CN104583436A - 用于合并到烧结合金中的硬粒子和耐磨铁基烧结合金及其制造方法 - Google Patents
用于合并到烧结合金中的硬粒子和耐磨铁基烧结合金及其制造方法 Download PDFInfo
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Abstract
硬粒子作为原材料合并到烧结合金中。该硬粒子含有20至60质量％的Mo和3至15质量％的Mn，余量是Fe和不可避免的杂质。
Description
技术领域
本发明涉及适于合并到烧结合金中的硬粒子。本发明特别涉及适于提高烧结合金的耐磨性的硬粒子、涉及含有该硬粒子的耐磨铁基烧结合金，还涉及制造这种烧结合金的方法。
背景技术
在例如阀座中传统上使用具有含铁基质的烧结合金。可以将硬粒子合并到烧结合金中以进一步提高烧结合金的耐磨性。硬粒子通常如下合并到烧结合金中。将硬粒子粉末混入具有低合金钢或不锈钢组合物的粉末中以获得混合粉末。用这种混合粉末形成生压坯。然后将该生压坯烧结以制造烧结合金。
日本专利申请公开No.2001-181807(JP 2001-181807A)描述了含有按质量％计Mo:20至60％、C:0.2至3％、Ni:5至40％、Mn:1至15％和Cr:0.1至10％且余量为Fe和不可避免的杂质的硬粒子。其中还指出例如可以将Co添加到这些硬粒子中。
使用这些硬粒子，在制造含铁基质的烧结合金时，可以改进硬粒子与作为基料的含铁基质之间的粘合性。此外，由于在硬粒子处由Mo形成的氧化膜，可以抑制粘着磨损。
通过将Ni添加到JP 2001-181807A中描述的硬粒子中，可以提高固溶在该硬粒子中的Mo量。这有助于改进添加的Mo的氧化特性并由此改进耐磨性。此外，Co具有低堆垛层错能，因此，将Co添加到该硬粒子中可提高该硬粒子的硬度和改进耐磨性。但是，当在压实前已通过添加Co提高硬粒子的硬度时，可能损害模压成生压坯的可模压性。此外，这种Ni和Co比其它元素昂贵，从而造成添加了Ni和/或Co的硬粒子的高原材料成本。
考虑到这些点，例如，铁钼(Fe-Mo-Si)硬粒子具有低成本，因为它们不含钴或镍。在铁钼(Fe-Mo-Si)硬粒子的情况下，由于包含Si，该硬粒子本身具有高硬度。但是，在铁钼合金与作为基质的铁基粉末一起压实并烧结时，形成Si氧化膜。Si氧化膜的形成可能导致随之阻碍烧结过程中硬粒子与含铁基质之间的固溶扩散。然后可能降低硬粒子与含铁基质的粘合强度并可能降低烧结合金的耐磨性。此外，由于Si的氧化抑制了Mo的氧化，硬粒子处的Mo氧化膜的形成受阻。结果，由于在滑动过程中Si氧化膜的破裂而暴露出铁，因此最终促进粘着磨损。
发明概述
本发明提供用于合并到烧结合金中的硬粒子，其可以廉价地提高通过生压坯的烧结提供的烧结合金的耐磨性，同时提高在烧结前模压成生压坯的可模压性。本发明还提供含有该硬粒子的耐磨铁基烧结合金和制造这种烧结合金的方法。
希望提高固溶体中的C量以在不使用Co的情况下提高合并到烧结合金中的硬粒子的硬度。但是，当在硬粒子制造过程中提高固溶体中的C量时，随之与Mo形成碳化物并可能因此抑制Mo氧化物的生成。此外，当压实前硬粒子的硬度太高时，损害了压实过程中的可模压性，因此所得烧结合金的机械强度可能最终降低。
本发明的第一方面涉及用于合并到烧结合金中的硬粒子。作为原材料合并到烧结合金中的硬粒子由下述成分构成：20至60质量％的Mo、3至15质量％的Mn、以及由Fe和不可避免的杂质构成的余量。
