CN104593668A - 耐磨损性铁基烧结金属及内燃机用阀座 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种耐磨损性铁基烧结金属，其按重量比含有Mo：0.0025～2.0%及C：0.2～1.2%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95：5～5：95，利用该耐磨损性铁基烧结金属形成阀座，从而通过由硬度较低的珠光体或珠光体与先共析铁素体形成基体相，从而提高切割性，同时通过阀闭合时的负载使上贝氏体塑性硬化，从而硬度增加，耐磨损性提高。

Description

耐磨损性铁基烧结金属及内燃机用阀座

技术领域

本发明涉及一种耐磨损性铁基烧结金属及使用该耐磨损性铁基烧结金属的内燃机用阀座。

背景技术

当前，针对使用耐磨损性铁基烧结金属而制成的内燃机用的阀座，要求其具有下述特性，即，通过与阀组合而保证燃烧室的气密性，并且在高温干燥的环境下的耐磨损性较高，对阀的攻击性较低且具有优异的切割性。

另外，近年来，为了应对环境问题，提高发动机输出性能及降低燃料费用变得不可欠缺，针对阀座的使用环境，要求在高温化、高表面压力化之外，高导热性及低热膨胀性等各种条件都要提高。

根据上述状况，已知一种在基体相中使硬质粒子分散的珠光体和贝氏体构成的混合组织的铁基烧结合金材料，将其用于制造阀座（例如，参照日本特开平11－021659）。该铁基烧结合金材料中，含有硬质粒子的基体部的组成为含有C：0.7～1.6%、Si：0.1～1%、Mn：0.05～1%、Cr：1～8%、Mo：1～10%、V：0.1～2%及Co：1～20%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。

在该铁基烧结合金材料中，分散有5～25%的、粒径为10～150μm的由Cr－Mo－Si－Co类金属间化合物等构成的硬质粒子，以及0.1～7%的、粒径为1～50μm的由CaF2等构成的固体润滑剂粒子。另外，铁基烧结合金材料的基体部的组织，将除硬质粒子之外的基体总面积设为100%来计算面积率，则形成40～90%的珠光体、7～40%的贝氏体和3～20%富Co高合金相。基于该构造，铁基烧结合金材料的切割性优异，对其它部件的攻击性降低，耐磨损性优异。

但是，在日本特开平11－021659所记载的耐磨损性铁基烧结合金材料中，虽然切割性优异，但另一方面，存在贝氏体相中析出的碳化物的疏密程度无法得到适当的耐磨损性这一问题。即，在从贝氏体相析出的碳化物的密度过小的情况下，无法得到充分的耐磨损性，另外，在碳化物的密度过密的情况下，存在下述问题，即，加工硬化变小，形成无法得到高耐磨损性的下贝氏体、或者虽具有较高耐磨损性但对其它部件的攻击性较高的马氏体。

发明内容

本发明提供一种取消添加硬质粒子，且切割性和耐磨损性这两者都优异的耐磨损性铁基烧结金属。

本发明的第1方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属，按重量比含有Mo：0.0025～2.0%及C：0.2～1.2%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

在这里，Mo的含有比例为0.0025～2.0%的理由如下所示。Mo是提高耐磨损性及淬火性的原料，如果重量比低于0.0025%，则无法得到充分的效果，另外，如果重量比超过2.0%，则密度急剧下降，无法得到充分的耐磨损性。

另外，C的含有比例为0.2～1.2%的理由如下所示。C是在烧结时形成碳化物而提高耐磨损性的原料，如果重量比低于0.2%，则无法得到充分的硬度，另外，如果重量比超过1.2%，则在烧结后冷却时，大量产生从奥氏体析出的高硬度的渗碳体即先共析渗碳体，对其它部件的攻击性增加的同时，不利于切割性。

如果以上述范围含有Mo及C，则通过对从烧结温度开始进行冷却的冷却速度适当地进行控制，从而得到构成耐磨损性铁基烧结金属中的上贝氏体和珠光体、或者珠光体和先共析铁素体的面积比为95:5～5:95的混合层的金属组织。在该金属组织中，珠光体、或珠光体和先共析铁素体的混合物，与上贝氏体相比更柔软且具有更优异的切割性，上贝氏体在塑性硬化之前，具有与珠光体、或珠光体和先共析铁素体的混合物相比略高的硬度，切割性优异，并且通过持续反复与其它部件进行伴随着碰撞的抵接，从而快速地大幅深入地发生塑性硬化，由此具有优异的耐磨损性。

