CN1690238A - 铁系耐磨滑动材料 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种能够改进耐烧伤性、耐磨损性及耐热裂性的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，具有固溶0.15～0.5重量％的浓度的碳的马氏体母相，在所述马氏体母相中，合计10～50体积％分散Cr、Mo、W及V各自的特殊碳化物中的一种以上。

Description

铁系耐磨滑动材料
技术领域
本发明涉及适合用于建筑机械用作业机连结装置的滑动轴承或齿轮减速装置、履带滚轮的浮动密封构件等，在润滑性差的状况下滑动的滑动面的铁系耐磨滑动材料。
背景技术
装入到建筑机械的下滚轮组装及齿轮减速装置中的浮动密封件，防止其内部的润滑油的泄漏，同时防止砂土向其内部的侵入。因此，大多通过淬火处理使该密封滑动面形成高硬度的马氏体组织，或者在将硬质渗碳体、Cr7C3碳化物、M6C碳化物、MC碳化物，以大约30体积％大量结晶的同时，通过淬火处理，将母相形成马氏体组织，制造成其防烧伤性及耐磨损性得到改进的浮动密封件。例如，利用0.8重量％C低合金钢、镍铬冷硬铸铁(Ni-Hard)、高碳高Cr铸铁的浮动密封件就是它的例子(例如，参照专利文献1)。
进而，根据不同的目的，使用在前述密封滑动面上喷镀耐磨损性材料的浮动密封件。
[专利文献1]特开昭51-59007号公报
将上述减速装置及下滚轮装置中的润滑油密封的浮动密封件，在该机构中，由于在砂土中的碾压运动，微细的砂土粒子一面侵入密封面，一面进行磨损，同时，利用密封的润滑油润滑其密封面。因此，要求优异的耐磨损性和防烧伤性，即使在最广泛利用的高硬度的高碳高Cr铸铁制的浮动密封件中，也存在着当将其装入时的调定压力(推压力)增高时，在其滑动面上发生显著的烧裂(热裂纹)、烧熔、异常磨损，引起漏油的问题。
此外，即使在将防烧伤性优异的冷加工工具钢及高速钢(SKH材料)等各种工具钢用于浮动密封件的情况下，由于防烧伤性、耐热裂纹性不足，也存在容易发生粘着，此外耐热裂性、耐磨损性不足的问题，同时由于前述各种工具钢是价格极高的钢材，所以，在考虑到一直精加工到制品形状的材料材料利用率时，存在着材料费变成高价的问题。
进而，在近年来的推土机等建筑机械中，希望通过更高速地移动，提高工作效率，因浮动密封件的高速旋转，同样存在着会发生烧裂、烧熔、异常磨损，引起油的泄漏的问题。
此外，即使在如建设机械作业机的轴承装置，在润滑条件严峻的高面压下低速滑动的径向轴承或滑动轴承中，由于也存在着会发生烧熔、异常磨损、杂音的问题，因此谋求能够改进建设机械用减速装置、下滚轮装置或轴承装置的滑动时的耐烧伤性、防止异常磨损及提高磨损寿命的铁系耐磨滑动材料。
发明内容
本发明考虑到上述情况，其目的是，提供一种能够改进防烧伤性、耐磨损性及耐热裂性的铁系耐磨滑动材料。
为了解决上述课题，本发明的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，
具有固溶0.15～0.5重量％的浓度的碳的马氏体母相，
在所述马氏体母相中，合计10～50体积％分散Cr、Mo、W及V各自的特殊碳化物中的一种以上。
此外，在本发明的铁系耐磨滑动材料中，优选，含有6.5重量％以上的Cr，3.5重量％以上的Mo及3重量％以上的V中的一种以上，在所述马氏体母相中，分散Cr7C3型、M6C型及MC型各自的特殊碳化物中的一种以上。
根据以上说明的本发明，能够提供一种可改进防烧伤性、耐磨损性及耐热裂性的铁系耐磨滑动材料。
附图说明
图1是Fe-C-Cr三元相图(在1000℃)。
图2是Fe-C-Mo三元相图(在1000℃)。
图3是Fe-C-W三元相图(在1000℃)。
图4是Fe-Si-C-X四元系相图，(a)是Fe2Si系相图γ/(α+γ)，(b)是Fe3Si系相图γ/(α+γ)，(c)是Fe4.5Si相图γ/(α+γ)。
图5是滚轮组件的主要部位结构图。
图6是表示Cr7C3和γFe间的合金元素的分配的图示，是表示Cr7C3型碳化物中的合金元素浓度和与其平衡的母相中的合金元素浓度的关系的曲线图。
图7是表示M6C和γFe母相间的合金元素的分配的图示，是表示M6C型碳化物中的合金元素浓度和与其平衡的母相中的合金元素浓度的关系的曲线图。
图8是表示带凸缘滑动轴承的试验片形状的剖面图。
图9(a)、(b)是摇动试验机的说明图。
图10是表示浮动密封件的形状的剖面图。
图11是浮动密封件试验器的简要图。
图中：36滚轮组件，51滚轮衬套，53浮动密封装置。
具体实施方式
在本实施方式中，为改进铁系耐磨滑动材料的耐热裂性，将在从奥氏体相急冷形成的马氏体相的母相中固溶的碳浓度，控制在0.15～0.5重量％，并且，为改进耐烧伤性和耐磨损性，具有至少合计10～50体积％、具有方向性地分散Cr、Mo、W及V各自的特殊碳化物中的一种以上的组织。
作为耐热裂性优异的马氏体相，参考韧性优异、且热处理时的耐烧裂性优异的低碳马氏体，此外参考在不分散碳化物下要求耐热裂性的高温工具钢(SKD6、SKD7、SKD61、SKD62、SKD8、3Ni-3Mo钢)等含有的碳浓度，在本实施方式中，将在马氏体母相中固溶的上限的碳量规定为0.5重量％，下限的碳量规定为0.15重量％。进而，在考虑耐砂土磨损性的情况下，优选该马氏体相的硬度在洛氏C硬度(HRC)50以上，为了确保更稳定的耐热裂性，更优选将在马氏体母相中固溶的碳浓度调整在0.2～0.45重量％。
此外，上述特殊碳化物的分散量规定为10～50体积％，但更具体是，该分散碳化物的分散量的下限值，例如参照将耐磨损性极优异的高速钢中的碳化物量调整到10体积％以上，进而，为提高在严格的油润滑条件下的耐烧伤性，同时为进一步改进对砂土侵入的耐磨损性或耐烧伤性，优选设定在10体积％。此外，为进一步提高耐烧伤性，在马氏体中更多地分散硬质的碳化物、氮化物、碳氮化物、氧化物等是有效的，例如在高碳高Cr铸铁材中，由于分散析出的碳化物为50体积％，因此将上述特殊碳化物的分散量的上限值规定为50体积％。在分散该值以上的碳化物的情况下，由于存在铸造浮动密封件过脆的问题，所以用于要求耐磨损性的浮动密封件的铁系耐磨滑动材料中的特殊碳化物的分散量，更优选调整到10～50体积％。
此外，为了易于得到在上述马氏体母相中固溶的碳的浓度范围，且为了得到更硬质的碳化物，本实施方式的铁系耐磨滑动材料，至少含有6.5重量％以上的Cr、3.5重量％以上的Mo、3重量％以上的V中的一种以上，作为特殊碳化物，优选分散经济上廉价的Cr7C3型碳化物、韧性优异的M6C型碳化物及极硬质的MC型碳化物中的一种以上，另外从更经济的观点出发，更优选分散含有Cr7C3型碳化物的二种以上。