由于该硬粒子不含C并且不含Co，本发明的硬粒子比合并到烧结合金中的传统硬粒子软。因此，提高了压实过程中的模压密度并提高了与作为基质原材料的铁基粉末的接触面积，因此提高了铁从含铁基质向硬粒子中的扩散。由此提高了硬粒子与含铁基质的粘合并随之提高了烧结合金的机械强度。
硬粒子中存在的Mo形成Mo碳化物，以致硬粒子的硬度和耐磨性提高。此外，由于Mo碳化物和固溶在硬粒子中的Mo形成Mo氧化膜，Mo有效地提高固体润滑。当Mo的量低于上文指出的下限值时，归因于硬粒子处的Mo氧化膜的固体润滑不足并促进烧结合金的粘着磨损。当超过上文指出的上限值时，在烧结时与含铁基质的粘合降低。这导致烧结合金的机械强度降低。
在烧结过程中，该硬粒子中存在的Mn有效地从硬粒子扩散到烧结合金的基质中并因此有效地改进硬粒子与基质之间的粘合。Mn还使得基质中的奥氏体增加。
当Mn含量比上文指出的下限值低得多时，几乎不扩散到基质中并降低硬粒子与基质之间的粘合。当Mn含量比上文指出的上限值高得多时，烧结合金的密度降低。
本发明的第二方面涉及用于合并到烧结合金中的硬粒子。作为原材料合并到烧结合金中的硬粒子由下述成分构成：20至60质量％的Mo、3至15质量％的Mn、大于0.01至0.5质量％的C、和由Fe和不可避免的杂质构成的余量。
由于将C添加量限制为不多于0.5质量％，在硬粒子中抑制了由C和Mo生成碳化物。因此，甚至不添加Ni也可提高固溶在硬粒子中的Mo量。
当C添加量超过0.5质量％时，容易在Mo和C之间形成碳化物。结果，硬粒子变硬并随之损害可压实性并降低与含铁基质的粘合性。烧结合金的机械强度可能因此降低。
第三方面涉及耐磨铁基烧结合金，其通过将由上述硬粒子构成的粉末与作为基质的铁基粉末混合以使硬粒子分散并烧结而提供。该烧结合金含有15至60质量％硬粒子。
根据第三方面，由于该烧结合金含有占该烧结合金的15至60质量％的硬粒子，可以改进该烧结合金的机械强度及其耐磨性。
当此处的硬粒子含量低于该烧结合金的15质量％时，由于硬粒子含量不足，可能无法令人满意地表现出硬粒子对耐磨性的作用。另一方面，当硬粒子含量超过该烧结合金的60质量％时，含铁基质的比例降低。结果，可能无法使硬粒子在烧结合金中保持充足的粘合强度。因此，在生成磨损的环境(例如接触/滑动环境)中硬粒子可能从烧结合金中脱出并然后促进烧结合金的磨损。
第四方面涉及制造耐磨铁基烧结合金的方法，其使用上述用于合并到烧结合金中的硬粒子。在根据第四方面的制造烧结合金的方法中，通过将作为基质的铁基粉末与0.2至2质量％石墨粉和15至60质量％由上述硬粒子构成的粉末混合，制造混合粉末。将这种混合粉末压实，然后在石墨粉中的碳(C)扩散到硬粒子中的同时烧结。
通过根据这一制造方法使硬粒子粉末含量为15至60质量％，提高了烧结合金的耐磨性及其机械强度。此外，可以提高硬粒子的硬度，因为石墨粉中的C扩散到硬粒子中。
可以使用由此构造的烧结合金形成阀座。在高温环境中可能发生如上所述的接触过程中的粘着磨损与滑动过程中的磨料磨损的混合磨损模式。甚至在这种情况下，也可以提高用于阀座的硬粒子的硬度而不损害硬粒子的原有固体润滑。因此，与迄今可实现的相比，可以更显著改进阀座的耐磨性。
本发明可以廉价地提高由生压坯的烧结提供的烧结合金的耐磨性，同时提高在烧结前模压成生压坯的可模压性。
附图简述
下面参照附图描述本发明的示例性实施方案的特征、优点以及技术和工业意义，其中类似数字是指类似元件，且其中：
图1是描述根据实施例1至7和对比例1至6的硬粒子的表；
图2是描述根据实施例8至25和对比例7至17的烧结合金的表；且