由此，上述结构的本发明所涉及的耐磨损性铁基烧结金属，取消添加硬质粒子，且具有优异的切割性和优异的耐磨损性。

另外，耐磨损性铁基烧结金属也可以在制造时，将按重量比含有Mo：0.5～2.0%且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的第1粉末、以及由Fe及不可避免的杂质构成的第2粉末进行混合。

根据该构成，耐磨损性铁基烧结金属通过在烧结时含有Mo，从而使第1粉末形成上贝氏体，第2粉末形成珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物而构成基体，由此，切割性及耐磨损性都优异。

另外，耐磨损性铁基烧结金属也可以在制造时，将按重量比含有Mo：0.5～2.0%且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的第1粉末、以及按重量比含有V：0.02～1.5%且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的第2粉末进行混合。

根据该结构，耐磨损性铁基烧结金属通过在第2粉末中含有V，从而在由第2粉末形成的珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物内具有适当微小化的V碳化物的结晶颗粒，并且V碳化物相对于第1粉末成为充分分散的状态，具有适当的耐磨损性。

另外，耐磨损性铁基烧结金属也可以是所述第1粉末的粒径为50～250μm。

根据该结构，耐磨损性铁基烧结金属通过在珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物内分散生成粒径尺寸可以承受碰撞负载的适当大小的颗粒状上贝氏体，从而具有更优异的耐磨损性。

本发明的第2方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属，按重量比含有Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、V：0.02～4.0%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

V的含有比例为0.02～4.0%的理由如下所示。V具有使结晶颗粒微小化的作用，如果重量比低于0.02%，则无法得到充分的效果，如果重量比超过4.0%，则大量形成高硬度的V碳化物，对其它部件的攻击性增加。

如果含有V的范围为0.02～4.0%，则结晶组织不含有马氏体，成为上贝氏体和珠光体、或珠光体和先共析铁素体混合而成的混合物。耐磨损性铁基烧结金属具有抑制了对其它部件的攻击性的优异的耐磨损性、及优异的切割性，并且成为V碳化物的结晶颗粒被适度地微小化的状态，具有抑制了对其它部件的攻击性的优异的耐磨损性。

本发明的第3方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属，按重量比含有Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、Cr：0.05～2.0%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

Cr的含有比例为0.05～2.0%的理由如下所示。Cr具有使CCT线图的珠光体区域向冷却速度较慢一侧迁移且使贝氏体区域扩大的作用。如果Cr的含有比例低于0.05%，则该作用不够明显，如果超过2.0%，则容易大量生成硬质的马氏体，使切割性恶化。

如果含有Cr的范围为0.05～2.0%，则结晶组织不含有马氏体，成为上贝氏体和珠光体、或珠光体和先共析铁素体混合而成的混合物，具有抑制了对其它部件的攻击性的优异的耐磨损性、及优异的切割性，并且成为V碳化物的结晶颗粒被适度地微小化的状态，具有抑制了对其它部件的攻击性的优异的耐磨损性。

另外，本发明的第4方式为使用上述耐磨损性铁基烧结金属而制造出的内燃机用阀座。

根据该构成，内燃机用阀座具有优异的切割性，并且具有优异的耐磨损性和较高的耐久性。

根据本发明，能够提供一种耐磨损性铁基烧结金属及内燃机用阀座，其取消添加硬质粒子，且切割性和耐磨损性这两者都优异。

附图说明

图1是将本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属应用于阀座上的汽缸头的要部的剖面图。

图2是将本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属所涉及的金属组织的上贝氏体初始硬度和硬化后的硬度、与对比例所涉及的金属组织的下贝氏体的初始硬度和硬化后的硬度进行比较的图。

图3是将本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属所涉及的金属组织的上贝氏体的磨损量、与对比例所涉及的金属组织的珠光体及下贝氏体的各磨损量进行比较的图。

图4是说明将本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属应用于阀座上的情况下的表面压力硬化的示意图。