表1示出作为浮动密封件用的耐磨损滑动材料常使用的高碳高Cr铸铁的代表性的组成和SKD1、SKD2、SKD11等高碳高Cr工具钢的组成。另外，图1图示表示在它们的适当淬火温度900～1000℃时的Fe-C-Cr三元系相图中其C、Cr组成。由此得出，无论在哪种情况下，都显示在固溶有0.5～1.1重量％碳的马氏体母相中，10～40体积％分散Cr7C3型碳化物的组织，这些耐磨损滑动材料未显示出足够的耐热裂性。由此，在本实施方式的铁系耐磨滑动材料中，至少含有1.5～4.5重量％的C及10～40重量％的Cr，且，按照式：
0.143×(Cr重量％)-1.41≤C重量％≤0.167×(Cr重量％)-0.33的关系，由在固溶0.2～0.45重量％碳的马氏体相中分散10～50体积％的Cr7C3型碳化物的组织构成，进而，优选根据需要含有Si、Mn、Ni、P、S、B、N、Mo、V、Ti、W、Co、Cu、Al等合金元素中的一种以上。另外，为进一步提高耐磨损性，优选将Cr7C3型碳化物调整到20～50体积％。
表1  代表性的耐磨损钢及耐磨损铸铁(成分wt％)
  No.     C   Si   Mn     Ni     Cr     Mo   V   W
 SKD1   A1   2.02   0.3   0.43   12.48
 SKD2   A2   2.1   0.2   0.45   13.5  2.9
 SKD11   A3   1.54   0.2   0.35   11.32   0.91   0.28
 FC15Cr3Mo   A4   3.5   1.6   0.51   1.67   15.7   2.5   0.45
此外，因在界面润滑下的滑动面上的发热，滑动面的马氏体相的硬度软化到HRC50以下，这从耐磨损性、耐烧伤性的观点考虑也不好。因此，在本实施方式中，为了通过600℃的回火维持HRC50以上，优选HRC55以上，优选地，在马氏体母相中，含有0.5～4重量％的Mo、0.5～4重量％的W及0.05～0.6重量％的V中的一种以上。将马氏体母相中的Mo浓度及W浓度的各自的最大值规定为4重量％，是因为能提高马氏体母相的回火软化阻抗性，是由于考虑到淬火温度在900～1000℃。Mo浓度及W浓度的各自的更优选的上限值，是能够最有效地提高回火软化阻抗性的2.5重量％，但考虑到Mo向分散在马氏体相中的Cr7C3型碳化物的浓缩量，规定在4重量％以下。此外，Mo浓度及W浓度的各自的下限值，不特别限定，但参考上述高温工具钢，优选规定为0.5重量％，更优选规定为1.5重量％。
在与上述Mo、W时同样地研究V时，V对马氏体母相的最大固溶浓度大约在0.6重量％，由于在Cr7C3型碳化物中显著浓缩，所以在铁系耐磨滑动材料中，在不析出MC型碳化物的情况下，能够将V添加到3.5重量％。因此，马氏体母相中的V的下限浓度，优选规定为开始显著出现回火软化阻抗性的0.05重量％，如果设想是分散有5～40重量％的Cr7C3型碳化物的铁系耐磨滑动材料，优选将0.5～3重量％的V作为添加量。
进而，当在要求更优异的耐磨损性的浮动密封件上应用铁系耐磨滑动材料的情况下，因提高耐磨性的必要性，在本实施方式的铁系耐磨滑动材料中，至少含有2.25～4.5重量％的C、6.5～35重量％的Cr及总量3～8重量％的(V+Ti)中的一种以上，且按式：
0.143×(Cr重量％)-1.41+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)≤(C重量％)≤0.167×(Cr重量％)-0.33+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)的关系，优选在固溶碳量为0.2～0.5重量％的马氏体母相中，分散Cr7C3型碳化物和比该Cr7C3型碳化物更硬质的MC型碳化物。在此种情况下，考虑到铁系耐磨滑动材料的韧性，优选按总碳化物量15～50体积％，析出分散10～40体积％的Cr7C3型碳化物和5～15体积％的MC型碳化物，进而，也可以含有Si、Mn、Ni、P、S、B、N、Mo、W、Co、Cu、Al等合金元素中的一种以上。
另外，在本实施方式中，由于最大15体积％析出分散添加(V+Ti)形成的MC型碳化物，所以在该铁系耐磨滑动材料中，对于(V+Ti)添加量，作为适当的碳量，需要追加添加0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)。
进而，得知，高硬度的SKH2、SKH10、SKH54、SKH57等高速钢，由于至少从1200℃以上的淬火温度进行淬火处理，因此在该标准淬火状态(淬火温度1200℃以上)下，以5～12体积％的Fe3W3C的结晶结构为基础的M6C型碳化物，和以1～9体积％的V4C3、WC的结构为基础的MC型碳化物，在马氏体母相中析出分散，其总碳化物量为7～12体积，由于以固溶在马氏体母相中的碳的浓度达到0.5～0.6重量％的方式设定，因此与高碳高Cr系工具钢同样，耐热裂性和耐磨损性不足。
为此，在根据本实施方式的铁系耐磨滑动材料中，优选地，由含有0.6～1.9重量％的C，含有1～7重量％的Cr，含有0～3重量％的V，含有3.5重量％以上的Mo，同时含有6～25重量％的(Mo+0.5×W)，并且，按式：
0.05×(Mo重量％+0.5×W重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42的关系，在固溶0.2～0.5重量％碳的马氏体母相中，分散5～40体积％的M6C型碳化物和5体积％以下的MC型碳化物的组织构成，进而，优选地根据需要含有Si、Mn、Ni、P、S、B、N、V、Ti、Co、Cu、Al等合金元素中的一种以上。
在所述铁系耐磨滑动材料中析出的M6C型碳化物，是成为高速钢的主体的碳化物，其特征在于，与所述Cr7C3型碳化物相比，高温硬度优异，同时具有面心立方的结晶结构，韧性优良，进而Mo浓度、W浓度极高，显著改进滑动时的耐烧伤性。由此，即使在本实施方式中，也能够以M6C型碳化物为主体，谋求提高耐烧伤性。此外，在用于要求更优异的耐磨损性的浮动密封件的情况下，更优选以M6C型碳化物达到20体积％以上的方式，将(Mo+0.5×W)调整到含有8～25重量％。
另外，作为在本实施方式中的马氏体母相中固溶的碳量的调整方法，一边参照900～1000℃的Fe-C-Mo相图(参照图2)及Fe-C-W相图(参照图3)，一边按式：
0.05×(Mo重量％+0.5×W重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42的关系，使相对于铁系耐磨滑动材料中的Mo、W、V添加量的碳量最佳化，优选将在马氏体母相中固溶的碳量调整在0.2～0.5重量％。
