烧结阀导承材料及其制备方法

摘要

整体组成如下构成：按质量比计，P：0.01～0.3％、C：1.3～3％、Cu：1～4％，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，基质组织由珠光体相、铁素体相、铁-磷-碳化合物相和铜相的混合组织构成，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％，铜相为0.5～3.5％。

权利要求

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，P:0.01～0.3%、C:1.3～3%、Cu:1～4%，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-碳化合物相和铜相的混合组织构成，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，向铁粉末中添加铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，进行混合，以使原料粉末的整体组成如下构成:按质量比计，P:0.01～0.3%、C:1.3～3%、Cu:1～4%，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970～1070℃的加热温度下烧结的工序，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。

5.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，向铁粉末中添加铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，进行混合，以使原料粉末的整体组成如下构成:按质量比计，P:0.01～0.3%、C:1.3～3%、Cu:1～4%，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970～1070℃的加热温度下烧结的工序，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。

6.权利要求4或5的烧结阀导承的制备方法，其特征在于，将上述原料粉末的整体组成中的P量设定为0.01～不足0.1质量%。

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，上述加热温度下的保持时间为10～90分钟。

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。

说明书

烧结阀导承材料及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及内燃机所使用的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

[0002] 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。

[0003] 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％和残余量为铁(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，就日本特公昭
55-34858号公报的烧结阀导承材料而言，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。

[0004] 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。

[0005] 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。

[0006] 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。

[0007] 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

[0008] 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。

[0009] 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，P：0.01～0.3％、C：1.3～3％、Cu：1～4％，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-碳化合物相和铜相的混合组织构成，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％，上述铜相为0.5～3.5％。

[0010] 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。

[0011] 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particle boundary)和上述气孔中分散。

[0012] 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，向铁粉末中添加铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，进行混合，以使原料粉末的整体组成如下构成：按质量比计，P：0.01～0.3％、C：1.3～3％、Cu：1～4％，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970～1070℃的加热温度下烧结的工序。

[0013] 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。此外，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℃时的冷却速度优选为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％以下为优选的方式。

[0014] 本发明的烧结阀导承材料在整体组成中省去了Sn，在降低费用的同时，通过分散必要量的铁-磷-碳化合物相和铜相，兼具与现有烧结阀导承同等的耐磨损性和作为阀导承所必需的足够的强度。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

[0015] 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。

[0016] 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。

[0017] 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。

[0018] 实施发明的最佳方式

[0019] 在烧结阀导承材料中，提高自身的耐磨损性是重要的，但抑制作为配对材料的阀杆的磨损也是重要的。在此观点下，在上述日本特公昭55-34858号公报的烧结阀导承材料中，在通过在基质中分散有硬质的铁-磷-碳化合物提高自身的耐磨损性的同时，通过使基质中分散有软质的铜锡合金相来缓和对配对材料(阀杆)的攻击性，并赋予与配对材料(阀杆)的相容性。

[0020] 本发明的烧结阀导承材料及其制备方法的特征在于：为实现低成本，不使用比较高价的铜锡合金粉末，而使用比较廉价的铜粉，在使基质中分散有铜相的同时，抑制Cu从铜粉向基质的扩散状态，铜粉以未扩散的状态残留形成铜相，从而控制铜相的分散量。另外，如上所述通过抑制Cu向基质的扩散状态，如日本专利第4323069号公报和日本专利第4323467号公报那样，即使降低P量，仍可获得与日本特公昭55-34858号公报同等大小、量的铁-磷-碳化合物相。

[0021] 以下对本发明的烧结阀导承材料及其制备方法进行详细说明。

[0022] 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-碳化合物相和铜相的混合组织构成。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。

[0023] 铁-磷-碳化合物相呈板状析出，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，如上所述铜相是控制Cu从铜粉向基质的扩散状态，使铜粉以未扩散的状态残留而形成的，如图1A和1B所示，以未扩散的状态分散于气孔中或以毗邻气孔的状态分散。

[0024] 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。

[0025] 在本发明的烧结阀导承材料中，铜相为缓和对配对材料(阀杆)的攻击性和提高与配对材料(阀杆)的相容性所必需的。就铜相而言，若分散于基质中的量按金属组织截面中的面积比计不足0.5％，则导致上述效果不足。另外，若增加分散于基质中的铜相的量，则上述效果也提高，但若分散于基质中的铜相的量达到某种程度，则上述效果提高的比例不怎么增加。另一方面，为增加铜相的量，有必要增加Cu量，但若增加Cu量，则该部分成本因此增加。从此观点出发，按金属组织截面中的面积比计将分散于基质中的铜相的量上限设定为3.5％。

