导致耐磨性变差。另一方面，如果将该比设定为大于80％，则有助于攻击对手部件的相的比率过度增加，导致由于较大的碳化物的增加而造成的对对手部件的攻击的促进和可加工性的变差。A相与B相的比优选设定在30-70％的范围内，更优选地在40-60％的范围内。

包含较大的分散的碳化物的A相是其中集中分散5-50μm尺寸较大的碳化物的相，并且用连接较大的碳化物的周边的面积来定义A相的尺寸。如果将该包含较大的分散的碳化物的A相的尺寸设置为大于500μm，则较大的碳化物可能局部地分散在A相中，从而导致烧结合金的耐磨性的局部变差。而且，如果需要切削过程，因为烧结合金的硬度局部且显著地变化，切削工具的寿命会缩短。与此相反，如果将A相的尺寸设定为小于10μm，则将沉积并分散在A相中的碳化物的尺寸设定为小于5μm。

（用于制造烧结合金的方法和限定原料粉末的组成的理由）

为了形成其中包含较大的分散的碳化物的A相随机地分散在B相中的金属结构，将形成A相的铁合金粉末A与形成B相的铁合金粉末B互相混合、压制和烧结。

对包含较大的分散的碳化物的A相和包含较小的分散的碳化物的B相两者都要求耐热性和耐腐蚀性。因此，在A相和B相中包含起到通过固溶提高铁基体材料耐热性和耐腐蚀性作用的铬。而且，铬与碳键合形成碳化铬，或者是铬和铁形成的复合材料（在下文中，碳化铬和复合材料都简称为“碳化铬”），从而提高了烧结合金的耐磨性。为了使如上所述的这样的铬效果均匀地影响烧结合金的基体材料，在铁合金粉末A和铁合金粉末B中分别固溶铬。

因为铁合金粉末A本身包含碳，通过添加比铁合金粉末B中更大量的铬，制备铁合金粉末A作为预先包含碳化铬的粉末。如此，如果使用其中包含碳化铬的铁合金粉末A，在烧结期间，通过利用在铁合金粉末A中预先形成的碳化铬作为核，碳化物进行成长，从而形成包含较大的分散的碳化物的A相。为了获得上述这样的效果，铁合金粉末A，按质量百分比计，包含Cr：25-45和C：0.5-4.0。

由于碳化铬预先沉积并分散在铁合金粉末A中，如果铬的含量小于25质量％，则在烧结合金的基体材料中铬的供应不足，导致由铁合金粉末A形成的A相的耐热性和耐腐蚀性变差。另一方面，如果铁合金粉末A的铬含量大于45质量％，则铁合金粉末A的压缩性显著变差。因此，将在铁合金粉末A中的铬含量的上限值设定为45质量％。

如果铁合金粉末A中的碳含量小于0.5质量％，则碳化铬的供应不足，使得在烧结期间用作核的碳化物的供应不足，从而难以将分散在A相中的碳化物的尺寸设定在上述的范围内。另一方面，如果在铁合金粉末A中包含大于4.0质量％的碳，则沉积在铁合金粉末A中的碳化物的量变得太大，导致铁合金粉末A硬度增加并导致铁合金粉末A的压缩性变差。

另一方面，将铁合金粉末B中的铬含量设定在12-25质量％的范围内，将该铁合金粉末中的碳含量设定为零。如果铁合金粉末B中的铬含量小于12质量％，则在烧结期间形成碳化铬而减小了基体材料中的铬含量，导致烧结后将形成的B相的基体材料的耐热性和耐腐蚀性变差。而且，要求减少铁合金粉末B中的铬含量，以便精细地分散有助于耐磨性的碳化铬，使得将铬含量的上限值设定为25质量％。

由于铁合金粉末B以小于铁合金粉末A中的量包含铬，并且不包含碳，因此在烧结期间，铁合金粉末B中的铬与石墨粉末中的碳键合，如将在下文中描述的，形成碳化铬。然而，由于铁合金粉末B不预先包含碳，因此铁合金粉末B中的碳化铬的成长速度非常慢，从而形成包含较小的分散的碳化物的B相。因此，铁合金粉末B按质量百分比计，包含Cr：12-25且不含碳。这里，术语“不含碳”是指不主动在铁合金粉末B中添加碳，但允许不可避免的杂质碳。

将用于在由铁合金粉末A形成的A相和由铁合金粉末B形成的B相中沉积和分散碳化物的碳，以石墨粉末的形式添加到铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物中。因此，添加的石墨粉末的含量对应于总成分中的碳含量与铁合金粉末A和B中的碳总含量之间的差。

这里，如果总成分中的碳含量小于0.18质量％，则不可能沉积碳化物，导致耐磨性变差。另一方面，如果总成分中的碳含量大于3.2质量％，则可能沉积太多的碳化物，导致相应的烧结合金变脆，增加对对手部件的攻击并使相应的烧结合金的可加工性变差。如果碳化物的沉积量过多，则降低包含在烧结合金的基体材料中的铬含量，导致该烧结合金的耐磨性和耐蚀性变差。根据这种观点，控制石墨粉末的含量而进行添加，使得将基于铁合金粉末的碳的总含量设定在0.18-3.2质量％的范围内。

除了形成如上描述的碳化物以外，如下面描述的，在烧结期间，石墨粉末与铁-磷合金粉末一起产生Fe-P-C液相，以致降低了液化温度，并且从而促进了烧结合金的致密性。

烧结合金的基体材料要求耐热性和耐腐蚀性，同时其基体材料具有与相邻的奥氏体耐热材料相似的热膨胀系数。因此，在本发明的烧结合金中，镍为固溶的，从而包含在基体材料中，以提高烧结合金的基体材料的耐热性和耐腐蚀性，并且使烧结合金的基体材料的金属结构成为相应的奥氏体结构。本发明的烧结合金具有这样的金属结构，使得包含较大的分散的碳化物的A相随机地分散在包含较小的分散的碳化物的B相中，并且为了使A相和B相成为相应的奥氏体结构，在形成A相的铁合金粉末A和形成B相的铁合金粉末B中包含镍，同时在铁合金粉末A和铁合金粉末B中包含镍粉末。

如果在铁合金粉末A和B中包含镍，则铁合金粉末的基体材料具有相应的奥氏体结构，从而降低了铁合金粉末A和B的硬度，并且提高了铁合金粉末A和B的可压缩性。如果铁合金粉末A和B中的镍含量小于5质量％，则铁合金粉末A和B的奥氏体化变得不充分。另一方面，如果铁合金粉末A和B中的镍含量大于15质量％，则不能提高铁合金粉末A和B的可压缩性。而且，与铁和铬相比，镍是昂贵的，并且最近镍裸金属的价格飙升。根据这种观点，将铁合金粉末A和铁合金粉末B中的镍含量设定在5-15质量％的范围内。