图5A～5C是将本发明的实施方式所涉及的金属组织仅由上贝氏体构成的耐磨损性铁基烧结金属、以及对比例所涉及的金属组织仅由下贝氏体构成的耐磨损性铁基烧结金属进行比较的图，

图5A是将上贝氏体和下贝氏体的压缩残留应力与表面深度之间的关系进行比较的曲线图，

图5B是上贝氏体的表面（滑动面）附近的剖面图，

图5C是下贝氏体的表面（滑动面）附近的剖面图。

图6是表示本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的Mo的重量比与密度之间的关系的图。

图7是表示本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的C的重量比、与轴向（图1所示的阀座的轴向）磨损量之间的关系的图。

图8是表示对由本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属构成的、上贝氏体和珠光体中的上贝氏体的比例渐次变化的7种阀座，在安装于汽缸头上且使发动机启动一定时间后发生的阀和阀座的轴向磨损量的图。

图9A～9D是表示本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的珠光体基体中的上贝氏体的分散状态的示意图、以及其结晶构造的说明图。

图10是表示本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属从初始硬度发生塑性硬化的基体的磨损的说明图。

图11是表示本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的初始硬度为上贝氏体比基体更硬的情况下的与表面压力之间的关系的说明图。

图12是表示本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的初始硬度为基体比上贝氏体更硬的情况下的与表面压力之间的关系的说明图。

图13A是表示本发明的实施例的耐磨损性铁基烧结金属中，上贝氏体和珠光体的按组织区分的面积比的组合中的轴向磨损量的关系的图表。

图13B是表示本发明的实施例的耐磨损性铁基烧结金属中，珠光体和先共析铁素体的混合粉末与上贝氏体的按组织区分的面积比的组合中的轴向磨损量的关系的图表。

图14是本发明的实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的合金粉末成型时与成型后的材料分散状态的说明图。

图15是表示对比例的耐磨损性铁基烧结金属中的按组织区分的面积比的组合中的轴向磨损量的关系的图表。

图16是表示下贝氏体的初始硬度比基体更硬的情况下的与表面压力之间的关系的说明图。

图17是以阀和阀座的比例示出图13A～13B及图15所示的实施例及对比例所涉及的耐磨损性铁基烧结金属的按组织区分的面积比的组合中的轴向磨损量之间的关系的图。

图18是以阀和阀座的比例示出本发明的实施例及对比例所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的Mo重量比与轴向磨损量之间的关系的图。

图19是以阀和阀座的比例示出本发明的实施例所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中含有V和C的情况下的与轴向磨损量之间的关系的图。

图20是以阀和阀座的比例示出本发明的实施例及对比例所涉及的耐磨损性铁基烧结金属中的V的重量比与轴向磨损量之间的关系的图。

具体实施方式

下面，参照附图，说明本发明所涉及的耐磨损性铁基烧结金属及阀座的实施方式。

图1至图18是用于说明本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属及阀座的图。图1示出汽缸头的要部的剖面图。在图1中，发动机（省略整体图）的汽缸头1的底面侧设置有由耐磨损性铁基烧结金属制造的阀座2。即，本实施方式的阀座2是将一次成型品的耐磨损性铁基烧结金属通过切削加工或研磨加工而形成规定的形状。

汽缸头1利用其底面对燃烧室3的一部分进行密封，形成有向燃烧室3开口的排气通路4。燃烧室3的开口由设置在汽缸头1上的排气阀（以下称为阀）5开闭。另外，阀5的轴部5a和汽缸头1之间具有阀引导部6，其支撑阀5的轴部5a使之能够沿轴线方向运动。

阀5通过阀弹簧7的拉伸力而在平时利用阀体5b闭合排气通路4的开口。

阀座2嵌入汽缸头1的底面，在排气通路4闭阀时，阀5的阀体5b落位于其上。

阀座2由本实施方式所涉及的耐磨损性铁基烧结金属烧制成一次成型品，然后将成为阀5的落位部分（抵接阀5的部分）的内周壁面部的一部分进行倒角状切削加工而形成。

以下，说明构成阀座2的耐磨损性铁基烧结金属。

耐磨损性铁基烧结金属的结构为：按重量比含有Mo：0.0025～2.0%及C：0.2～1.2%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