[0026] 将Cu以铜粉的形态给予，除上述铜相的形成外，还具有扩散到基质中使铜相固着于基质的作用和固溶于基质中提高基质强度的作用。为发挥这些效果，整体组成中的Cu量为1质量％以上是必需的。可是，在本发明中铜相是使添加于原料粉末而给予的铜粉以一部未扩散的状态残留而形成的，但若Cu的扩散量增加，则作为铜相残留的Cu量因此减少。另外，若Cu的扩散量增加，则上述扩散到基质中而使铜相固着于基质的作用和固溶于基质中而提高基质强度的作用增加，但若考虑到作为内燃机用阀导承的用途，则若径向抗压强度为500MPa以上，则足可使用。因此，无需使Cu过度扩散到基质中，仅使所需足够量的Cu扩散到基质中，余量以未扩散的状态形成铜相，这从费用的观点出发是有效的。因此，将整体组成中的Cu量上限设定为4质量％。综上所述，将整体组成中的Cu量设定为1～4质量％。另外，将原料粉末中添加的铜粉的量设定为1～4质量％。

[0027] 如上所述，为了仅使所需足够量的Cu从原料粉末中添加的铜粉中扩散到基质中而余量以未扩散的状态形成铜相，烧结时的加热温度(烧结温度)变得重要。Cu的熔点为1084.5℃，若超过该温度进行烧结，则原料粉末中添加的铜粉全部熔融扩散到铁基质中，从而无法作为铜相残留。另外，即使是不超过熔点的温度，若烧结时的加热温度升高，则Cu向基质的扩散量因此增加。因此，为仅使所需足够量的Cu扩散，将烧结时的加热温度上限设定为1070℃。另一方面，若烧结时的加热温度降低，则不仅上述的Cu，铁粉末间的扩散粘合、其它元素(P、C)的扩散均不充分，强度和耐磨损性降低。因此，将烧结时的加热温度下限设定为970℃。在该温度范围内Cu不生成液相，Cu的一部分通过固相扩散向基质扩散。

[0028] P有助于硬质的铁-磷-碳化合物的形成，有助于烧结阀导承材料耐磨损性的提高。若整体组成中的P量过多，则硬质的铁-磷-碳化合物的量增加，促进配对材料的磨损，与此同时使烧结阀导承脆化，使强度降低。因此，将P量的上限设定为0.3质量％。另外，在日本特公昭55-34858号公报中记载了当获得必要量的铁-磷-碳化合物时P量下限为0.1质量％，但在本申请发明中未使用Sn而仅设定为Cu，与此同时如上操作控制Cu的扩散状态，由此可将P量下限扩张至0.01质量％为止。

[0029] 即，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，结果铁基质中的淬透性得到改善，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。

[0030] 但是，如上所述将Cu的扩散量限制在仅仅所需的足够量，结果使得在基质中形成Cu浓度高的部分和Cu浓度低的部分共存的Cu浓度不均匀的状态，在Cu浓度低的部分，Cu的淬透性改善效果减弱。因此，在基质的Cu浓度低的部分，在烧结后的冷却中即使P量少，成核的铁-磷-碳化合物的量少，铁-磷-碳化合物仍可吸收周围的C，成长得足够大。因此，即使降低P量，仍可获得与日本特公昭55-34858号公报同等大小、量的铁-磷-碳化合物。

[0031] 需要说明的是，铁-磷-碳化合物在吸收周围的C成长的同时，与附近的铁-磷-碳化合物结合、吸收成长，所以在铁-磷-碳化合物周围C减少，分散有铁素体相。

[0032] 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。

[0033] 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。

[0034] P以铁磷合金粉末的形态给予。就铜磷合金粉末而言，P量为1.7～不足14质量％的铜磷合金粉末的液相生成温度为714℃，P量为14质量％的铜磷合金粉末的液相生成温度为1022℃，在上述烧结时的加热温度下容易生成液相，与铜粉反应，从铜粉生成液相，所以无法使用。另一方面，P量为2.8～15.6质量％，余量为Fe的铁磷合金粉末的液相生成温度为1050℃，P量为15.6～21.7质量％，余量为Fe的铁磷合金粉末的液相生成温度为1166℃。因此，若使用P量为15.6～21.7质量％，余量为Fe的铁磷合金粉末，则在上述烧结时的加热温度范围内不生成液相，Cu从铜粉向基质的扩散如上所述地通过固相扩散进行。需要说明的是，若考虑到烧结炉内的温度偏差，则优选使用即使认为温度稍有偏差，但仍不生成液相的P量为15.6～21.7％的铁磷合金粉末。