如果除了铁合金粉末A和铁合金粉末B中固溶的镍以外，向铁合金粉末A和铁合金粉末B中添加镍粉末，则可以促进烧结合金的致密性。如果镍粉的添加量小于1质量％，则致密性的促进效果可能变差。另一方面，如果镍粉末的添加量大于12质量％，则镍粉末的量变得过剩，使得镍粉末的镍元素不能完全扩散到烧结合金的铁基体材料中，并且从而可能按照它们原来的状态残留。由于在由烧结合金的铁基体材料中的残留镍元素形成的镍相中没有沉积碳化物，烧结合金变得可能与对手部件发生粘接，使得促进了烧结合金和对手部件的粘附部的磨损，从而使烧结合金的耐磨性变差。根据这种观点，将镍粉向铁合金粉末A与铁合金粉末B中的添加量设定在1-12质量％的范围内。

优选地，由于镍粉末的粒径变小，烧结后镍相不可能残留在铁基体材料中。而且，该镍粉的比表面积增加，使得促进了在烧结过程中镍粉的扩散，并且由于镍粉末的粒径变小，提高了烧结合金的致密性。根据这种观点，优选将镍粉末的最大粒径设定为74μm或更小（相当于可通过200目筛的粉末的直径）和43μm或更小（相当于可通过325目筛的粉末的直径）。镍粉末的粒径的下限值没有限定，但因为镍的纳米粉末是昂贵的，优选地设定在1-5μm的范围内。

在包含容易受到氧化的铬等的铁合金粉末的制造中，向铁合金粉末的熔融的熔体中添加硅作为脱氧剂。然而，当硅在烧结合金的铁基体材料中固溶时，铁基体材料变硬，这是不利的作用/功能。这里，由于铁合金粉末A包含预先沉积的碳化物，铁合金粉末A的硬度固有地很大。相反，由于铁合金粉末B是软粉末材料，将该铁合金粉末B与铁合金粉末A混合，从而确保由铁合金粉末A和铁合金粉末B组成的原料粉末的可压缩性。因此，在本发明的烧结合金的制造方法中，在固有很硬的铁合金粉末中包含大量容易受到氧化的硅，使得将硅的作用/功能应用于烧结合金。

根据这种观点，在1.0-3.0质量％的范围内在铁合金粉末A中包含硅。如果将包含在铁合金粉末A中的硅的含量设定为小于1.0质量％，则不能充分发挥硅的作用/功能。另一方面，如果将包含在铁合金粉末A中的硅的含量设定为大于3.0质量％，则铁合金粉末A变得太硬，从而使铁合金粉末A的可压缩性显著变差。

鉴于铁合金粉末B的可压缩性，在铁合金粉末B中不包含硅。然而，由于铁合金粉末B包含容易受到氧化的铬，所以允许铁合金粉末B中含有1.0质量％或更少的作为不可避免的杂质的硅，因为在铁合金粉末的制造中硅可以用作脱氧剂。

将铜添加到熔融的熔体中，以提高烧结合金的强度，稳定在烧结合金上形成的钝化膜，并且增强对盐，诸如氯化钠（NaCl）的耐腐蚀性。即，在冷却过程中沉积在烧结期间固溶在熔融的熔体中的铜，但是，一旦在腐蚀环境下熔融，结果是覆盖钝化膜的表面，且从而抑制了阳极反应。根据这种观点，可以提高对盐，诸如氯化钠的耐腐蚀性。这里，由于在奥氏体基体材料中铜的固溶度极限变大，如果将铜含量设定为小于1质量％，则不能发挥上述的功能/作用。另一方面，如果将铜含量设定为大于10质量％，则沉积和熔析出来过量的分离的铜相，以致增加了烧结合金的表面积，从而使烧结合金发生点蚀和缝隙腐蚀，并且使烧结合金的耐腐蚀性变差。

铁合金粉末A与铁合金粉末B的任一者中或铁合金粉末A与铁合金粉末B两者中可以包含合金形式的铜，优选地，可以在原料粉末诸如铁合金粉末A中包含粉末形式的铜。这里，在烧结过程中铜形成液相，从而提高了烧结合金的强度。在高铬合金粉末诸如铁合金粉末A和铁合金粉末B中，由于在粉末状态下形成钝化膜，在烧结过程中铜液相作为烧结剂。

可以以合金的形式包含铜。例如，如果以铜-镍合金粉末代替镍粉末的形式包含铜，则可促进镍的扩散。

为了在烧结过程中在铁合金粉末A和B中生成液相，从而促进烧结合金的致密性，以铁-磷粉末的形式添加磷。在烧结过程中磷与碳生成Fe-P-C液相，促进了烧结合金的致密性。因此，可以获得具有90％或更高密度比的烧结合金。如果将铁-磷合金粉末中磷的含量设定为小于10质量％，则不能充分地产生液相，以致无助于烧结合金的致密性。另一方面，如果将铁-磷合金粉末中磷的含量设定为大于30质量％，则提高铁-磷粉末的硬度，以致铁合金粉末A和铁合金粉末B的可压缩性显著变差。

如果在铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物中的铁-磷合金粉末的添加量小于1.0质量％，由于缺少液相，烧结合金的密度比变得小于90％。另一方面，如果在铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物中的铁-磷合金粉末的添加量大于5.0质量％，则生成过量的液相，以至于造成在烧结过程中失去烧结合金的形状。因此，当将在铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物中的铁-磷合金粉末的添加量设定为1.0-5.0质量％的范围内时，使用包含的磷在10-30质量％范围内的铁-磷合金粉末。尽管铁-磷合金粉末生成上述的Fe-P-C液相，从而生成的Fe-P-C液相于铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物的铁基体材料中扩散并被吸附。

在本发明中，可以使用铜-磷合金粉末代替铁-磷合金粉末。铜-磷合金粉末具有较低的熔点，因此，可以生成相应的液相。在使用铜-磷合金粉末的情况下，源自上述的原因，希望将铜-磷合金粉末在铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物中的添加量设定在1.0-5.0质量％的范围内，并且将铜-磷合金粉末的磷含量设定在5-25质量％的范围内。

如此，原料粉末由铁合金粉末A、铁合金粉末B、石墨粉末、镍粉末、铜粉末和铁-磷合金粉末组成。如上所述，铁合金粉末A，按质量百分比计，包括Cr：25-45、Ni：5-15、Si：1.0-3.0、C：0.5-4.0和余量的铁以及不可避免的杂质。铁合金粉末B，以质量百分比计，包括Cr：12-25、Ni：5-15和余量的铁以及不可避免的杂质。而且，铁-磷粉末，按质量百分比计，包括P：10-30和余量的铁以及不可避免的杂质。在使用铜-磷合金粉末的情况下，该合金粉末，按质量百分比计，包括P：5-25和余量的铜以及不可避免的杂质。

在原料粉末中，铁合金粉末A形成包含较大的分散的碳化物的A相，铁合金粉末B形成包含较小的分散的碳化物的B相。而且，石墨粉末和铁-磷合金粉末生成Fe-P-C液相，从而有助于烧结合金的致密性，然后在由A相和B相形成的烧结合金的铁基体材料中扩散并被吸收。通过将铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比设定在20-80质量％范围内，可以将A相与A相和B相的总和的比设定为相对于烧结合金，即除去孔隙以外的烧结合金的基体材料的横截面面积的20-80％的范围内。