耐磨损性铁基烧结金属优选按重量比含有V：0.02～4.0%，更优选按重量比含有Cr：0.05～2.0%、V：0.02～4.0%。此外，在以下的说明中，“%”全部表示重量%。

耐磨损性铁基烧结金属将多种粉末和润滑剂混合后在高温高压的条件下烧制成规定的一次成型品，并以规定的冷却速度冷却。

耐磨损性铁基烧结金属在含有上述的Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、且剩余部分为Fe及不可避免的杂质的情况下，例如将第1粉末、第2粉末、石墨（碳粉）和润滑剂构成的混合粉末作为烧结金属的原材料，第1粉末含有Mo：0.5～2.0%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，第2粉末为由Fe及不可避免的杂质构成的粉末。图14示出耐磨损性铁基烧结金属中的合金粉末成型时和成型后的材料分散状态。根据图14可知，合金粉末成型时和成型后的材料分散状态几乎不发生变化。

含有Mo的第1粉末可以使用Fe－Mo合金粉，第1粉末使用粒径为50～250μm的范围的粉末。Fe－Mo合金粉例如可以从Fe－0.5%Mo合金粉、Fe－1.5%Mo合金粉、Fe－2.0%Mo合金粉等中适当地选择。

含有Mo的第2粉末的粒径并没有特别限定，但可以选择与第1粉末的粒径的尺寸相同的粉末。

另外，本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属优选含有V：0.02～4.0%。即，耐磨损性铁基烧结金属除了含有上述Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%之外，还优选含有V：0.02～4.0%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。

V对基体相进行强化而提高耐磨损性。选择V：0.02～4.0%的理由在于，如果不足0.02%则硬度的增加程度较少，耐磨损性劣化。另一方面，如果超过4.0%，则硬度过大而对其它部件的攻击性增加。根据上述情况，使得V为0.02～4.0%的范围。

该情况下的耐磨损性铁基烧结金属的原材料例如将第1粉末、第2粉末、石墨和润滑剂的混合粉末作为烧结金属的原材料，第1粉末含有Mo：0.5～2.0%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，第2粉末含有V：0.02～1.5%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质的粉末。

此外，本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属还优选含有Cr：0.05～2.0%。即，耐磨损性铁基烧结金属除了含有上述Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、V：0.02～4.0%之外，还优选含有Cr：0.05～2.0%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。此外，由于Cr容易形成上贝氏体组织，所以要考虑Mo量、C量、V量、烧结后的冷却速度而进行添加。

该情况下的耐磨损性铁基烧结金属的原材料例如将第1粉末、第2粉末、石墨、润滑剂的混合粉末作为烧结金属的原材料，第1粉末含有Mo：0.5～2.0%、剩余部分为Fe及不可避免的杂质，第2粉末含有V：0.02～1.5%、剩余部分为Fe及不可避免的杂质，Cr可以包含在第1粉末或第2粉末中，或者也可以将Cr粉末与第1及第2粉末混合。

设为Cr：0.05～2.0%的理由在于，如果不足0.05%，则硬度降低而容易对耐磨损性产生恶劣影响。另一方面，如果超过2.0%，则硬度过大而对其它部件的攻击性增加。由此，通过以Cr：0.05～2.0%的范围进行配比，总而能够在烧结时抑制产生马氏体的同时使冷却速度降低，能够扩大贝氏体区域。

本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属，使用将第1粉末、第2粉末、石墨和润滑剂的重量比以例如49：49：1：1的方式进行混合且充分搅拌后得到的原材料。耐磨损性铁基烧结金属通过下述方法制造，即，将该原材料填充在模具中，利用成型挤压机等压缩·成型而形成压坯，将该压坯在例如1120℃的氮气气氛中烧结，在烧结后以例如100℃/min的冷却速度冷却至常温。此外，润滑剂可以使用例如硬脂酸锌。润滑剂在烧制过程中蒸发散逸，并不包含在烧结金属中。

通过从1120℃冷却至常温，耐磨损性铁基烧结金属的由第1粉末成为上贝氏体的Fe－Mo硬质粒子在基体相内分散生成。另外，耐磨损性铁基烧结金属没有形成Fe－Mo硬质粒子的第1粉末的Fe及第2粉末的Fe成为先共析渗碳体及Fe－V组分的珠光体，从而生成基体相。