[0035] C是上述铁-磷-碳化合物相的形成、珠光体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％。

[0036] 另外，完全以石墨粉末的形态给予C。因此，原料粉末中添加有的石墨粉末的量为1.3～3.0质量％。以石墨粉末的形态给予的C在上述烧结时的加热温度下处于部分扩散溶入基质(奥氏体)中的状态，余量作为发挥固体润滑剂作用的石墨相残留。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，即使将P量设定为不足0.3质量％，也可使铁-磷-碳化合物成长。

[0037] 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。

[0038] 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。

[0039] 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限制在90分钟以下。

[0040] 综上所述，本发明的烧结阀导承材料的整体组成如下构成：按质量比计，P：0.01～0.3％、C：1.3～3％、Cu：1～4％，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，上述基质组织有珠光体相、铁素体相、铁-磷-碳化合物相和铜相的混合组织构成，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％，上述铜相为0.5～3.5％。

[0041] 另外，本发明烧结阀导承材料的制备方法的特征在于：实施如下原料粉末制备工序：向铁粉末中添加、混合铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，以形成如下构成：按重量比计，P：0.01～0.3％、C：1.3～3％、Cu：1～4％，并且余量为Fe和不可避免的杂质。接着，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，使该原料粉末形成圆管状生压坯的工序。该成形工序作为烧结阀导承的制备工序到目前为止一直在实施。然后，其特征在于：设定了将在成形工序中制得的生压坯在非氧化性气氛中于970～1070℃的加热温度下烧结的工序。

[0042] 在本发明的烧结阀导承材料及其制备方法中，P量在0.01～0.3质量％的范围内，与现有烧结阀导承材料(日本特公昭55-34858号公报)相比，不使用高价的铜锡合金粉末而使用比较廉价的铜粉，由此可实现该部分费用的削减。另外，在P量为0.01～不足0.1质量％的范围内，除上述费用削减外，还补充了降低P量所产的效果。

[0043] 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，成形、烧结。由此使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，从而可改善切削性。实施例

[0044] [第1实施例]

[0045] 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。准备铁粉末，P含量为20质量％、余量为Fe的铁磷合金粉末，铜粉，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粉和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01～09的烧结体供试品。需要说明的是，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。

[0046] 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10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。

[0047] 表1

[0048]

[0049] 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相的面积比。

[0050] 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)。

[0051] 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2
荷重F(N)，根据下列式1计算出径向抗压强度K(N/mm)。

[0052] K＝F×(D-e)/(L×e2)…(1)

[0053] 就铜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。

[0054] 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。

[0055] 表2

[0056]

[0057] 由表2中供试品编号为01～09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添加量的影响。在Cu量(铜粉添加量)为2.5质量％以下的供试品编号为01～05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量的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10)同等的铁-磷-碳化合物。但是，若Cu量(铜粉添加量)超过2.5质％，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08)中，板状铁-磷-碳化合物相的面积比减少至4.5％，在Cu量超过4.0质量％的供试品(供试品编号09)中，铁-磷-碳化合物相的面积比下降至2.6％。

[0058] 铜相呈现出与Cu量(铜粉添加量)成比例增加的趋势，在Cu量(铜粉添加量)为0.5质量％的供试品(供试品编号01)中，金属组织截面中铜相的面积比为0.2％，在Cu量(铜粉添加量)为4.0质量％的供试品(供试品编号08)中，铜相的面积比增加至3.3％，在Cu量(铜粉添加量)超过4.0质量％的供试品(供试品编号09)中，铜相的面积比增加至3.6％。

[0059] 就径向抗压强度而言，在Cu量(铜粉添加量)为0.5质量％的供试品编号为01的供试品中，由于Cu量少，所以基质强度低，径向抗压强度呈低值，但随着Cu量(铜粉添加量)增加，由Cu所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(铜粉添加量)成比例增加的趋势。在这里，在Cu量(铜粉添加量)不足1.0质量％的供试品编号为01的供试品中，径向抗压强度低，无法用作阀导承，但在Cu(铜粉添加量)量为1.0质量％以上的供试品(供试品编号02～09)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。