图3是描述实施例和对比例中的磨损试验的图。
实施方案的详述
该实施方案的硬粒子是用于合并到烧结合金中、即作为原材料合并到烧结合金中的硬粒子。这一实施方案的硬粒子具有比烧结合金的基质高的硬度。该硬粒子由下述成分构成：20至60质量％的Mo和3至15质量％的Mn，且余量为Fe和不可避免的杂质。
可以通过雾化法制造这些硬粒子，其中将具有上述组成的熔体雾化。在用于制造硬粒子的另一方法中，通过机械粉碎将通过该熔体的固化提供的固体转化成粉末。作为雾化法，可以选择气雾化法或水雾化法。通过气雾化法制造硬粒子尤其提供了优异的烧结性能，因为获得圆形硬粒子，气雾化法因此更优选。
可以将硬粒子组成的下限和上限换成合适的值。可以根据下述组成限制的原因以及根据目标部件或结构的硬度、固体润滑、粘合性和成本以及各种性质的重要性确定这些合适的值。
首先，考虑硬粒子组成中的Mo，由于形成Mo碳化物，硬粒子的硬度提高且耐磨性提高。此外，Mo碳化物和固溶在硬粒子中的Mo形成Mo氧化膜，因此Mo有效地改进固体润滑。
当Mo含量小于20质量％时，该硬粒子具有高的初始氧化温度并抑制Mo氧化物的生成。烧结金属的耐磨性因此最终降低。另一方面，当Mo含量超过60质量％时，在进行烧结时该硬粒子与含铁基质之间的粘合性降低。该硬粒子的更优选的Mo含量为22至55质量％。
硬粒子组成中的Mn在烧结过程中有效地从硬粒子扩散到烧结合金的基质中，并因此有效地改进硬粒子与基质之间的粘合。Mn也被认为有效地增加基质中的奥氏体。
当Mn含量小于20质量％时，几乎没有Mn扩散到基质中，且硬粒子与基质之间的粘合因此降低。当Mn含量比上文指出的上限值高得多时，烧结合金的密度降低。该硬粒子的更优选的Mn含量是3至12质量％。
硬粒子组成中的C通过与Mo键合形成Mo碳化物并因此有效地提高硬粒子的硬度和耐磨性。但是，由于对C添加量的限制，硬粒子在这一实施方案中比传统硬粒子软。因此，可以提高由压实制成的模制品的密度并提高与作为基质原材料的铁基粉末的接触面积，因此提高铁从含铁基质向硬粒子中的扩散。这有助于提高烧结合金的机械强度。
此外，由于对添加到硬粒子中的C的限制，因而可以在不合并例如Ni的情况下抑制Mo碳化物的生成，同时提高固溶的Mo的量。因此促进Mo氧化膜的形成。结果可以改进所得烧结合金的耐磨性。
在此，当在硬粒子中包含C时，优选包含不多于0.5质量％的C。通过将C添加到硬粒子中，可以提高硬粒子的硬度。通过将添加到硬粒子中的C限制为不多于0.5质量％，抑制了Mo和C的碳化物的生成。甚至不添加Ni也可提高固溶在硬粒子中的Mo量。
可以尤其根据铁基烧结合金的类型和用途酌情选择硬粒子的平均粒径。例如，硬粒子的平均粒径可以为20至250微米。
将硬粒子与铁基粉末混合，以使由用于合并到烧结合金中的硬粒子构成的粉末分散在构成基质的铁基粉末中。硬粒子含量此时更优选为整个混合粉末的10至60质量％。
通过它们分散在烧结合金的基质中，硬粒子构成了提高烧结合金的耐磨性的硬相。当硬粒子相对于烧结合金的比例小于10质量％时，该烧结合金的耐磨性不令人满意。当硬粒子相对于烧结合金的比例超过60质量％时，该烧结合金表现出提高的对对接部件或结构的侵略性，此外，损害了硬粒子在烧结合金中的留着性。
混合粉末含有15至60质量％由硬粒子构成的粉末和0.2至2质量％的石墨粉，且该粉末的余量含有成为耐磨铁基烧结合金的基质的铁基粉末(例如纯铁粉或低合金钢粉)。该低合金钢粉是例如Fe-C基粉末。这种低合金钢粉例如由0.2至5质量％的C及余量的Fe和不可避免的杂质构成，其中以该低合金钢粉为100质量％。