如此，添加铁合金粉末A和铁合金粉末B，使得将铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比设定在20-80质量％范围内，同时添加1.0-5.0质量％的铁-磷合金粉末、1-12质量％的镍粉末、1-10质量％的铜粉末、和0.5-2.5质量％的石墨粉末，从而形成预期的原料粉末。

如从过去那样进行的，将原料粉末填充到由具有形成部件外部形状的模具孔的模具组件形成的空腔中，下部冲头可滑动地装配在模具组件的模具孔中并且形成部件的底端形状，芯棒形成部件的内部形状，或视情况而定将部件形状轻量化，并且通过形成上端部形状的上部冲头和下部冲头进行压缩。从模具组件的模具孔中取出这样获得的压块。该制造方法被称为“压制工艺”。

在烧结炉中加热并烧结该压块。加热温度、即烧结温度显著影响烧结过程和碳化物的成长过程。如果烧结温度低于1000℃，则不能充分生成Fe-P-C液相，以至于不能充分使烧结合金致密化，从而减小了烧结合金的密度，导致烧结合金的耐磨性和耐腐蚀性变差，尽管能够将碳化物的尺寸保持在预定范围内。另一方面，如果烧结温度高于1200℃，则促进元素的扩散，使得在由铁合金粉末A形成的A相和由铁合金粉末B形成的B相之间一些元素（特别是铬和碳）的含量差变小，并且沉积和分散在B相中的碳化物成长到平均粒径超过10μm，导致烧结合金的耐磨性变差，同时显著增大烧结合金的密度。因此，将烧结温度设定在1000-1200℃范围内。

通过压缩和烧结上述原料粉末，可以获得具有上述金属结构的烧结合金。该烧结合金，以质量百分比计，包括源自上述材料粉末混合比的Cr：10.37-39.73、Ni：5.10-24.89、Si：0.14-2.52、Cu：1.0-10.0、P：0.1-1.5、C：0.18-3.20和余量的铁以及不可避免的杂质。

由于烧结合金的A相是由上述的铁合金粉末A形成，可以通过调节铁合金粉末A的粒径来控制A相的尺寸，为了将A相的最大尺寸设定为500μm或更小，将铁合金粉末A的最大颗粒尺寸设定为300μm或更小（相当于通过50目筛的粉末尺寸）。为了将A相的最大尺寸设定为100μm或更大，需要使用包含5质量％或更多的最大粒径为500μm或更小（相当于通过32目筛的粉末尺寸）和100μm或更大（相当于通过149目筛的粉末尺寸）的粉末的铁合金粉末A。

铁合金粉末A的优选颗粒分布是包含5质量％或更多的最大粒径在100-300μm的范围内的粉末，并包含50质量％或更少的粒径在45μm或更小的范围内的粉末。

没有限制形成包含较小的分散的碳化物的B相的铁合金粉末B的粒径，但优选地，铁合金粉末B包含90％或更多的颗粒分布为100目或更小的粉末。

优选地，该烧结合金进一步包括选自Mo、V、W、Nb和Ti中的至少一种。由于Mo、V、W、Nb和Ti作为形成碳化物的元素分别具有比铬更高的碳化物形成性能，与Cr相比，这些元素可以优先形成碳化物。因此，如果该烧结合金包括这些元素，则可以防止基体材料中的铬含量的降低，从而有助于提高基体材料的耐磨性和耐腐蚀性。而且，这些元素中的一个或多个与碳键合形成金属碳化物，从而提高基体材料，即烧结合金的耐磨性。然而，如果以纯金属粉末的形式向原料粉末添加一种或多种这些元素，这样形成的合金扩散速度小，以致一种或多种这些元素不可能在基底材料中均匀扩散。因此，优选以铁合金粉末的形式添加一种或多种这些元素。根据这一观点，当在本发明的制造方法中添加一种或多种这些元素作为附加元素时，一种或多种这些元素固溶在铁合金粉末A和铁合金粉末B中。

如果固溶在铁合金粉末中的一种或多种这些元素的量超过5.0质量％，则担心铁合金粉末A和铁合金粉末B的可压缩的变差，因为一种或多种这些元素的过量添加使铁合金粉末A和铁合金粉末B变硬。因此，在铁合金粉末A和铁合金粉末B的任一者或两者中，添加5质量％或更多的选自Mo、V、W、Nb和Ti中的至少一种。

实施例

（实施例1）

制备铁合金粉末A，其按质量百分比计包括Cr：34、Ni：10、Si：2、C：2和余量的铁以及不可避免的杂质；制备铁合金粉末B，其按质量百分比计包括Cr：18、Ni：8和余量的铁以及不可避免的杂质；制备铁磷粉末，其按质量百分比计包括P：20和余量的Fe以及不可避免的杂质；制备镍粉末、铜粉末和石墨粉末，并且按照表1中所示的比例互相混合，调制原料粉末。将原料粉末分别压成外径为10mm且高度为10mm的柱形状；长26mm、宽11mm且高8mm方柱形状，以及外径24mm且高8mm的薄片形状，然后在真空气氛下、于1100℃的温度进行烧结，形成指示为01-11号的烧结样品。每个烧结样品的组成与待制备的原料粉末的上述比率一起列于表1中。

镜面抛光柱形状的烧结样品的横截面，并用王水（硫酸：硝酸=1:3）腐蚀，以便通过200倍显微镜观察烧结样品的横截面的金属结构，并且通过图像处理器（WinROOF,由MITANICORPORATION制造）分析图像，以测量每个相中碳化物的粒径并且计算它们的平均粒径，以测量A相的面积和尺寸并且计算它的面积比和最大尺寸。图1是烧结样品06的金属结构照片。如图2所示，将分散有较大的碳化物的区域围起来，并且将这样被围起来的区域分别定义为A相。然后，计算A相的面积比和定义A相的最大长度作为A相的最大直径。

将经烧结的样品在700℃的温度下加热，以便研究它们的热膨胀系数。此外，在大气下，在850-950℃的温度范围内，加热烧结样品100小时，以便研究加热后它们重量的增加。结果列于表2。

然后，使用薄片形状的烧结样品作为盘元件，并且通过使用外径15mm、长22mm、由铬化的JIS SUS316L制成的辊元件作为对手元件，在辊-盘磨损测试中，在700℃的温度下，将烧结样品反复在辊元件上滑动15分钟，进行磨损测试。磨损结果也列于表2中。

然后，通过在35℃的温度，使用由Suga Test Instruments Co.,Ltd制造的STP-90V2连续向方盘形状的烧结样品喷洒5％NaCl水溶液200小时，对该方盘形状的烧结样品以盐水喷洒的方式进行测试。在盐水喷洒测试后，通过图像处理器（WinROOF,由MITANICORPORATION制造）分析烧结样品表面的图像，以测量各生锈的位置的面积，并计算各对应的锈蚀面积与烧结样品的总表面积的比，作为“腐蚀面积比”。

注意，热膨胀系数为16×10^-6K^-1或更大、磨损深度为2μm或更小、由于氧化造成的重量增加在850℃为10g/m²或更少、在900℃为15g/m²或更少、在950℃为20g/m²或更少的烧结样品通过上述测试。