以下，进一步详细说明。通常，贝氏体（bainite）是将碳素钢从奥氏体状态开始冷却，在发生珠光体相变的温度区域和开始马氏体相变的温度（Ms点）之间的温度区域进行恒温保持时产生的组织。在含有Mo等合金元素的钢中，不仅在上述的恒温保持中产生贝氏体，在中等程度的速度下连续冷却时也产生贝氏体。

贝氏体大致区分为：在以恒温处理温度450～550℃程度处理后呈现接近珠光体的黑色羽毛状组织的上贝氏体、以及以低于前述温度的更接近Ms点的温度下处理后呈现接近马氏体的针状组织的下贝氏体。

如图2所示，上贝氏体具有初始硬度低于下贝氏体、且塑性硬化后的硬度高于下贝氏体的组织特性。并且，如图3所示，塑性硬化后的上贝氏体（上B）具有与珠光体（P）或下贝氏体（下B）相比磨损量（μm）较低的组织特性。

珠光体（pearlite）通常是将碳素钢从奥氏体状态开始冷却，在缓慢冷却至发生珠光体相变的温度区域后时产生的组织，是薄板状的铁氧体和渗碳体交错排列而成的组织。

珠光体如图3所示，其具有下述组织特性：与上贝氏体相比磨损量较高，并且与上贝氏体相比塑性硬化较难。

由此，本发明人针对上贝氏体得到上述新发现。

即，上贝氏体在初始硬度下能够容易地进行切削加工等的基础上，对其进行加工的加工刀具不易损伤，能够有助于刀具寿命延长。另外，上贝氏体在硬化后磨损量较小。另外，上贝氏体在硬化后磨损量较低。由此，例如图4所示，在通过阀5使排气通路4从开阀状态变为闭阀状态时、即利用阀体5b快速落位于阀座2上的表面压力而组织硬化（塑性硬化）。同时，阀座2的表面粗糙度降低（密度提高）而确保耐磨损性，能够抑制阀座2磨损。即，由于表面的粗糙度不同，磨损特性大幅变化。

上贝氏体在用于阀座2的使用环境下，与珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物以及下贝氏体相比，塑性硬化量及硬化深度大，耐磨损性优异。

更具体地说，如图5A所示，压缩残留应力（MPa）随着表面深度（μm）越深，对疲劳强度越不利。而且，如图5B所示，上贝氏体与图5C所示的下贝氏体相比，疲劳强度方面有利，且还能得到相对于表面深度的变化较小这一结果。即，在将耐磨损性铁基烧结金属应用于阀座2的情况下，由于在磨损现象中包括表面压力导致的疲劳破坏（塑性变形），所以塑性硬化至深层内部比较有利。

因此，考虑上述上贝氏体的特性，在本实施方式中，用按重量比含有Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、剩余部分为不可避免的杂质和Fe的金属组织的上贝氏体及珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物形成的耐磨损性铁基烧结金属构成阀座2。

即，Mo是能够提高耐磨损性且能提高淬火性的原料。此时，如果Mo的质量比低于0.0025%，则难以充分得到上述效果，如图6所示，如果超过2.0%，则密度急剧降低，无法得到充分的耐磨损性。根据这一情况，将Mo设为0.0025～2.0%的范围。

另外，C是能够在烧结时形成碳化物的同时提高耐磨损性的原料。此时，如图7所示，如果C的重量比低于0.2%，则轴向磨损量急剧上升，无法得到充分的耐磨损性。如果超过1.2%，则由于在烧结后冷却时，生成从奥氏体析出的高硬度的渗碳体即粗大的先共析渗碳体，不利于切割性，同时对其它部件的攻击性增加。根据上述情况，将C设为0.2～1.2%的范围。

如果以上述范围含有Mo及C，则通过对从烧结温度进行冷却的冷却速度进行适当控制，能够得到构成为上贝氏体与珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合层的金属组织的耐磨损性铁基烧结金属，在形成上贝氏体与珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物之间的面积比为95：5～5：95的混合层的金属组织的情况下，切割性和耐磨损性均优异。在该金属组织中，珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物与上贝氏体相比更软、具有优异的切割性，上贝氏体在塑性硬化之前具有较低硬度，切割性优异，并且通过与其它部件之间滑动接触而深层地塑性硬化，而具有优异的耐磨损性。