将该混合粉末模压成生压坯。如上所述，这一实施方案的硬粒子比传统硬粒子软。因此，这一实施方案的硬粒子提供了通过压实制成的模制品的提高的密度，并可以提高与作为基质原材料的铁基粉末的接触面积。
将这种生压坯烧结。此时，提高了铁从含铁基质向硬粒子中的扩散。此外，由于比传统硬粒子更加限制了添加到硬粒子中的碳，石墨粉中的碳扩散到硬粒子中且硬粒子的硬度随之提高。
可以使用大约1050至1250℃/特别是大约1100至1150℃的烧结温度。在这些烧结温度下的烧结时间可以为30分钟至120分钟，更优选45至90分钟。可以使用非氧化气氛(例如惰性气氛)作为烧结气氛。可以使用氮气气氛、氩气气氛或真空气氛作为非氧化气氛。
此外，通过烧结产生的铁基烧结合金的基质优选含有含珠光体的结构以确保其硬度。含珠光体的结构可以是珠光体结构、珠光体-奥氏体混合结构、珠光体-铁氧体混合结构或珠光体-渗碳体混合结构。低硬度铁氧体的含量优选低，以确保耐磨性。基质的硬度可以为大约Hv 120至300。可以通过例如基质的组成、热处理条件和碳粉添加量调节基质的硬度。这种组成和硬度不限于上文指出的数值范围，只要不降低硬粒子与基质之间的粘合并且只要不降低耐磨性即可。上述方法可以提供由大约6至25质量％的Mo、大约1至5质量％的Mn和不多于2质量％的C以及余量的铁和不可避免的杂质构成的烧结合金。
通过这一实施方案中的上述烧结合金形成内燃机的排气阀的阀座。内燃机的排气阀的阀座在高温气氛中使用。因此，在阀座处发生的磨损是在阀与阀座接触时的粘着磨损和归因于阀座与阀之间的滑动的磨料磨损的组合。甚至在这种情况下，也可以提高硬粒子的硬度而不损害硬粒子的固体润滑。因此与传统可实现的相比可以进一步改进阀座的耐磨性。
下面描述具体实施本发明的实施例以及对比例。
(实施例1至7)
通过下面描述的方法制备由硬粒子构成的粉末。该硬粒子由20至60质量％的Mo、3至15质量％的Mn和0至0.5质量％的C以及余量的Fe和不可避免的杂质构成。通过使用惰性气体(氮气)对具有图1中所示的组成的熔体进行气雾化法，制造合金粉末。将该合金粉末分级为45微米至180微米范围随之制成硬粒子的粉末。
(对比例1)
如实施例1至7中制造由硬粒子构成的粉末。对比例1与实施例1至7之间的区别在于，在前一情况中添加1.5质量％的C，在0至0.5质量％的C的范围外。
(对比例2和3)
如实施例1至7中制造由硬粒子构成的粉末。对比例2和3与实施例1至7之间的区别在于，在对比例2中添加15质量％的Mo，在对比例3中添加70质量％的Mo，在每种情况中在20至60质量％的Mo的范围外。
(对比例4)
如实施例1至7中制造由硬粒子构成的粉末。对比例4与实施例1至7之间的区别在于，在前一情况中添加1.5质量％的C，这在0至0.5质量％的C的范围外，也添加12质量％的Ni。
(对比例5)
如实施例1至7中制造由硬粒子构成的粉末。对比例5与实施例1至7之间的区别如下：制成的合金块含有63质量％的Mo，这在20至60质量％的Mo的范围外，并另外含有1.1质量％的Si；也通过合金块的粉碎进行制造。通过对比例5的制造方法制造传统铁钼硬粒子。
(对比例6)
如实施例1至7中制造由硬粒子构成的粉末。对比例6与实施例1至7之间的区别在于，基于图1中为对比例6给出的制造条件制造硬粒子。
<初始氧化温度的测量>
将根据实施例1至7和对比例1至6的硬粒子粉末在气氛中加热以实现氧化，并测量伴随着氧化的增重突发时的温度。取增重突发时的这种温度作为氧化开始温度。在图1中给出这些结果。