此外，为了与高速钢相比，更高地提高该铁系耐磨滑动材料对砂土侵入的耐磨损性，优选地，由至少含有1.3～3重量％的C、含有1～7重量％的Cr、含有3～8重量％的V、含有3.5重量％以上的Mo、同时含有7～25重量％的(Mo+0.5×W)，并且，按式：
0.05×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)的关系，在固溶0.2～0.45重量％碳的马氏体母相中，析出分散10～40体积％的M6C型碳化物和5～15体积％的MC型碳化物的组织构成，进而，优选含有Si、Mn、Ni、P、S、B、N、V、Ti、Co、Cu、Al等合金元素中的一种以上。更优选地，通过7重量％以上含有Mo，同时10～20重量％含有(Mo+0.5×W)，能够将(M6C+MC)型碳化物提高到20～40体积％，可以形成具有高于以往的高速钢的耐磨损性和耐烧伤性的铁系耐磨滑动材料。
以所述Mo、W为主体的铁系耐磨滑动材料，与主要分散所述的Cr7C3型碳化物的铁系耐磨滑动材料相比，在经济性上不理想。因此，在本实施方式中，优选地，至少含有1.5～3重量％的C、含有7～25重量％的Cr、含有6～15重量％的(Mo+0.5×W)，并且，按式：
0.043×(Mo重量％+0.5×W重量％)+2×0.085×(Cr重量％-5)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42+2×0.085×(Cr重量％-5)的关系，在固溶0.2～0.5重量％碳的马氏体母相中，按碳化物总量，10～50体积％析出分散5～25体积％的Cr7C3型碳化物和5～25体积％的M6C型碳化物，进而，优选地根据需要含有Si、Mn、Ni、P、S、B、N、V、Ti、Co、Cu、Al等合金元素中的一种以上。另外，为进一步提高耐磨损性，更优选将上述碳化物总量调整到20～50体积％。
进而，为进一步改进上述铁系耐磨滑动材料的耐磨损性和韧性，在根据本实施方式的铁系耐磨滑动材料中，优选地，至少含有1.5～3.2重量％的C、7～25重量％的Cr、5～15重量％的(Mo+0.5×W)及3～8重量％的(V+Ti)中的一种以上，并且，按式：
0.043×(Mo重量％+0.5×W重量％)+2×0.085×(Cr重量％-5)+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42+2×0.085×(Cr重量％-5)+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)的关系，在固溶0.2～0.5重量％碳的马氏体母相中，按碳化物总量，10～50体积％析出分散5～25体积％的Cr7C3型碳化物和5～25体积％的M6C型碳化物，进而，优选地根据需要含有Si、Mn、Ni、P、S、B、N、V、Ti、Co、Cu、Al等合金元素中的一种以上。由此，得到高硬度的铁系耐磨滑动材料。
上述实施方式中的铁系耐磨滑动材料中的P，在该铁系耐磨滑动材料中，0.5～10体积％分散可富集能提高耐烧伤性的Cr、Mo、W、V的磷化合物(例如，Fe2P、Cr2P、FeMoP、V2P、FeTiP型)各自中的一种以上，为提高耐烧伤性，在根据本实施方式的铁系耐磨滑动材料中，优选含有0.2～1.5重量％的P。此外，添加0.2重量％的P，具有显著改进铁系耐磨滑动材料的铸造时的金属液的流动性的特征，但由于添加过多的P会导致铁系耐磨滑动材料的脆弱化，所以将其上限添加量规定为1.5重量％，下限添加量规定为0.2重量％。
此外，为了改进所述铁系耐磨滑动材料的耐烧伤性，重要的是提高马氏体母相的回火软化阻抗性。因此，在本实施方式中，优选2～15重量％含有至少Si、Al、Ni、Co中的一种以上。
Si，由于是大量固溶在马氏体相中，显著提高马氏体相的回火软化阻抗性的经济元素，所以例如在SKD6、SKD61、SKD62等在不分散碳化物的情况下使用的高温工具钢中，积极地添加，其添加量优选0.5～3.5重量％。Al，很少在上述工具钢中添加，但由于与Si同样具有显著的回火软化阻抗性，所以希望积极地添加。此外，Ni和Co，由于是在与Al、Si、Mo的共存中，出现时效硬化性的元素，同时尤其是Co，能够显著提高Fe的磁相变温度，抑制合金元素的扩散，显著提高马氏体的回火软化阻抗性，所以优选积极地添加，但从经济的观点出发，优选将其上限规定在10重量％。
此外，Si，在铁系耐磨滑动材料中，由于显著提高淬火时的奥氏体相中的碳活量，具有按0.1×Si重量％的关系降低固溶在马氏体母相中的碳的浓度的作用，因此对于改进耐热裂性是有效的，在本实施方式中，至少0.5～3.5重量％含有Si，优选按0.1×Si重量％的关系将铁系耐磨滑动材料中的适当的碳浓度范围调整到高碳侧。
另外，Si，是使大量的αFe相稳定化的合金元素，通过添加Si，由于显示明显向高温侧提升A1、A3相变温度的作用，因此认为具有提高滑动面上的耐热裂性的作用。从各种合金元素的单位重量％的A3相变温度变化(ΔA3＝℃/重量％，Si：+40，Al：+70，Mo：+20，V：+40，W：+12，Mn：-30，Ni：-15，C：-220)得出，除Si以外，Al、Mo、V、W也能够提高耐热裂性。但是，在大量共存Si和上述合金元素的情况下，由于不能进行适当的淬火处理，以使铁素体相更加稳定化，所以在本实施方式中，Si的上限添加量，由于在参照热力学计算的Fe-Si-C-X四元系相图即图4(a)、(b)、(c)，研究主要分散所述Cr7C3型化合物的实施方式中的马氏体母相的组成(0.45重量％C-5重量％Cr)时，能够添加3.5重量％Si，所以规定在3.5重量％。此外，在作为主体分散所述M6C型化合物的实施方式等中的马氏体母相的组成(0.45重量％C-3重量％Mo-0.5重量％V)中，优选规定为2.5重量％(参照，图4(a)、(b)、(c))。进而，Si，是显著改进马氏体母相的回火软化阻抗性的元素，优选将明显显示其效果的0.5重量％的Si规定为下限添加量。
此外，得知，在添加0.5～3.5重量％的Si或大量添加Mo、W的情况下，为了谋求其淬火温度的低温化，优选通过添加可使奥氏体相稳定化的Ni、Mn，谋求降低A1、A3相变温度，优选添加1～6重量％的Ni及0.5～2重量％的Mn的至少一方(参照，图4(a)、(b)、(c))。进而，在共存添加Ni和Al的情况下，由于其金属间化合物的析出形成的时效硬化性显著，韧性大大改进，因此可以说是有益的。
进而，由于在3～15重量％含有Al、具有Fe3Al规则相变性的马氏体母相中，发现非常显著的耐烧伤性的改进，所以在本实施方式中，开发出了应用该马氏体母相的铁系耐磨滑动材料。