从表1和2中，可以认识到，铁合金粉末A和铁合金粉末B的比的作用/功能。在烧结样品01中不包含铁合金粉末A，因此将铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比（A/A+B）设定为零，不存在包含较大的分散的碳化物的由铁合金粉末A形成的A相。因此，烧结样品01表现出与奥氏体耐热材料相似的热膨胀系数17.7×10^-6K^-1。然而，由于铁合金粉末B包含较少量的铬且不含碳，烧结样品01中沉积的碳化物的尺寸变小为2μm，因此烧结样品01的磨损深度变大，超出了2μm。而且，由于相对于烧结样品01的组成的铬含量不足，烧结样品01中包含的铬作为碳化铬部分地沉积，使得固溶在烧结样品01中的铬含量变得不足。因此，烧结样品01的重量由于氧化而增加，且耐蚀性变差。

烧结样品11不包含铁合金粉末B，因此将铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比（A/A+B）设定为100%，仅存在包含较大的分散的碳化物、由铁合金粉末A形成的A相，该碳化物的平均粒径为19μm，而根本不存在包含较小的分散的碳化物、由铁合金粉末B形成的B相。因此，烧结样品11的热膨胀系数降低到16.1×10^-6K^-1,但仍然与奥氏体耐热材料相似，从而使烧结样品11具有足够实用的热膨胀系数。而且，由于仅使用包含较大量的铬和碳的铁合金粉末A来制造烧结样品11，并且通过向铁合金粉末A中供给石墨粉末，额外地向烧结样品11中添加碳，增加了烧结样品11的基体材料中沉积的碳化物含量，导致增强了对对手部件（辊元件）的攻击。作为对手部件的磨损粉末起到研磨剂作用的结果，烧结样品11的磨损深度增大。此外，随着沉积在基体材料中的碳化铬的量的增加，固溶在烧结样品11的基体材料中的铬含量变得不足，使得样品11的重量由于氧化而增加，导致烧结样品11的耐腐蚀性变差（参照表1和表2中的样品01-11）。

在由铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物形成的烧结样品02-10中，将包含平均粒径在14-18μm的范围内的较大的分散的碳化物的A相分散，使得烧结样品02-10显示出各自的金属结构，使得随着铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比的增加，A相与A相和B相的总和的比增加。而且，随着其中A相比的增加，烧结样品02-10的热膨胀系数可能会降低。然而，由于烧结样品02-10显示出16×10^-6K^-1，仍然与奥氏体耐热材料的热膨胀系数相似，烧结样品02-10具有足以实用的各自的热膨胀系数。

图1是烧结样品06的金属结构的照片。如从图1明显看出的，显示出烧结样品06具有这样的金属结构，使得包含平均粒径为17μm的较大的分散的碳化物的A相随机地分散在包含平均粒径为4μm的较小的分散的碳化物的B相中。

随着包含较大的分散的碳化物的A相的比的增加，由于烧结样品的耐腐蚀性的增加，它们的磨损深度有可能减小，这是源于包含较大的分散的碳化物的A相的比的增加引起包含较小的分散的碳化物的B相的减小和对对手部件（辊元件）的攻击的增强，使得对手部件的磨损粉末起到研磨剂的作用，以致增大了烧结样品的磨损深度。

而且，随着包含较大量的铬的铁合金粉末A的比的增加和包含较小量的铬的铁合金粉末B的比的减小，烧结样品中的铬的含量整体上增加，作为其结果，大量的铬固熔在相应的烧结样品的基体材料中，使得提高了它们的耐腐蚀性，并且降低了它们由于氧化造成的重量增加，尽管碳化铬的沉积量增加了（参照样品01-06）。但是，如果铁合金粉末A的比大于50％，随着铁合金粉末A的比的增加，包含在铁合金粉末A和铁合金粉末B的混合物中的碳的量增加，引起碳化铬的沉积的增加，并且使固熔在烧结样品的基体材料中的铬的量不足，从而引起由于氧化造成的烧结样品的重量增加，以及烧结样品的耐腐蚀性的降低（参照样品07-11）。

鉴于上述的耐磨性和耐腐蚀性，优选的是，通过将铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比（A/A+B）设定在20-80％的范围内，将A相相对于烧结样品的基体材料的比设定在20-80％的范围内，这导致每个烧结样品的耐磨性和耐腐蚀性的提高。更优选地，将铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总和的比（A/A+B）设定在40-60％的范围内，使得将A相相对于烧结样品的基体材料的比设定在40-60％的范围内。

（实施例2）

制备具有显示在表3中的各成分的铁合金粉末A，并以显示在表3中的比例与用于实施例1中的铁合金粉末B、铁-磷合金粉末、镍粉末、铜粉末和石墨粉末混合，调制各原料粉末。将如此获得的原料粉末以与实施例1中相同的方式分别压缩并烧结，形成柱形状、方柱形状、薄片形状的烧结样品12-30。烧结样品的总成分列于表3中。对于烧结样品，以与实施例1中相同的方式测量A相和B相中的碳化物的平均粒径、A相的比、A相的最大尺寸、热膨胀系数、氧化测试后的重量增加、腐蚀面积比和辊-盘磨损测试后的磨损深度。结果与实施例1中获得的烧结样品06的结果一起列于表4中。

从在表3和表4中的烧结样品06和12-17中，可认识到铁合金粉末A的铬量的作用/功能。在由包含20质量％铬的铁合金粉末A制成的烧结样品12中，由于包含在铁合金粉末A中的铬含量小，沉积在A相中的碳化铬的尺寸变小，作为平均颗粒尺寸在小于10μm的范围内，在基体材料中A相所占的比降低，因为铁合金粉末A中包含的铬在烧结过程中在由铁合金粉末B形成的B相中扩散。因此，烧结样品12的耐磨性降低，使得磨损深度变大为超过2μm的范围。由于碳化铬的沉积，在由铁合金粉末A形成的包含较少量的铬的烧结样品12的A相中，固溶在A相中的铬含量降低，导致A相的耐腐蚀性变差，从而由于氧化造成重量增加。

另一方面，在由包含25-45质量％范围内的铬的铁合金粉末A制成的烧结样品06和13-16中，充分地添加铬的量，使得大于10μm的较大的碳化物沉积。随着包含在铁合金粉末A中的铬含量的增加，碳化铬的粒径可能增加。而且，随着包含在铁合金粉末A中的铬含量的增加，A相的比和A相的最大直径也会增加。碳化铬的沉积和A相的比的增加引起烧结样品的磨损深度改进为2μm或更小的范围内，这展示了随着包含在铁合金粉末A中的铬含量的增加，烧结样品的磨损深度的减小。而且，在由包含25-45质量％范围内的铬的铁合金粉末A制成的烧结样品06和13-16中，在相中固溶了足够量的铬，从而提高了烧结样品的A相的耐腐蚀性，从而减小了由于氧化造成的烧结样品重量增加。即，随着包含在铁合金粉末A中的铬量的增加，烧结样品由于氧化造成的重量增加和腐蚀面积比可以更加减小。