<硬度测试>
使用显微Vickers硬度试验机和0.98N(0.1kgf)的测量荷载测量根据实施例1至7和对比例1至6的硬粒子的硬度。在图1中给出这些结果。
[结果1]
如图1中所示，与根据对比例1的硬粒子相比，根据实施例1至7的硬粒子更容易由Mo形成氧化膜。其原因被认为是不添加C或仅添加少量C。
此外，根据实施例1至7的硬粒子具有比根据对比例1和4的硬粒子低的硬度。其原因被认为是由于不添加C或仅添加少量C，阻碍在硬粒子中形成Mo碳化物。
将硅添加到根据对比例5的硬粒子中并将Co添加到根据对比例6的硬粒子中。这被认为为根据对比例5和6的硬粒子提供了比根据实施例1至7的硬粒子高的硬度。基于此，根据实施例1至7的硬粒子被认为具有比根据对比例1和3至6的硬粒子高的在压实过程中的可模压性。
此外，根据实施例1至7的硬粒子具有比对比例6的硬粒子低的初始氧化温度并因此具有提高的氧化能力。其原因是具有低初始氧化温度的Mo(在80至200目粒度下大约340℃)的量提高和具有高初始氧化温度(在145目粒度下大约500℃)的Cr的量降低。
根据对比例2的硬粒子具有比实施例1至7中低的Mo含量并因此阻碍Mo氧化膜的形成。因此最终降低了烧结合金的耐磨性(参考下列对比例9)。
(实施例8至19)
混合下述成分：15至60质量％的由如上所述的根据实施例2的硬粒子构成的粉末和0.2至2质量％石墨粉以及余量的将构成基质的纯铁粉，由此制备混合粉末。具体而言，使用混合机以图2中所示的比例混合由硬粒子构成的粉末、石墨粉和纯铁粉以制备充当混合原材料的混合粉末。
将如上所述掺合的混合粉末引入模具中并在78.4×107Pa(8tonf/cm2)的压缩力下压实以形成环形生压坯(试样)。将该生压坯在惰性气氛(氮气气氛)中在1120℃下烧结60分钟以形成相当于试样的烧结合金(阀座)。
(实施例20至25)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。实施例20至25与实施例8至19的区别主要在于两点。实施例20至25使用根据实施例1和3至7的硬粒子。在实施例20至25中，通过以图2中所示的比例混合由硬粒子构成的粉末、石墨粉和纯铁粉、然后烧结，制造烧结合金。
(对比例7)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。对比例7与实施例8至19的区别在于其使用由对比例1的硬粒子(其中已添加1.5质量％的C的硬粒子，在0至0.5质量％的C的范围外)作为硬粒子构成的粉末。
(对比例8)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。对比例8与实施例8至19的区别在于其使用由对比例3的硬粒子(其中已添加70质量％的Mo的硬粒子，在20至60质量％的Mo的范围外)作为硬粒子构成的粉末。
(对比例9)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。对比例9与实施例8至19的区别在于其使用由对比例2的硬粒子(其中已添加15质量％的Mo的硬粒子，在20至60质量％的Mo的范围外)作为硬粒子构成的粉末。
(对比例10)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。与实施例8至19的区别在于使用由含有40质量％的Mo、0质量％的Mn和1.5质量％的C的硬粒子(制备成在3至15质量％的Mn范围外的硬粒子)作为硬粒子构成的粉末。对比例10相当于前述JP 2001-181807A中所示的硬粒子。