进而，为提高耐热裂性，在本实施方式中，优选在所述铁系耐磨滑动材料中，1～10体积％分散软质的Cu合金相。由此，能够提高滑动面的磨合性，进而容易在滑动中形成局部的油囊。另外，作为Cu基合金，从耐蚀性的观点出发，优选含有Si、Al、Ni中的一种以上，改进其滑动特性。
此外，所述铁系耐磨滑动材料，优选是为谋求高强度化，实施了从900～1000℃的淬火处理和在150～600℃的回火处理的回火马氏体相，至少30体积％以下含有残留奥氏体相，但在考虑在滑动面的磨合性的情况下，优选将所述回火温度规定在150～450℃，10～30体积％含有残留奥氏体相。
此外，在用于齿轮减速装置等的大直径的浮动密封装置中，由于在该密封面的滑动速度加快，因此需要耐烧伤性和耐热裂性特别优异、并且压环强度优异的浮动密封环。在是使用本实施方式的铁系耐磨滑动材料的铸造浮动密封件时，从强度方面考虑，优选将分散的特殊碳化物量调整到20～50体积％，但为了提高铸造时的冷却速度，使分散的碳化物具有强的方向性，不降低耐烧伤性，更细地分散Cu合金相，优选例如用离心铸造法制造的铸造浮动密封件。
进而，作为谋求更高强度化的上述浮动密封件，优选是，至少在其滑动面的表面层，实施渗碳及渗碳渗氮处理中的至少一方，在所述实施方式的任何一种的铁系耐磨滑动材料中进行成分调整的渗碳浮动密封件。另外，在具有如此的高强度高韧性的组织结构的特征的渗碳浮动密封件中，具有能够在滑动面的表面层上，更多地到20～70体积％地分散渗碳析出的特殊碳化物等优越性。进而，铁系耐磨滑动材料，用于浮动密封件，优选地，通过在滑动面上实施渗碳及渗碳渗氮处理中的至少一方，至少所述滑动面的表面层，具有固溶0.2～0.5重量％碳的马氏体相中分散20～70体积％的所述特殊碳化物的组织。
此外，从制造成本方面考虑，上述渗碳处理前的铁系耐磨滑动材料，由于是软质，加工性优异，所以其特征是，通过结合锻造、塑性加工、弯曲加工、焊接等手段，大多能廉价生产。
下面，参照附图，更详细地说明本发明的实施方式。
图5，是说明本发明的一实施方式的滚轮组件的主要部分的结构的图示。本实施方式是表示在滚轮组件中的浮动密封装置中应用本发明的例子。
根据本实施形式的滚轮组件36，将滚轮保持架49和滚轮辊52可相互旋转地连接起来构成，其中，所述滚轮辊52经由支承该滚轮保持架49的滚轮轴50和外套在该滚轮轴50上的滚轮衬套(带凸缘的轴瓦)51配置。在该滚轮组件36中，浮动密封装置53，包括：与密封面相接配置的一对密封环54、54，外套在各密封环54上的O环55，相互对向的一对密封面，被压缩安装的O环55的弹性力向滚轮轴50的轴向方向推压，一面以适当的表面压力接触一面滑动，防止水、砂土等从外部侵入，并防止润滑油从内部泄漏。同时，在一对密封环54、54的密封面，至少将5～45体积％的碳化物和石墨及铜合金相中的至少其中之一，调整成分散在具有硬质的马氏体相中的组织。
根据本实施形式，可以提供防烧伤性和耐热裂性更优异的浮动密封装置，但从强度方面考虑，更优选将分散的特殊碳化物量调整到20～50体积％。此外，为了提高铸造时的冷却速度，使分散的碳化物具有强的方向性，优选例如用离心铸造法制造。进而，为谋求更高的高强度化，优选地，采用至少对其滑动面的表面层实施了渗碳及渗碳渗氮处理中的至少一方，进行了C、Cr、V、W、Mo等成分调整的渗碳浮动密封件。对于具有如此高强度高韧性的组织结构的特征的渗碳浮动密封件，具有能够在滑动面的表面层，到20～70体积％地更多分散通过渗碳析出的特殊碳化物等优越性。
下面，参照附图，说明根据本发明的铁系耐磨滑动材料的具体实施例。
[实施例1]
(铁系耐磨滑动材料的平衡组成调查)
为了用X射线微量分析仪，分析熔制的铁系耐磨滑动材料中的平衡组成，在本实施方式中，准备易于调整其材料中的组织的烧结合金。在本实施方式中，以Fe-0.6重量％C-0.3重量％Si-0.45重量％Mn-15％重量％Cr-3重量％Mo-1.2重量％V合金粉末，和Fe-0.6重量％C-0.3重量％Si-0.35重量％Mn-9重量％Cr-6重量％Mo-4重量％W-2重量％V合金粉末为基体，进而调整#350目以下的Ni、Co、Si、FeAl、FeP粉末及平均粒径6μm的石墨粉末，混合调制表2所示的3种烧结合金混合粉末，进而，在混合调整后的烧结用混合粉末中添加3重量％的石蜡，然后用1吨/cm2的压力冲压成型，用1190℃2小时真空烧结A、B组成的成型体，用1135℃2小时真空烧结C组成的成型体，在炉冷到1000℃后，用400torr的氮气实施冷却淬火，在切断研磨该烧结体试验片后，用X射线微量分析仪(EPMA：Electron Probe Microanalyzer)，研究马氏体母相和析出分散在该母相中的碳化物中的各种合金元素浓度。表2示出该研究结果。
表2烧结制铁系耐磨滑动材料的X射线微量分析仪分析结果(wt％)
 No. 相及K   C   Si   Al   Cr   Mo   V   W   Ni   Co
  Fe3C15Cr3Mo3Co   A  母相   0.4   0.8   0.9  6.2   2.1   0.27   2.1   4
 M7C3   8.45   0.04   0.02  40   4.9   4.7   0.2   0.9
 KM7   0.05   0.02  6.45   2.33   17.41   0.10   0.23
  Fe3C15Cr3Mo4Ni   B  母相   0.43   0.86  7.12   2.16   0.34   5.2
 M7C3   8.42   0.03  39.9   4.96   4.67   0.36
 KM7   0.03  5.60   2.30   13.74   0.07
  Fe3C9Cr6Mo4W   C  母相   0.44   0.85  4.27   1.52   0.37   1.23  5.33  4.96
 M7C3   7.61   0.04  27.7   3.72   6.79   3.61  0.49  1.2
 KM7   0.05  6.49   2.45   18.35   2.93  0.09  0.24
 M6C   1.85   2.02  4.08   30.3   2.1   28.4  2.11  2.46
 KM6   2.38  0.96   19.93   5.68   23.09  0.40  0.50
上述烧结合金A、B，是在Cr浓度高的15Cr-3Mo系合金中添加3重量的Co和4重量％的Ni的合金，只平衡马氏体母相和Cr7C3型碳化物，烧结合金C是提高了Mo、W浓度，在马氏体母相中平衡Cr7C3型碳化物和M6C型碳化物的合金。