然而，随着包含在铁合金粉末A中的铬含量的增加，铁合金粉末A的硬度增加，并且在由包含45质量％或更多的铬的铁合金粉末A制成的烧结样品17中,铁合金粉末A变得太硬，不能在相应的压缩过程中被压缩，并且不能成型。

由于随着铬含量的增加，烧结样品的热膨胀系数可能会降低，甚至由包含45质量％铬的铁合金粉末A制成的烧结样品16也具有可实用的大于16×10^-6K^-1的热膨胀系数。

如此，可以确认，要求A相中的金属碳化物的颗粒尺寸大于10μm。而且，可以确认，应当将包含在形成A相的铁合金粉末A中的铬的含量设定在25-45质量％的范围内。

参照在表3和4中所示的烧结样品06和18-21，可以认识到包含在铁合金粉末A中的镍的影响。在由不包含镍的铁合金粉末A制成的烧结样品18中，如上所述将镍粉末添加到铁合金粉末A中，但是镍粉末的镍元素没有充分地扩散到铁合金粉末A的内部区域，使得A相未部分奥氏体化，并且未奥氏体化的区域局部地残留在A相中，从而将热膨胀系数降低为小于16×10^-6K^-1的范围内。

然而，在由包含5质量％或更多的镍的铁合金粉末A制成的烧结样品06和19-21中，包含足以奥氏体化的镍量，使得由铁合金粉末A形成的A相充分地奥氏体化，使得烧结样品具有各自可实用的大于16×10^-6K^-1的热膨胀系数。

包含在铁合金粉末A中的镍元素不影响A相中碳化物的尺寸、A相的比、A相的最大直径、样品磨损深度和由于氧化造成的样品的重量增加。

如此，可以确认，应当将包含在铁合金粉末A中的镍含量设定在5质量％或更多的范围内。然而，由于镍是昂贵的，镍的过量使用导致样品，即本发明的烧结合金的成本的增加，因此应当将包含在铁合金粉末A中的镍含量设定为15质量％或更小的范围内。

参照在表3和表4中所示的烧结样品06和22-30，可以认识到包含在铁合金粉末A中的碳的影响。在由不包含碳的铁合金粉末A制成的烧结样品22中，在由铁合金粉末A形成的A相中沉积的碳化铬的颗粒尺寸最小化为10μm或更小的范围内，使得沉积在A相中的碳化铬与沉积在B相中的碳化物之间的颗粒尺寸的差变小，导致烧结样品的耐磨性变差，及烧结样品的磨损深度大于2μm。

另一方面，在由包含0.5质量％碳的铁合金粉末A制成的烧结样品23中，沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸变为约10μm，使得沉积在A相中的碳化铬和沉积在B相中的碳化物之间的颗粒尺寸的差增加到8μm左右，使得烧结样品的耐磨性提高并且烧结样品的磨损深度减小到2μm或更小的范围。而且，沉积在由铁合金粉末A形成的A相中的碳化铬的颗粒尺寸增大，同时铁合金粉末A的碳元素扩散到铁合金粉末B中，使得随着包含在铁合金粉末A中的碳含量的增加，A相的比和A相的最大尺寸有可能增加。同时，随着包含在铁合金粉末A中的碳含量的增加，烧结样品的耐磨性提高并且从而烧结样品的磨损深度减小。

然而，随着沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸的增大，固溶在A相中的铬含量降低，作为其结果，由于氧化造成的烧结样品重量的增加逐渐增大。因此，在由包含4.5质量％碳的铁合金粉末A制成的烧结样品29中，由于氧化造成的烧结样品的重量增加在850℃的温度达到大于10g/m²、在900℃的温度达到大于15g/m²、在950℃的温度达到大于20g/m²。而且，在由包含5质量％碳的铁合金粉末A制成的烧结样品30中，铁合金粉末A变得太硬，在相应的压缩过程不能被压缩，并且不能成型。

沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸增大，使得随着包含在铁合金粉末A中的碳含量的增加，固溶在A相中的铬的量降低，作为其结果，烧结样品的热膨胀系数逐渐增大到大于16×10^-6K^-1，它对应于在碳含量为0-4质量％范围内的情况下可实用的热膨胀系数。

如此，可以确认，要求A相的金属碳化物的颗粒尺寸在10μm或更大的范围内，并且应当将形成A相的铁合金粉末A的碳含量设定在0.5-4质量％的范围内。

（实施例3）

制备具有表5中显示的各组成的铁合金粉末B，并且与实施例1中使用的铁合金粉末A、铁-磷合金粉末、镍粉末、铜粉末和石墨粉末按表5中所示的比例混合，调制各原料粉末。将这样获得的原料粉末以与实施例1相同的方式压缩并烧结以形成柱形状、方柱形状和薄片形状的烧结样品31-41。烧结样品的组成列于表5中。对于烧结样品，以与实施例1中相同的方式测量A相和B相中碳化物的平均粒径、A相的比、A相的最大尺寸、热膨胀系数、氧化测试后重量的增加、腐蚀面积比和辊-盘磨损测试后的磨损深度。结果与实施例1中获得的烧结样品06的结果一起列于表6中。

参照表5和6中所示的烧结样品06和31-36，可以认识到包含在铁合金粉末B中的铬的影响。在由包含小于12质量％铬的铁合金粉末B制成的烧结样品31中，由于包含在铁合金粉末B中的铬含量小，降低了包含在由铁合金粉末B形成的B相中的铬含量，使得B相的耐腐蚀性降低，并且从而增大了由于氧化造成的烧结样品的重量增加并加大了腐蚀面积比。另一方面，在由包含12质量％铬的铁合金粉末B制成的烧结样品32中，充分地添加了铬的量，使得减少了由于氧化造成的烧结样品的重量增加和腐蚀面积比。而且，随着包含在铁合金粉末B中的铬含量的增加，由于氧化造成的烧结样品的重量增加和腐蚀面积比可能减小。

随着包含在铁合金粉末B中的铬含量的增加，沉积在B相中的碳化铬的颗粒尺寸可能增大，在由包含25质量％铬的铁合金粉末B制成的烧结样品35中，沉积在B相中的碳化物的颗粒尺寸变为约7μm，并且在由包含25质量％铬的铁合金粉末B制成的烧结样品36中，沉积在B相中的碳化物的颗粒尺寸变为大于12μm。

随着沉积在B相中的碳化铬的颗粒尺寸增大，烧结样品的磨损深度可能减小，但是，如果沉积在B相中的碳化铬的颗粒尺寸大于6μm，则沉积在B相中的碳化铬与沉积在A相中的碳化物之间的颗粒尺寸的差变小，使烧结样品的磨损深度可能增大。在包含沉积在B相中的大于10μm的碳化铬的烧结样品36中，沉积在B相中的碳化铬与沉积在A相中的碳化物之间的颗粒尺寸的差变得更小达到约5μm，使得烧结样品的磨损深度显著地增大。

随着包含在铁合金粉末B中的铬含量增加，烧结样品的热膨胀系数可能增加，并且在由包含大于25质量％铬的铁合金粉末B制成的烧结样品36中，热膨胀系数变得小于16×10^-6K^-1。