(对比例11和12)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。与实施例8至19的区别在于如图2中所示将硬粒子粉末相对于混合粉末的比例设定在15至60质量％之外。硬粒子粉末的比例在对比例11中为65质量％，而硬粒子粉末的比例在对比例12中为10质量％。
(对比例13和14)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。与实施例8至19的区别在于如图2中所示将石墨粉相对于混合粉末的比例设定在0.2至2质量％之外。石墨粉的比例在对比例13中为0质量％，而石墨粉的比例在对比例14中为3质量％。
(对比例15至17)
如实施例8至19中那样制造烧结合金(阀座)。对比例15至17与实施例8至19的区别在于它们使用根据对比例4至6的硬粒子。
<拉伸试验>
制造根据实施例8至25和对比例7至17的烧结合金的试件。通过根据JIS Z 2241对试件进行拉伸试验(20℃条件)，测量拉伸强度。在图2中给出这些结果。
<磨损试验>
通过使用图3中的试验装置对根据实施例8、14、15和20和对比例7、9和12至17的烧结合金进行磨损试验，评估耐磨性。在这种磨损试验中，如图3中所示，使用丙烷燃气喷嘴10作为热源，并为由如上所述制造的烧结合金构成的环形阀座12与阀13的阀面14之间的滑动区建立丙烷气体燃烧气氛。阀面14已经过对SUH 11的软氮化处理。将阀座12的温度控制为250℃并在阀座12与阀面14接触时由弹簧16施加176N(18kgf)的荷载。使阀座12与阀面14以2000次/分钟的速率接触，该磨损试验运行8小时。结果显示在图2中。
<硬度试验>
使用显微Vickers硬度试验机在0.98N(0.1kgf)的测量荷载下测量根据实施例15至17和25和对比例7、13、16和17的烧结合金的硬粒子硬度。在图2中给出这些结果。
[结果2：各元素的添加量]
根据实施例8至25的烧结合金表现出比根据对比例7和8的烧结合金(其使用已添加大量Mo或C的硬粒子)高的拉伸强度。其原因估计是，由于根据实施例8至25的烧结合金中所用的硬粒子(根据实施例1至7的硬粒子)比根据对比例7和8的烧结合金中所用的硬粒子(根据对比例1和3的硬粒子)软，生压坯的可模压性改进。
使用根据对比例4的硬粒子的根据对比例15的烧结合金具有比缺少Ni的对比例7中高的拉伸强度——由硬粒子中存在的Ni扩散到基质中造成。根据实施例16的烧结合金尽管不含Ni，仍具有与对比例15中几乎相同的拉伸强度。
在根据实施例15至17的烧结合金中使用根据实施例2的硬粒子。根据实施例2的硬粒子的硬度在烧结后更高。其原因被认为是，由于对根据实施例2的硬粒子的C含量的限制，来自石墨粉的碳在烧结过程中更容易固溶扩散到硬粒子中。另一方面，在使用对比例1的硬粒子的对比例7的情况中，硬粒子的硬度在烧结后降低。其原因被认为是，由于根据对比例1的硬粒子中的C含量比根据实施例1至7的硬粒子中大，几乎完全不存在上述现象。
在根据对比例9的烧结合金中使用根据对比例2的硬粒子。对比例9中的硬粒子具有比实施例1至7的硬粒子低的Mo含量。这被认为导致根据对比例9的烧结合金的磨料磨损高于根据实施例1至7的烧结合金。
基于这些结果，在将C添加到硬粒子中时，其含量优选不多于0.5质量％，更优选不多于0.4质量％。此外，硬粒子中的Mo含量优选为20至60质量％，更优选22至55质量％。