在本实施方式中，将耐磨损性铁基烧结金属中的上贝氏体与珠光体之间、或珠光体和先共析铁素体之间的面积比限定为95：5～5：95的范围内的理由如下所示。如果例如图8所示，将上贝氏体和珠光体之间的面积比为上贝氏体的比例不足5mass%时，则轴向磨损性急剧变高，耐磨损性降低。另外，如果上贝氏体的比例超过95mass%，则对其它部件的攻击性变高。

在本实施方式中，耐磨损性铁基烧结金属是将相对于整体的重量含有Mo：0.5～2.0%Mo且剩余部分为Fe及不可避免的杂质所构成的第1粉末、由Fe及不可避免的杂质构成的第2粉末、石墨和润滑材料混合而成的混合粉成型，这几种粉末的重量比为49：49：1：1。在这里，耐磨损性铁基烧结金属通过烧结成型后冷却，从而使第1粉末全部成为上贝氏体，第2粉末全部成为珠光体或珠光体和先共析铁素体。

在本实施方式中，耐磨损性铁基烧结金属的一种制造原料即第1粉末的粒径被限定为50～250μm的范围。该限定基于下述理由。如果以第1粉末的粒径为不足50μm的条件烧制耐磨损性铁基烧结金属，则所生成的上贝氏体的粒径过小，无法得到充分的耐磨损性。另外，如果以第1粉末的粒径为250μm以上的条件烧制耐磨损性铁基烧结金属，则所生成的上贝氏体的粒径过大，作为基体的珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物中的上贝氏体的分散密度降低。在上贝氏体的密度降低的情况下，耐磨损性铁基烧结金属容易露出珠光体或珠光体和先共析铁素体，耐磨损性降低。由于第2粉末即珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物构成基体，所以无需特别地考虑粒径。

在本实施方式中，通过将成型时的烧结温度设为1100～1200℃，将成型时烧结后的冷却速度设为40～150℃/min的范围，从而不会生成下贝氏体及马氏体，能够得到具有上贝氏体及珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物的耐磨损性铁基烧结金属。

图9A示出将Fe－1.5%Mo合金粉、Fe粉、C粉、润滑剂以重量比成为49：49：1：1的方式混合搅拌的材料成型，并在1120℃的氮气气氛中烧结后以100℃/min冷却的情况下的要部的示意图。

图9A所示的阀座2具有金属组织仅由上贝氏体2a及珠光体（基体）2b的混合相构成的组织。耐磨损性铁基烧结金属中，从第1粉末形成上贝氏体2a的Fe－Mo硬质粒子，分散生成在从第2粉末形成作为基体相的珠光体2b中。另外，耐磨损性铁基烧结金属中，没有形成Fe－Mo硬质粒子的第1粉末的Fe及第2粉末的Fe形成珠光体，从而生成基体2b。

此时，上贝氏体2a的晶体构造如图9B、9C所示，珠光体2b的晶体构造如图9D所示。在上贝氏体2a的晶体构造中，图9B中的表观硬度为220（HV10）、显微硬度为270（HV0.025），在图9C中的表观硬度为250（HV10）、显微硬度为390（HV0.025），其差异是由于烧结前的压缩成型力的不同导致的。

如图10所示，由耐磨损性铁基烧结金属构成的阀座2，在实际设备中由于从阀5承受的表面压力而珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物（基体）2b优先被磨损，在上贝氏体2a上施加较高的表面压力，例如上贝氏体2a从初始硬度270HV开始快速塑性硬化至600HV附近，从而能够作为硬质相而实现硬质粒子的功能。

如图11所示，在珠光体或珠光体和先共析铁素体的混合物（基体）2b中分散的上贝氏体2a，在实际设备中由于来自阀5的负载（表面压力）而快速地、深层且大幅度地塑性硬化。

如上所述，本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属不含有硬质粒子，仅由提高了碳化物的密度的上贝氏体构成。即，本实施方式的耐磨损性铁基烧结金属，仅由与珠光体或下贝氏体相比初始硬度较小且大幅深层地进行塑性硬化的上贝氏体构成，所以切割性优异，对其它部件的攻击性较小，由此，能够易于加工为阀座的同时，抑制加工刀具的寿命缩短，并且，在用作为阀座时，在阀落位时被阀撞击而快速大幅深层地塑性硬化，从而能够发挥优异的耐磨损性。