如此，可以确认，要求将B相中的金属碳化物的颗粒尺寸设定为10μm或更小，并且应当将包含在形成B相的铁合金粉末B中的铬含量设定在12-25质量％的范围内。

参照表5和6所示的烧结样品06和37-41，可以认识到包含在铁合金粉末B中的镍的影响。在由不包含镍的铁合金粉末B制成的烧结样品37中，如上所述，将镍粉末添加到铁合金粉末B中，但是镍粉末的镍元素没有充分地扩散到铁合金粉末B的内部区域，使得B相未部分奥氏体化，并且未奥氏体化的区域局部地残留在B相中，从而将热膨胀系数降低为小于16×10^-6K^-1的范围。

然而，在由包含5质量％或更多的镍的铁合金粉末B制成的烧结样品06和38-41中，在铁合金粉末B中包含足以奥氏体化的镍量，使得由铁合金粉末B形成的B相充分地奥氏体化，使得烧结样品具有各自可实用的大于16×10^-6K^-1的热膨胀系数。

包含在铁合金粉末B中的镍元素不影响B相中的碳化物的尺寸、由于氧化造成的样品重量的增加和腐蚀面积比。

如此，可以确认，应当将包含在铁合金粉末B中的镍含量设定在5质量％或更大的范围内。然而，由于镍是昂贵的，镍的过量使用导致样品，即本发明的烧结合金的成本的增加，因此应当将包含在铁合金粉末B中的镍含量设定在15质量％或更小的范围内。

（实施例4）

制备实施例1中使用的铁合金粉末A、铁合金粉末B、铁-磷合金粉末、镍粉末、铜粉末和石墨粉末，并且以表7中显示的比例互相混合，调制各原料粉末。将这样获得的原料粉末以与实施例1中相同的方式压缩并烧结，以形成柱形状、方柱形状和薄片形状的烧结样品42-60。烧结样品的组成列于表7中。对于烧结样品，以与实施例1中相同的方式测量A相和B相中的碳化物的平均粒径、A相的比、A相的最大尺寸、热膨胀系数、氧化测试后重量的增加、腐蚀面积比和辊-盘磨损测试后的磨损深度。结果列于表8中。实施例1中获得的烧结样品06的结果一起列于表7和8中。

参照表7和8中所示的烧结样品06和42-48，可以认识到镍粉末添加量的影响。在没有镍粉末而制成的烧结样品42中，在相应的烧结工艺期间相应的压块不能促进致密性，使得这样的烧结样品的密度减小（密度比：85％）。因此相对地增大了由于氧化造成的烧结样品的重量增加。而且，烧结样品的强度降低，同时由于低烧结密度，烧结样品的磨损深度增大。在烧结样品42中，因为由于烧结样品中镍的短缺，造成烧结样品未充分奥氏体化，所以，热膨胀系数降低到小于16×10^-6K^-1的范围。

在包含1质量％镍粉末的烧结样品43中，由于镍粉末的添加促进了烧结样品的致密性（密度比：90％），从而减小了由于氧化造成的烧结样品的重量增加，并且从而减小了烧结样品的磨损深度。而且，包含在烧结样品中的镍含量增加，从而热膨胀系数增加到16×10^-6K^-1。在由各自较大量镍粉末制成的烧结样品06和44-48中，随着镍粉末的添加量的增加，它们的热膨胀系数可能增加。通过添加镍粉末减小了由于氧化造成的烧结样品的重量增加，但是，在镍粉末的添加量为3质量％或更大的情况下，对它们的重量增加的减小作用将不再进展。

然而，如果过量添加镍粉末，在烧结期间没有扩散的镍元素作为一些镍相而残留。残留的镍相对应于具有低强度和低耐磨性的金属结构，并且如果残留的镍相的分布量增加，则相应的烧结样品的耐磨性降低。根据这一观点，如果镍粉末的添加量落入10质量％或更小的范围内，则通过镍粉末的添加促进了烧结样品的致密性，从而减小了它们的磨损深度，但是，如果镍粉末的添加量落入大于10质量％的范围内，则由于残留的镍相的分布，促进了烧结样品的耐磨性的降低，从而增大了它们的磨损深度。在由12质量％的镍粉末制成的烧结样品47中，其磨损深度增大到1.4μm，并且如果将镍粉末的添加量设定为大于12质量％，则相应的烧结样品的磨损深度增大到大于4μm的范围。

如此，可以确认，为了相应的烧结样品的致密性，要求添加镍粉末，并且应当将镍粉末的添加量设定在1-12质量％的范围内。

参照表7和表8中所示的烧结样品06和49-54，可以认识到在烧结样品中铜含量和铜粉末的添加量的影响。在没有铜粉末而制成的烧结样品49中，不存在关于相应的热膨胀系数、耐磨性和由于氧化造成的重量增加的问题，但是存在关于相应的腐蚀面积比过大地大于20％，使得促进了由于盐害造成的腐蚀的一些问题。在包含相对于其总组成为1质量％的铜的烧结样品50中，通过铜抑制了盐害，使得腐蚀面积比减小到20％或更小的范围内。

一直到6质量％的铜，随着铜量的增加，腐蚀面积比减小。另一方面，当铜量增加时，沉积的铜相的量增加，但是，在腐蚀环境下一旦形成铜相的铜熔化，则使得烧结样品的表面积增加，并且可能促进烧结样品的腐蚀。根据这一观点，如果铜的量增加超过6质量％，则腐蚀面积比可能增大。在包含大于10质量％铜的烧结样品55中，沉积过量的铜相，使得腐蚀面积比增大至大于20％的范围。

如此，可以确认，铜可以抑制盐害，但应当将铜的含量设定在相对于相应的烧结样品的总组成为1-10质量％的范围内。

参照表7和表8中所示的烧结样品06和56-61，可以认识到石墨粉末的添加量的影响。在没有石墨粉末而制成的烧结样品56中，源自固溶在铁合金粉末A中的碳形成碳化物，使得A相中形成的碳化铬的颗粒尺寸变小至5μm。而且，未生成Fe-P-C液相，而仅生成Fe-P液相，导致烧结时的致密性变差并且减小了烧结样品的烧结密度（密度比：85％）。因此，烧结样品的耐磨性显著降低，使得它们的磨损深度增大到6.8μm。而且，烧结样品的烧结密度的减小导致由于氧化造成的其重量的增加。进一步，碳化物的沉积量降低，使得由于固溶在基体材料中的铬量的增加而热膨胀系数降低为小于16×10^-6K^-1的范围内。

另一方面，在由0.5质量％石墨粉末制成的样品57中，A相中形成的碳化铬的颗粒尺寸增大到11μm。而且，产生了充足的Fe-C-P液相，使得烧结样品足够致密化并且从而增大了烧结样品的烧结密度（密度比：89％）。根据这一观点，烧结样品的磨损深度减小到小于2μm的范围内。另外，由氧化造成的烧结样品的重量增加由于烧结样品足够的致密而减小。此外，通过作为碳化物沉积并固溶在基体材料中的铬的量的降低，烧结样品的热膨胀系增加到16×10^-6K^-1。