在根据对比例10的烧结合金中使用不含Mn的硬粒子。对根据实施例15和对比例10的烧结合金进行元素分析。看出Mn扩散到实施例15的烧结合金的含铁基质中，而没有观察到Mn扩散到对比例10的烧结合金的含铁基质中。基于这些结果，认为烧结合金的拉伸强度提高，因为通过硬粒子中存在的Mn在烧结过程中扩散到含铁基质中，可以提高硬粒子与含铁基质的粘合强度。
[结果3：硬粒子粉末的比例]
对比例11的烧结合金中的硬粒子比例比实施例8至25中大。因此，提高了压实过程中硬粒子之间的接触并降低了硬粒子与构成基质的铁粒子之间的烧结能力。这被认为导致根据对比例11的烧结合金的拉伸强度降低。另一方面，对比例12的烧结合金的硬粒子比例比实施例8至25中小。可以推定，这导致硬粒子对耐磨性的作用不足。考虑到上述情况，硬粒子粉末相对于混合粉末的比例优选为15至60质量％，更优选为20至55质量％。
[结果4：石墨粉的比例]
根据对比例13的烧结合金在含铁基质中具有提高的铁氧体的量，因为在这种情况中石墨粉的比例比实施例8至25中低。在对比例14的烧结合金的情况中，石墨粉的比例比实施例8至25中大，且硬粒子中的C提高并发生一定的熔融。在任一情况下，这都被认为导致对比例13和14中的烧结合金的拉伸强度降低。考虑到上述情况，石墨粉的比例被认为优选为0.2至2质量％，更优选为0.5至2质量％。
[结果5]
根据对比例16和17的烧结合金含有Si并因此具有比实施例8至25的烧结合金低的拉伸强度。对比例16和17的烧结合金的硬粒子粘合性被认为较低，因为它们的硬粒子比根据实施例8至25的烧结合金中的硬。这被认为导致根据对比例16和17的烧结合金的磨损量比实施例8、14、15和20的烧结合金大。
上文已特别描述了本发明的实施方案；但是，本发明不受这些实施方案限制。可以进行各种设计变动。
实施方案的烧结合金非常适合用作在高温环境中使用的涡轮增压器的废气旁通阀中，或用在压缩天然气或液化石油气供能的发动机的阀门机构(例如阀座或阀导管)中。
Claims (4)
1.用于合并到烧结合金中的硬粒子，其由下述成分组成：
20至60质量％的Mo；
3至15质量％的Mn；和
由Fe和不可避免的杂质组成的余量。
2.用于合并到烧结合金中的硬粒子，其由下述成分组成：
20至60质量％的Mo；
3至15质量％的Mn；
大于0.01至0.5质量％的C；和
由Fe和不可避免的杂质组成的余量。
3.耐磨铁基烧结合金，其如下获得：
在成为基质的铁基粉末中混入由根据权利要求1或2的硬粒子构成的粉末，使得所述硬粒子分散，由此获得混合粉末；和
烧结所述混合粉末，
其中所述耐磨铁基烧结合金包含相对于所述耐磨铁基烧结合金的15至60质量％的硬粒子。
4.制造耐磨铁基烧结合金的方法，其包括：
获得混合粉末，其中将成为基质的铁基粉末与0.2至2质量％的石墨粉和15至60质量％的由根据权利要求1或2的硬粒子构成的粉末混合；
压实所述混合粉末；和
烧结所述压实的混合粉末，同时使石墨粉的碳扩散到所述硬粒子中。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
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| C06 | Publication | ||
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Granted publication date: 20170308 |