表2中的母相、Cr7C3及M6C栏，表示各自的合金元素浓度，KM7表示Cr7C3型碳化物和母相间的合金元素M的分配系数(Cr7C3型碳化物中的合金元素重量％/母相中的合金元素重量％)，KM6表示M6C型碳化物和母相间的合金元素的分配系数(M6C型碳化物中的合金元素重量％/母相中的合金元素重量％)，但通过比较上述各合金元素的分配系数，能够研究各种合金元素的特征。
此外，图6、图7，利用上述结果，分别表示Cr7C3型及M6C型碳化物中的合金元素浓度和与之平衡的母相中的合金元素浓度关系。从中得知，关于各元素，大致按一定的比率分配合金元素，以及即使在烧结制铁系耐磨滑动材料的组成不同的情况下，分配系数也大致相同。
例如，通过采用其分配系数，定量地得知：
(1)Si、Al几乎不在M7C3型碳化物中固溶，大致全部浓缩在马氏体母相中，提高马氏体相的回火软化阻抗性；
(2)V与Cr、Mo、W相比，更多地向M7C3型碳化物浓缩，能谋求Cr7C3型碳化物的微细化，但不太向M6C型碳化物浓缩，在由M6C型碳化物和马氏体相构成的钢材中，容易以MC型碳化物析出，能够显著提高马氏体相的回火软化阻抗性；
(3)Mo、W与M7C3型碳化物相比，显著浓缩在M6C型碳化物中；
(4)Cr显著浓缩在Cr7C3型碳化物中，但基本上不向M6C型碳化物浓缩；
(5)Ni、Co与所有碳化物相比，都浓缩在马氏体母相中等。
基于上述各种合金元素的分配系数，从有代表性的SKD、SKH工具钢材的成分，从上述钢材的标准淬火温度，分析了淬火的马氏体母相组成和碳化物量，表3示出分析结果。关于组成，利用上述的X射线微量分析仪求出，此外关于碳化物量，通过观察组织照片求出。由此得知，SKD材料(SKD1、SKD2、SKD11、D7：淬火温度950℃)的马氏体母相，调整为Cr：6～7.5重量％、C：0.55～0.75重量％，形成20体积％以下分散Cr7C3型碳化物的组织，由于马氏体相中的固溶碳量高，因此，例如与考虑耐热裂性的热加工用工具钢(例如，SKD7、SKD6、SKD61、SKD62)相比，还不足。此外，得知，即使在SKH材料(SKH2、SKH9)中，由于马氏体相中的固溶碳量为0.5～0.55重量％，相对较高，所以不能实现足够的耐热裂性。进而，关于耐磨损性，得知，由于硬质的特殊碳化物少，所以与所述高碳高Cr铸铁相比，还不足。
表3各种SKD及SKH钢材的马氏体母相组成(重量％)和分散的碳化物(体积％)的分析结果
碳化物量(体积％)
    钢材牌号   C   Si   Mn     Cr   Mo   W   V   Co   Cr7C3   M6C   MC
SKD1   钢材组成   2.1   0.35   0.52     12.9   18％
  母相组成   0.7   0.43     6.6
SKD2   钢材组成   2.08   0.32   0.53     12.7   2.7   17％
  母相组成   0.7   0.4     6.5   2.1
SKD11   钢材组成   1.46   0.37   0.44     11.8   0.95   0.31   3.48   12％
  母相组成   0.5     7.4   0.8   0.14   3.8
D7   钢材组成   2.25   0.31   0.41     12.4   1.07   4   19％   1.60％
  母相组成   0.5   0.4     6.3   0.82   0.7
SKD12   钢材组成   0.99   0.29   0.68     4.7   0.89   0.39   5％
  母相组成   0.7   0.3     3.8   0.8   0.25
SKD61   钢材组成   0.38   1.02   0.39     4.8   1.2   0.89   0％
  母相组成   0.38   1.02     4.8   1.2   0.7
SKD62   钢材组成   0.37   1.01   0.36     4.9   1.11   1.09   0.34   0％
  母相组成   0.37   1.01   0.36     4.9   1.11   1.09   0.34
SKH2   钢材组成   0.73   0.2   0.41     4.21   0   18.6   1   15％
  母相组成   0.5   0.16     4.3   0   4.3   0.6
SKH9   钢材组成   0.89   0.26   0.42     4.49   4.73   6.72   2.5   12％   1.30％
  母相组成   0.5   0.21     4.5   1.45   1.8   0.7
注)Cr7C3碳化物：8.5重量％C、M8C型碳化物：2重量％C、MC碳化物：15重量％C
因此，作为虽然分散可发挥与SKD工具钢同等以上的耐磨损性的10体积％以上的碳化物，但还兼备热加工用工具钢的耐热裂性的铁系耐磨滑动材料的获得方法，至少，优选马氏体相中的固溶碳量在0.5重量％以下，进而，更优选马氏体相中的固溶碳量在0.4重量％以下。
进而，在以Cr7C3型碳化物和马氏体相为主体的铁系耐磨滑动材料中，在将烧结接合后的淬火温度规定在900～1000℃的情况下，作为将马氏体相中的固溶碳量规定在0.2～0.5重量％的条件，由900℃下的Fe-C-Cr三元相图(图1)中的2根Tie-Line A、B夹持的铁系耐磨滑动材料中的相对于Cr重量％的适当的碳量(C重量％)，可按下式得出。
0.143×Cr重量％-1.41≤(C重量％)≤0.165×Cr重量％-0.41
此外，在图1中，用虚线表示Cr7C3型碳化物10、20、30、40、50体积％分散的组成位置，但是作为Cr7C3型碳化物10体积％分散的条件，得知，规定在(Cr重量％)≥10重量％、50体积％以下的条件，为(C重量％)≤40重量％。此外，作为铁系耐磨滑动材料，优选以分散20～50体积以上的Cr7C3型碳化物的方式设计。
另外，更高地提高马氏体相的回火软化阻抗性，能够显著改进在边界润滑下的，且在有砂土侵入的滑动面上的耐烧伤性和耐磨损性，最优选即使通过600℃的回火处理，也能够维持在HRC50以上，进而维持在HRC55以上，优选地，通过根据在马氏体相中的固溶碳量为0.15～0.5重量％时的在马氏体相中固溶的各种合金元素的回火软化阻抗系数，满足
26.2≤3×(Si重量％+Al重量％)+2.8×(Cr重量％)+11×(Mo重量％)+7.5×(W重量％)+25.7×(V重量％)的关系，进行合金设计。