（实施例）作为实施例，尝试制作仅由贝氏体和珠光体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座，检查其耐磨损性。

如图11的示意图所示，对在珠光体的基体2b中分散有上贝氏体2a、仅由上贝氏体和珠光体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座的耐磨损性进行调查。如图11的示意图所示的金属组织的阀座2，阀5闭合时的负载由上贝氏体2a支撑，上贝氏体2a快速地深层大幅地塑性硬化。

如果如图12所示，在上贝氏体2a的初始硬度小于珠光体构成的基体2b的硬度的情况下，由于来自阀5的负载（表面压力）由珠光体2b承受，从而上贝氏体2a不进行塑性硬化，珠光体2b和上贝氏体2a同时发生磨损。但是，由于上贝氏体2a的初始硬度不会小于珠光体构成的基体2b的硬度，所以如图11的示意图所示，来自阀5的负载（表面压力）由上贝氏体2a承受。

如图13A所示，将与珠光体相关的Fe 100%粉末、Fe－1.5Mo%粉末、石墨（Gr）这3种粉末以第1～5号的5种比例进行混合，各自以1120℃的条件烧结为一次成型品后，以100℃/min的条件冷却后进行切削加工，得到第1～5号的实施品的阀座。另外，相同地，将Fe－0.25V%粉末、Fe－1.5Mo%粉末和石墨（Gr）以第6号、第7号这两种比例进行混合，各自以1120℃的条件烧结为一次成型品后，以100℃/min的条件冷却后进行切削加工，得到第6、7号的实施品的阀座。此外，Gr为石墨，为了确定烧结金属中的C量而使用1%以上。

另外，如图13B所示，将与珠光体和先共析铁素体相关的Fe 60%粉末、与上贝氏体相关的Fe－1.5Mo 40%粉末、石墨（Gr）这3种粉末作为第15号，将与珠光体和先共析铁素体相关的Fe－0.25V 60%粉末、与上贝氏体相关的Fe－1.5Mo 40%粉末、石墨（Gr）这3种粉末作为第16号，以上述比例进行混合，各自以1120℃的条件烧结为一次成型品后，以100℃/min的条件冷却后进行切削加工，得到作为实施品的阀座。此外，Gr为石墨，为了确定烧结金属中的C量而使用0.8%以上。

并且，如图1所示，将阀座及阀安装在汽缸头上，使发动机启动一定时间，对阀座及阀的轴向磨损量进行测量。

其结果，如图13A所示，7个与珠光体相关的实施品的阀座，第1号实施品的轴向磨损量示出62μm的最大值，第2～7号实施品均比该最大值小得多，具有优异的耐磨损性。

另外，如图13A所示，可知对于2个与珠光体和先共析铁素体相关的实施品的阀座，第15号实施品的轴向磨损量示出64μm的值，第16号实施品的轴向磨损量示出50μm的值，均具有优异的耐磨损性。

（对比例）作为对比例，尝试制作除了上贝氏体和珠光体这一组合之外的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座，调查耐磨损性。

在图15中，第8号是仅由下贝氏体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座，第9、10号是仅由上贝氏体和下贝氏体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座，第11号是仅由珠光体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座，第12～14号是仅由珠光体和下贝氏体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座。

将上述尝试制作的第8～14号对比品如图1所示安装在汽缸头上，使发动机启动一定时间，对阀座及阀的轴向磨损量进行测量。其结果为，第8～14号对比品的阀座均存在轴向磨损量较高、耐磨损性较差这一结果。

图16的示意图示出第13号阀座，与图11的示意图相比，是将图11的上贝氏体2a替换为下贝氏体2c。下贝氏体2c与珠光体相比更硬，与上贝氏体相比初始硬度较大，但塑性硬化仅在小范围内较浅地发生。利用下贝氏体2c支撑阀5闭合时的负载，由于来自阀5的负载（表面压力）由下贝氏体2c承受，下贝氏体2c的塑性硬化较少，从而下贝氏体2c和珠光体2b同时发生磨损。