在2质量％或更小的范围内，随着石墨粉末的添加量的增加，沉积在A相和B相中的碳化铬的颗粒尺寸增大，在由2质量％的石墨粉末制成的烧结样品60中，沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸增大到50μm，并且沉积在B相中的碳化铬的颗粒尺寸增大到6μm。通过添加石墨粉末，由于源自碳化铬的颗粒尺寸的增大和生成的Fe-P-C液相的增加促进了它们中的致密性，烧结样品的磨损深度可能减小。

如果沉积在A相和B相中的碳化铬的颗粒尺寸比规定的值大，固溶在基体材料中的铬的量降低。因此，在石墨粉末为2质量％或更小的范围内，烧结样品的致密性的促进变为主要的，使得由于氧化造成的烧结样品的重量增加减小了，但是在石墨粉末为大于2质量％的范围内，由于源自固溶在基体材料中的铬的量降低而产生的相应的烧结样品的耐氧化性和耐腐蚀性变差，烧结样品的抗氧化性降低，同时烧结样品的腐蚀面积比增大。

在由大于2质量％的石墨粉末制成的烧结样品61中，过量地生成Fe-P-C液相，以致引起烧结样品的形状缺失。

如此，可以确认，为了沉积希望的颗粒尺寸的碳化铬，要求添加石墨粉末，并且应当将石墨粉末的添加量设定在0.1-2质量％的范围内，以便在烧结过程中促进烧结样品的致密性并且增强它们的耐磨性。

参照表7和8中所示的烧结样品06和62-67，可以认识到铁-磷粉末添加量的影响。在没有铁-磷粉末而制成的烧结样品62中，未生成Fe-P-C液相，导致在烧结时致密性的变差及烧结样品的烧结密度的减小（密度比：82％）。因此，由于氧化造成的烧结样品的重量增加加大。而且，由于未生成Fe-P-C液相，以致没有有效地进行烧结，沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸减小到小于10μm的范围，使得由于沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸的减小以及因烧结密度的减小造成的烧结样品的强度降低，烧结样品的磨损深度增大。

另一方面，在由1质量％的铁-磷粉末制成的样品63中，生成足够的Fe-C-P液相，使得烧结样品足够致密化，从而增大了烧结样品的烧结密度（密度比88％）。根据这一观点，通过烧结样品足够的致密性，减小了由于氧化造成的烧结样品的重量增加和烧结样品的腐蚀面积比。而且，由于充分地生成Fe-P-C液相，使得有效地进行烧结，沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸增大到10μm，使得通过由于烧结密度的增大引起的烧结样品强度的提高，减小了烧结样品的磨损深度。

在铁-磷粉末的添加量大量增加的情况下，Fe-C-P液相的量增加，并且由于铁-磷粉末的添加量增加，烧结有效地进行，由此显著生成沉积在A相和B相中的碳化铬。

然而，在5质量%或更少的铁-磷粉的添加量范围内，烧结样品致密性的促进成为主要的，以致通过生成Fe-C-P液相增大了烧结样品的烧结密度（密度比：95%），但在大于5质量%的铁-磷粉末的添加量范围内，烧结样品致密性的促进不成为主要的，以致由于暂时过量生成Fe-C-P液相导致在相邻粉末之间的空间扩大和由于液相收缩阻碍了致密化，使得减小了烧结密度。作为结果，在5质量％或更小的铁-磷粉末添加量的范围内，可能减小烧结样品的磨损深度、由于氧化造成的重量增加和腐蚀面积比，但是在大于5质量％的铁-磷粉末的添加量范围内，由于烧结密度的减小，则可能增大烧结样品的磨损深度、由于氧化造成的重量增加和腐蚀面积比。

在由大于5质量％的铁-磷粉末制成的烧结样品67中，生成过量的Fe-P-C液相，以致引起烧结样品的形状缺失。

如此，可以确认，为了促进烧结过程中烧结样品的致密性，使它们的耐磨性增强，要求添加铁-磷粉末，并且应当将铁-磷粉末的添加量设定在1-5质量％的范围内。

（实施例5）

关于铁合金粉末A等的混合比和组成，以与实施例1中的烧结样品06相同的方式，制备原料粉末，以与实施例1中相同的方式压缩并且在表9中显示的各烧结温度而不是实施例1中的烧结温度进行烧结，以形成柱形状、方柱形状和薄片形状的烧结样品61-66。关于烧结样品，以与实施例1中相同的方式测量A相和B相中碳化物的平均粒径、A相的比、A相的最大尺寸、热膨胀系数、氧化测试后重量的增加和辊-盘磨损测试后的磨损深度。结果列于表9。在表9中，也一起列入实施例1中获得的烧结样品06的结果。

参照表9中所示烧结样品06和68-73，可认识到烧结温度的影响。在烧结温度为950℃的烧结样品68中，由于烧结温度低于生成Fe-P液相的温度，未生成Fe-P-C液相，导致烧结样品的致密性变差并且从而减小了烧结样品的密度（密度比：82％）。因此烧结样品的由于氧化造成的重量增加和腐蚀面积比相对地加大。而且，由于未生成Fe-P-C液相，烧结没有有效地进行，使得沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸减小到小于10μm的范围内，由于通过源自其烧结密度减小的烧结样品的强度的降低，碳化铬的颗粒尺寸减小且它们的耐磨性降低，使得烧结样品的磨损深度增大。

另一方面，在烧结温度为1000℃的烧结样品69中，充分地生成了Fe-P-C液相，使得烧结样品的致密性提高，并且从而增大了烧结样品的密度（密度比：87％）。因此减小了烧结样品的由于氧化造成的重量增加和腐蚀面积比。而且，由于充分地生成了Fe-P-C液相，烧结有效地进行，使沉积在A相中的碳化铬的颗粒尺寸增大到大于10μm的范围。因此，由于源自其烧结密度的增大的烧结样品强度的提高，烧结样品的磨损深度减小。

如果烧结温度大大升高，烧结有效地进行，从而促进了烧结样品的致密性，因而随着烧结温度的增加，由于氧化造成的烧结样品重量降低。然而，由于随着烧结的有效性的提高，包含在A相和B相中的各元素的扩散，A相和B相之间的浓度差变小，使得与包含在A相中的碳化铬相比，包含在B相中的碳化铬显著地成长。B相中碳化铬的成长防止了基体材料的塑性流动，从而有助于将烧结样品的磨损深度减小到一定程度。然而，碳化铬的过度成长增强了对对手部件的攻击（辊元件），使得对手部件的磨损粉末起到研磨剂的作用。而且，碳化铬的过度成长减小了碳化物的沉积面积，在相邻碳化物之间的空间扩大从而增加了金属粘附源的数量。作为结果，增加了烧结样品的磨损。