因此，如图1所示，得知，由于马氏体相中的Cr重量％平均为大约7重量％，且0.3重量％左右含有Si，因此，例如，以单独Mo消除回火软化阻抗的不足部分的Mo的最低添加量为0.5重量％。此外，Mo的最大固溶度，从图2(Fe-C-Mo系相图)看出，大约4重量％(在1000℃)，另外，如果考虑浓缩在所述10～40体积％的Cr7C3型碳化物中的Mo，优选的Mo添加量为0.6～6.5重量％。
此外，如果参考图3(Fe-C-W相图)，即使W，也能够大致相同地讨论，相对于铁系耐磨滑动材料的Mo、W的具体的添加量大致为0.6～7重量％，但从经济性考虑，优选，通过将Mo、W在基体相中的最大固容量规定为最有效地提高回火软化阻抗性的2.5重量％以下，将Mo、W添加量抑制在4重量％以下。
此外，V，如上所述，由于显著浓缩在Cr7C3型碳化物中，留在马氏体相中的量极少，所以作为提高基体相的回火软化阻抗性的元素，是无效的。由于V显示使Cr7C3型碳化物微细化的作用，所以相对于在马氏体相中固溶最大固溶量0.5重量％V时的铁系耐磨滑动材料的V添加量，为1.1～3.9重量％(10～40体积％Cr7C3型碳化物)，在主要分散Cr7C3型碳化物的铁系耐磨滑动材料中，从经济性考虑，优选保留在3重量％以下。
关于以M6C型碳化物为主体，进而分散MC型碳化物的SKH系烧结滑动材料的在马氏体相中的固溶碳浓度，参考佐藤、西泽的报告(“金属学会报”2(1963)、P564、图3，伴随碳化物的固溶的基质中的碳浓度变化)，将固溶在该马氏体相中的碳的浓度调整到0.4重量％以下的简便方法，是将烧结接合后的淬火温度设定在900～1100℃的温度范围，与通常的SKH系高速钢的淬火温度为1200～1350℃相比，在显著低温侧的淬火操作为本发明的基本之一。
另外，与使用上述的Fe-C-Cr系相图相同的研究，能够基于图2和图3所示的Fe-C-Mo、Fe-C-W系相图开展。与M6C型碳化物平衡的马氏体相的碳固溶度，通过0.15、0.4重量％的Tie-LineA、B，如该图中数值化所示，如果与Fe-C-Mo系和Fe-C-W系的Tie-Line相比较，得知，由于Fe-C-W系的Tie-Line的梯度大约为Mo的1/2，与M6C型碳化物平衡的马氏体相中的Mo、W的重量％浓度大致相同，所以共存添加Mo和W时的M6C型碳化物和马氏体相的组成平衡关系，作为0.5×W重量％＝Mo重量％，从Fe-C-Mo系相图读取，从所述Tie-LineA、B数值化的铁系耐磨滑动材料中的适当碳浓度(C重量％)，能够按下式简要记述。
0.043×(Mo重量％+0.5×W重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42
此外，由此得知，主体使用Mo，尽量抑制W添加量，更经济，进而，从提高铁系耐磨滑动材料的烧结性或马氏体相的回火软化阻抗性的观点出发，也优选作为主体添加Mo，也可以不添加W。
此外，从前面的Mo、W、Cr等合金元素的分配系数KM6，能够适当求出相当于M6C型碳化物10～40体积％的Mo、W，为(Mo重量％+0.5×W重量％)：6～20重量％。
[实施例2]
(铁系耐磨滑动材料及其滑动特性评价)
在本实施例中，采用图8所示形状的带凸缘滑动轴承，利用图9所示的摇动试验机，对合地设置试验片(带凸缘滑动轴承)的滑动面，在摇动角规定为120°、摇动速度规定为2m/sec、倾斜角2°的片接触状态下，每1吨地增加负荷(图中P)，在对各负荷的摇动次数重复1000个循环后，增加负荷，进行重复摇动的摇动试验，利用发生热裂或烧伤的负荷，评价耐热裂性和耐烧伤性。作为比较例，采用对SUJ2、SKD6、SKD11、SKH9的标准淬火回火钢材和SCM420H材，以表面碳量达到0.8重量的方式，在930℃实施了渗碳淬火回火的滑动轴承。
表4所示的铁系耐磨滑动材料，在锻造后充分退火，然后实施机械加工，用真空炉进行960℃×2hr加热，利用500torr的N2气淬火，接着实施200℃2hr的回火，实施滑动面的精细研磨加工，安装在S50C碳钢的凸缘部上，作为图9的试验片。在表4中，也示出发生热裂或烧伤的负荷(ton)。
表4铁系耐磨滑动材料的耐烧伤性和耐磨损性                        ton kgf/cm·m/500hr
    No.     C     Si     Mn     Ni     Cr     Mo     W     V     Co     P     Al     Cu  负荷重     PV值 磨损幅度(mm)
    No.1     2.21     0.61     0.87     2.01     16.6     2.3    0.52     11     3.1     2.2
    No.2     3.31     0.6     0.78     1.99     27.1     1.51    0.5     15     3.5     1.6
    No.3     4.39     0.58     0.81     1.91     36.1     1.82    0.51     18     4.1     1.1
    No.4     2.89     0.61     0.82     1.02     18.1     2.1    3.31     13     3.6     0.9
    No.5     0.72     0.51     1.02     2.03     5.2     10.1    0.51     15     3.7     2.4
    No.6     0.77     0.53     1     1.98     5.1     15.1    0.52     17     4.1     2
    No.7     0.91     0.53     1.03     1.99     5.13     20.1    0.51     24     4.5     1.6
    No.8     1.52     0.51     0.98     2     5.21     15.2    3.52     18     4     1.2
    No.9     1.73     1.52     0.83     2.11     9.01     6.21     4.12    2.5     20     3.6     2.5
    No.10     3.08     0.56     1.51     0.01     15.1     10.1    4.51     19     4.1     0.8