图17是以阀和阀座的比例示出图13A、13B及图15所示的实施例及对比例所涉及的耐磨损性铁基烧结金属的按组织区分的面积比的组合与轴向磨损量之间的关系的曲线图。

根据图17可知，与除了上贝氏体和珠光体这一组合之外的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座即对比例（第8号～第14号）相比，仅由上贝氏体和珠光体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座即各实施例（第1号～第7号），及由上贝氏体、珠光体和先共析铁素体构成的耐磨损性铁基烧结金属制的阀座即各实施例（第15号、第16号），轴向磨损量都较小，耐磨损性优异。

（其它实施例和对比例）图18是针对作为对比例的Fe－0.5Mo－0.9C的情况及作为实施例的Fe－2.0Mo－0.9C这两种阀座，表示阀座及阀的轴向磨损量的柱状图。如该柱状图所示，如果Mo为0.5%以下，则轴向磨损量变高，如果Mo为2.0%以上，则对阀5的攻击性变高。

另外，如图19所示，其是对作为实施例的Fe－2.0Cr－0.5V－0.02Mo－0.9C的情况下的阀座，表示阀座及阀的轴向磨损量的柱状图。如该柱状图所示，可知该实施例的轴向磨损量较低，耐磨损性良好，且对阀5的攻击性较低。

此外，如图20所示，其是针对Fe－0.6Mo－（X）V－0.9C的情况，对于V的重量比（X）为没有V（0.0%，对比品）、0.01%（对比品）、0.02%（实施品）、0.08%（实施品）、4.0%（对比品）这5种阀座，示出阀座及阀的轴向磨损量的柱状图。如该柱状图所示，可知在下限为0.02%的条件下，轴向磨损量降低，在上限4%的条件下，对阀5的攻击性变高。

此外，在上述实施方式中，说明了配置在发动机的排气侧的阀座2，但配置在进气侧也能够实现相同的效果。

另外，在本实施方式中，说明了将耐磨损性铁基烧结金属应用于阀座2，通过由阀5施加的表面压力而使组织硬化的情况，但也能够应用于将耐磨损性铁基烧结金属用作为例如通过喷丸硬化技术而实现表面硬化的各种部件、使用模具通过压缩成型即冷锻而形成的各种部件、以及为了矫正形状而实施尺寸加工或辊轧加工而成型的各种部件等需要塑性变形的金属材料的情况。

如以上说明所示，本发明所涉及的耐磨损性铁基烧结金属，具有取消添加硬质粒子而使切割性和耐磨损性这两者优异的效果，特别地，对于作为高温或高表面压力环境、需要初始加工且使用时需要高耐磨损性的阀座等需要塑性变形的金属材料而使用的耐磨损性铁基烧结金属全部有效。

Claims (7)

1.一种耐磨损性铁基烧结金属，其特征在于，

按重量比含有Mo：0.0025～2.0%及C：0.2～1.2%，

剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，

上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

2.根据权利要求1所述的耐磨损性铁基烧结金属，其特征在于，

该耐磨损性铁基烧结金属在制造时，将按重量比含有Mo：0.5～2.0%且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的第1粉末、以及由Fe及不可避免的杂质构成的第2粉末进行混合。

3.根据权利要求1所述的耐磨损性铁基烧结金属，其特征在于，

该耐磨损性铁基烧结金属在制造时，将按重量比含有Mo：0.5～2.0%且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的第1粉末、以及按重量比含有V：0.02～1.5%且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的第2粉末进行混合。

4.根据权利要求2或3所述的耐磨损性铁基烧结金属，其特征在于，

所述第1粉末的粒径为50～250μm。

5.一种耐磨损性铁基烧结金属，其特征在于，

按重量比含有Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、V：0.02～4.0%，

剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，

上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

6.一种耐磨损性铁基烧结金属，其特征在于，

按重量比含有Mo：0.0025～2.0%、C：0.2～1.2%、Cr：0.05～2.0%，

剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

金属组织由上贝氏体和珠光体形成的混合层、或者由珠光体和先共析铁素体形成的混合层构成，

上贝氏体与珠光体、或者珠光体与先共析铁素体之间的面积比为95:5～5:95。

7.一种内燃机用阀座，其特征在于，

该内燃机用阀座是使用权利要求1～6所述的耐磨损性铁基烧结金属制造的。