如此，可以确认，将烧结温度设定为1000-1200℃的范围内。

（实施例6）

制备具有显示在表10中的各组成的铁合金粉末A和铁合金粉末B，并与实施例1中使用的铁-磷合金粉末、镍粉末和石墨粉末，按表10中显示的比例混合，调制各原料粉末。以与实施例1中相同的方式压缩并烧结这样获得的原料粉末以形成柱形状、方柱形状和薄片形状的烧结样品74-100。烧结样品的组成列于表11中。关于烧结样品，用与实施例1中相同的方式测量A相和B相中的碳化物的平均粒径、A相的比、A相的最大尺寸、热膨胀系数、氧化测试后重量的增加、腐蚀面积比和辊-盘磨损测试后的磨损深度。结果列于表11中。在表10和11中，一起列入实施例1中获得的烧结样品06的组成和测量结果。

参照表10和11中所示的烧结样品06和74-86，可以认识到钼（Mo）作为添加元素的影响。在烧结样品06和74-78中，向铁合金粉末A中添加钼，在烧结样品06和79-83中，向铁合金粉末B中添加钼，在烧结样品06和84-86中，向铁合金粉末A和铁合金粉末A两者中添加钼。

钼具有高的碳化物的成型性，并且在向铁合金粉末A中添加钼和向铁合金粉末B中添加钼，以及向铁合金粉末A和铁合金粉末B两者中添加钼的任何一种情况下，都提高相应的烧结样品的耐磨性，并且随着钼的添加量的增加，相应的烧结样品的磨损深度减小。而且，在上述任何一种情况下，随着钼的添加量的增加，可能减小由于氧化造成的烧结样品的重量增加。

然而，在任何情况下，随着钼添加量的增加，烧结样品的热膨胀系数都可能减小，并且在包含大于5质量％的添加量的烧结样品78、83和86中，相应的烧结样品的热膨胀系数减小到小于16×10^-6K^-1的范围。

如此，可以确认，应当将钼的添加量设定在相对于相应的烧结样品的组成为5质量％或更小的范围内，因为钼的添加增强了相应的烧结样品的耐磨损性和抗氧化性，但是，如果钼的添加量相对于相应的烧结样品的组成大于5质量％，则相应的烧结样品的热膨胀系数减小到小于16×10^-6K^-1的范围。

参照表10和11中所示的烧结样品06和87-100，可以认识到钒（V）作为添加元素的影响。在烧结样品06和87-91中，向铁合金粉末A中添加钒，在烧结样品06和92-96中，向铁合金粉末B中添加钒，在烧结样品06和97-100中，向铁合金粉末A和铁合金粉末B两者中添加钒。

钒具有高的碳化物成型性，并且在向铁合金粉末A中添加钒和向铁合金粉末B中添加钒，以及向铁合金粉末A和铁合金粉末B两者中添加钒的任何一种情况下，都增强了相应的烧结样品的耐磨性，并且随着钒的添加量的增加，相应的烧结样品的磨损深度减小。而且，在上述任何一种情况下，随着钒的添加量的增加，可能减小由于氧化造成的烧结样品的重量增加。

然而，在任何情况下，随着钒添加量的增加，烧结样品的热膨胀系数可能减小，并且在包含大于5质量％的添加量的烧结样品91、96和100中，相应的烧结样品的热膨胀系数减小到小于16×10^-6K^-1的范围。

如此，可以确认，应当将钒的添加量设定在相对于相应的烧结样品的组成为5质量％或更小的范围内，因为钒的添加增强了相应的烧结样品的耐磨性和抗氧化性，但是，如果钒的添加量相对于相应的烧结样品的组成大于5质量％，则相应的烧结样品的热膨胀系数减小到16×10^-6K^-1。

尽管参照上面的实施例详细地描述了本发明，但本发明并不限于上述公开内容，在不脱离本发明的范围的情况下可以进行各种变化和修改。

工业实用性

本发明的烧结合金表现出这样的金属结构，即包含平均粒径为5-50μm的沉积金属碳化物的A相随机地分散在包含平均粒径为10μm或更小的沉积金属碳化物的B相中，并表现出在高温下的优良的耐热性、耐腐蚀性和耐磨性。而且，因为烧结金属具有奥氏体基体材料，所以烧结合金具有与奥氏体耐热材料的热膨胀系数相似的热膨胀系数。此外，由于烧结合金中有铜，该烧结合金具有抗盐害的耐腐蚀性。根据这一观点，该烧结合金优选用于涡轮增压器的涡轮部件和需要耐热性、耐腐蚀性和耐磨性等的轴承。

Claims (8)

1.一种烧结合金，以质量百分比计，基本上由

Cr：10.37-39.73、Ni：5.10-24.89、Si：0.14-2.52、Cu：4.0-10.0、P：0.1-1.5、C：1.44-3.20和余量的Fe以及不可避免的杂质；

A相，包含平均粒径为10-50μm的沉积的金属碳化物且具有奥氏体结构；以及

B相，包含平均粒径为10μm或更小的沉积的金属碳化物且具有奥氏体结构

构成，

其中该A相随机分散在该B相中，并且A相中沉积的金属碳化物的平均粒径DA大于B相的沉积的金属碳化物的平均粒径DB。

2.权利要求1所述的烧结合金，

其中，A相的最大尺寸是在500μm或更小的范围内，并且A相占A相和B相总面积的20％-80％。

3.权利要求1所述的烧结合金，进一步包括5质量％或更少的选自Mo、V、W、Nb和Ti中的至少一种。

4.一种用于制造烧结合金的方法，包括以下步骤：

制备铁合金粉末A，按质量百分比计，由Cr：25-45、Ni：5-15、Si：1.0-3.0、C：1.5-4.0和余量的Fe以及不可避免的杂质构成；

制备铁合金粉末B，按质量百分比计，由Cr：12-25、Ni：5-15和余量的Fe以及不可避免的杂质构成；

制备铁-磷粉末，按质量百分比计由P：10-30和余量的Fe以及不可避免的杂质构成，或者铜-磷粉末，按质量百分比计由P：5-25和余量的Cu以及不可避免的杂质构成；

制备镍粉末、铜粉末或铜-镍粉末；以及石墨粉末；

通过将铁合金粉末A与铁合金粉末B混合，使得铁合金粉末A与铁合金粉末A和铁合金粉末B的总量的比在20-80质量％范围内，并且添加铁-磷粉末或铜-磷粉末；镍粉末；铜粉末或铜-镍粉末；以及石墨粉末，来调制原料粉末，按质量百分比计，该原料粉末由Cr：10.37-39.73、Ni：5.10-24.89、Si：0.14-2.52、Cu：4.0-10.0、P：0.1-1.5、C：1.44-3.20和余量的Fe以及不可避免的杂质构成；

压制原料粉末以获得压块；并且烧结该压块。

5.权利要求4所述的用于制造烧结合金的方法，其中将铁合金粉末A的最大粒径设定在300μm或更小的范围内。

6.权利要求4所述的用于制造烧结合金的方法，其中将镍粉末的最大粒径设定在74μm或更小的范围内。

7.权利要求4所述的用于制造烧结合金的方法，进一步包括向铁合金粉末A和铁合金粉末B之一或两者中添加5质量％或更少的选自Mo、V、W、Nb和Ti中的至少一种的步骤。

8.权利要求4所述的用于制造烧结合金的方法，其中将烧结时的烧结温度设定在1000-1200℃的范围内。