    No.11     2.65     2.48     0.83     2.03     16.4     2.09    0.51     17     3.6     1.9
    No.12     2.35     0.59     0.85     2.04     16.7     3.51    0.55   10.02     26     4.3     1.6
    No.13     0.82     0.52     0.78     2.02     5.07     15.3    0.51     0.52     21     3.7     2
    No.14     2.41     0.64     1.52     3.01     16.9     2.26    0.52     4.83     28     5.1     1.2
    No.15     2.29     0.65     0.84     0.07     16.3     1.12    0.5    9.86     14     3.9     1.8
    No.16     2.25     0.47     1.51     3.08     16.7     1.21    0.53     1.51    9.88     19     4.5     1.3
    No.17     2.22     0.63     0.85     5.02     16.7     2.01    0.5     16     3.8     2.6
    比较1     3.51     1.58     0.52     2.02     16.8     2.41    0.41     5     1.8     3.2
    比较2     3.62     1.51     0.62     2.61     9.1     6.31     4.2    2.12     3.97     6     2.3     2.3
    SUJ2     4
    SKD6     9
    SKD11     6     2.3     4.3
    SKH9     8     2.5     3.8
 SCM420浸碳     4
从No.1～4合金和比较1的比较结果得出，通过将固溶在马氏体母相中的碳的浓度调整到0.2～0.5重量％，能够显著改进耐负荷性，同时通过按20体积％以上增加Cr7C3型碳化物，及通过添加V析出MC型碳化物，能够改进耐负荷性。
另外，No.1和No.5合金，是使固溶在马氏体相中的碳的浓度大致相同，分别分散20体积％的Cr7C3型碳化物和M6C型碳化物的合金，分散M6C型碳化物良好地改进其耐负荷性。
此外，分散M6C型碳化物的No.5～No.8合金的比较结果得知，随着M6C型碳化物和MC型碳化物的增加，耐面压性改进。
No.9、No.10合金，是混合有Cr7C3型碳化物和M6C型碳化物的合金，从与比较2的比较结果得出，通过将固溶在马氏体相中的碳的浓度调整在0.2～0.5重量％，可显著改进耐负荷性，及从与No.1～No.4合金的比较结果得知，通过同时分散Cr7C3型碳化物和M6C型碳化物，能够进一步改进耐面压性。
No.11～No.17合金，是调查了Si、Co、P、Al、Cu、(Al+Cu)、Ni等的各自添加作用的合金，发现各自耐面压性的改进，尤其，添加Co、Al、(Al+Cu)对改进耐面压性的效果更大。此外，得知，根据No.17合金的Ni添加量，母相中的残留奥氏体相增大，提高耐面压性。
[实施例3]
(铁系耐磨滑动材料的浮动密封特性评价)
在本实施例中，采用实施例2的表4所示的组成的合金，利用离心铸造法制造图10所示的浮动密封件，在960℃炉冷却后，保温30分钟，在400torr的N2气保护气氛下，实施淬火处理，在淬火后，实施200℃2小时的回火处理，然后球面研磨经过处理的浮动密封件，抛光精加工图中所示的密封面部。采用图11所示的滑动试验机(浮动密封试验器)，进行耐热裂性和耐烧伤性及耐磨损性的调查。浮动密封试验机，利用将制成的试验片作为与密封面相接的方式配置的一对密封环的浮动密封装置，将与一个密封环接触的O环固定，向与另一个密封环接触的O环赋予负荷和绕密封环的中心轴的旋转。
另外，耐热裂性和耐烧伤性，在空气中，在将密封负荷(线压P＝负荷/密封位置长度)规定为2kgf/cm的条件下，在浮动密封装置内封入EO#30发动机油，一面改变旋转速度(圆周速度V)，一面通过调查求出增大滑动阻力的旋转速度，耐磨损性，在大约50重量％含有SiO2的水中，在线压2kgf/cm、密封面的圆周速度1m/sec的条件下，相同地在浮动密封装置内封入EO#30发动机油，按500hr连续试验后的密封接触位置的移动量(磨损幅度，mm)评价，以表示耐热裂性的PV值(P×V，单位：kgf/cm·m/sec)和磨损幅度，表4的右侧。
表4所示的各合金的PV值，显示与在实施例2中评价的耐热裂性界限负荷(耐负荷量，ton)大致相同的倾向，通过将马氏体母相中的固溶碳浓度调整在0.2～0.5重量％，能够显著改进其耐烧伤性。
此外，在以多用作目前的建筑机械的浮动密封件的比较1、比较2的磨损幅度为基准的情况下，大约20体积％以上分散Cr7C3型碳化物的本发明合金，在耐磨损性方面，足以满足其性能，进而，添加V、分散MC型碳化物的合金显示更优异的耐磨损性。其结果表明，耐烧伤性低的比较1、2合金，显示出强的凝着磨损性。
需要说明的是本说明书中的“以上、以下”均包括端点。

Claims (18)

1、一种铁系耐磨滑动材料，其特征在于，
具有固溶了0.15～0.5重量％浓度的碳的马氏体母相，
在所述马氏体母相中，合计分散10～50体积％的Cr、Mo、W及V各自的特殊碳化物中的一种以上。
2、如权利要求1所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有6.5重量％以上的Cr，3.5重量％以上的Mo及3重量％以上的V中的一种以上，在所述马氏体母相中，分散Cr7C3型、M6C型及MC型各自的特殊碳化物中的一种以上。
3、如权利要求1或2所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有1.5～4.5重量％的C及10～40重量％的Cr，并且，按下式的关系，在所述马氏体母相中，固溶0.2～0.45重量％的碳，在所述马氏体母相中，至少分散10～50体积％的Cr7C3型碳化物，
0.143×(Cr重量％)-1.41≤C重量％≤0.167×(Cr重量％)-0.33。
4、如权利要求1或2所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有0.6～1.9重量％的C、含有1～7重量％的Cr、含有3.5重量％以上的Mo、同时含有6～25重量％的(Mo+0.5×W)，并且，按下式的关系，在所述马氏体母相中，固溶0.2～0.5重量％的碳，在所述马氏体母相中，分散5～40体积％的M6C型碳化物和5体积％以下的MC型碳化物，
0.05×(Mo重量％+0.5×W重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42。
5、如权利要求1或2所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有1.5～3重量％的C、含有7～25重量％的Cr、含有6～15重量％的(Mo+0.5×W)，并且，按下式的关系，在所述马氏体母相中，固溶0.2～0.5重量％的碳，在所述马氏体母相中，析出分散5～25体积％的Cr7C3型碳化物和5～25体积％的M6C型碳化物，
0.043×(Mo重量％+0.5×W重量％)+2×0.085×(Cr重量％-5)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42+2×0.085×(Cr重量％-5)。
6 如权利要求3～5中任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，还含有3重量％以下的V。
7、如权利要求3～5中任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，在所述马氏体母相中含有0.5～4重量％的Mo、0.5～4重量％的W及0.05～0.6重量％的V中的一种以上。
8、如权利要求1或2所示的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有2.25～4.5重量％的C、含有6.5～35重量％的Cr及含有总量3～8重量％的V和Ti中的一种以上，按下式的关系，在所述马氏体母相中，固溶0.2～0.5重量％的碳，在所述马氏体母相中，按总碳化物量15～50体积％，析出分散10～40体积％的Cr7C3型碳化物和5～15体积％的MC型碳化物，
0.143×(Cr重量％)-1.41+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)≤(C重量％)≤0.167×(Cr重量％)-0.33+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)。
9、如权利要求1或2所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有1.3～3重量％的C、含有1～7重量％的Cr、含有3～8重量％的V、含有3.5重量％以上的Mo、同时含有7～25重量％的(Mo+0.5×W)，并且，按下式的关系，在所述马氏体母相中，固溶0.2～0.45重量％的碳，在所述马氏体母相中，分散10～40体积％的M6C型碳化物和5～15体积％的MC型碳化物，
0.05×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)。
10、如权利要求1或2所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有1.5～3.2重量％的C、7～25重量％的Cr、5～15重量％的(Mo+0.5×W)及3～8重量％以的(V+Ti)中的一种以上，并且，按下式的关系，在所述马氏体母相中，固溶0.2～0.5重量％的碳，在所述马氏体母相中，按总碳化物量15～50体积％，析出分散5～25体积％的Cr7C3型碳化物、5～25体积％的M6C型碳化物和5～15体积％的MC型碳化物，
0.043×(Mo重量％+0.5×W重量％)+2×0.085×(Cr重量％-5)+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)≤(C重量％)≤0.038×(Mo重量％+0.5×W重量％)+0.42+2×0.085×(Cr重量％-5)+0.2×(V重量％-0.5+Ti重量％)。
11、如权利要求1～10中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有0.2～1.5重量％的P，分散0.5～10体积％的Fe3P、Cr2P、FeMoP、V2P、FeTiP型各自的磷化物中的一种以上。
12、如权利要求1～11中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有2～15重量％的Si、Al、Ni、Co中的一种以上。
13、如权利要求12所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，含有0.5～3.5重量％的所述Si，按0.1×Si重量％的关系，将所述铁系耐磨滑动材料中的碳浓度范围调整到高碳侧。
14、如权利要求1～13中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，所述马氏体母相，含有3～15重量％的Al，具有规则相变性。
15、如权利要求1～14中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，分散1～10体积％的Cu合金相。
16、如权利要求1～15中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，所述马氏体母相，是实施了从900～1000℃的淬火处理和在150～450℃的回火处理的回火马氏体相，在所述马氏体母相中含有10～30体积％的残留奥氏体相。
17、如权利要求1～15中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，所述铁系耐磨滑动材料用于铸造浮动密封件，所述特殊碳化物的分散量为20～50体积％。
18、如权利要求1～15中的任何一项所述的铁系耐磨滑动材料，其特征在于，所述铁系耐磨滑动材料用于铸造浮动密封件，通过对滑动面实施渗碳及渗碳渗氮处理的中的至少一方，至少所述滑动面的表面层，具有在固溶0.2～0.5重量％的碳的马氏体母相中分散20～70体积％的所述特殊碳化物的组织。
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