[0060] 就阀杆磨损量而言，在Cu量(铜粉添加量)为0.5质量％的供试品编号为01的供试品中，由于改善相容性的铜相不存在，所以略有磨损，但在Cu量(铜粉添加量)为1.0质量％的供试品编号为02的供试品中，由于分散有铜相，使得相容性而得到改善，磨损量减少，在Cu量(铜粉添加量)为1.5质量％以上的供试品编号为03～09的供试品中，由于分散有足够量的铜相，阀杆磨损量低，处于恒定的数值。

[0061] 就阀导承磨损量而言，在Cu量(铜粉添加量)为0.5质量％的供试品编号为01的供试品中，由于Cu量少，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(铜粉添加量)为1.0质量％的供试品编号为02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(铜粉添加量)为1.5～3.0质量％的供试品编号为03～06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10)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10)相同，且处于基本恒定的低值。但是，在Cu量(铜粉添加量)为3.5～4.0质量％的供试品编号为07、08的供试品中，与Cu所产生的基质强化作用相比，由板状铁-磷-碳化合物减少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(铜粉添加量)超过4.0质量％的供试品编号为09的供试品中，由铁-磷-碳化合物减少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。

[0062] 根据以上结果可以确认，在Cu量(铜粉添加量)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相的面积比为0.5～3.3％。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。

[0063] [第2实施例]

[0064] 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、铜粉和石墨粉末，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11～16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相的面积比。其结果如表4所示。需要说明的是，作为石墨粉末添加量为2.0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。

[0065] 表3

[0066]

[0067] 表4

[0068]

[0069] 由表4中供试品编号为04、11～16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11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12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3.1％。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15的供试品中，板状铁-磷-碳化合物相的面积比约为25.0％，在C量(石墨粉末添加量)超过3质量％的供试品编号为16的供试品中，板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加至28.0％。另一方面，铜相因Cu量(铜粉添加量)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。

[0070] 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11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15)的径向抗压强度为502MPa，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。

[0071] 在C量(石墨粉末添加量)为1质量％的供试品编号为11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12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14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15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16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)从2.5质量％起增加，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)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。

[0072] 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％。

[0073] [第3实施例]

[0074] 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。准备在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，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17～24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相的面积比。其结果如表6所示。需要说明的是，作为铁磷合金粉末添加量为0.8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5和表6中示出。

[0075] 表5

[0076]

[0077] 表6

[0078]

[0079] 通过表6中供试品编号为04、17～24的供试品判断在烧结阀导承材料整体组成中的P量的影响。在P量为0.30质量％以下的供试品编号为04、17～23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10)同等量的铁-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。

[0080] [第4实施例]

[0081] 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、铜粉和石墨粉末，向铁粉末中添加如表7所示比例的铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，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7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25～29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相的面积比。其结果如表8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7和表8中示出。

[0082] 表7

[0083]

[0084] 表8

[0085]

[0086] 由表8中供试品编号为04、25～29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29的供试品中，作为铜粉添加的Cu绝大部分向基质中扩散，铜相仅为0.4％。

[0087] 在加热温度为920℃的供试品(供试品编号25)中，烧结时的加热温度低，导致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970～1070℃的供试品(供试品编号04、26～28)中，C得到充分扩散，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10)基本相同或达到足够的量。但是，若加热温度升高，则基质中扩散有的Cu量增加，从而难以形成板状铁-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29)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，导致金属组织截面中板状铁-磷-碳化合物相的面积比大幅降低。

[0088] 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920℃的供试品(供试品编号25)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970℃以上的供试品(供试品编号04、26～29)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。

[0089] 在加热温度为920℃的供试品(供试品编号25)中，C的扩散不充分，有助于耐磨损性的板状铁-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970℃的供试品(供试品编号26)中，C的扩散充分进行，板状铁-磷-碳化合物相的析出量与现有例(供试品编号10)基本相同，阀导承磨损量降低。另外，在加热温度为1000～1070℃的供试品(供试品编号04、27、28)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1100℃的供试品(供试品编号29)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970～1070℃的范围内降低。

[0090] 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，烧结时的加热温度在970～1070℃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。

[0091] [第5实施例]

[0092] 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。准备在第1实施例中使用的铁粉末、铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，向铁粉末中添加如表9所示比例的铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，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9所示的速度冷却，制备供试品编号为30～34的供试品。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相的面积比。其结果如表10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
9和表10中示出。

[0093] 表9

[0094]

[0095] 表10

[0096]

[0097] 存在以下趋势：由850℃冷却至600℃为止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5.7％，若进一步加快，则铁-磷-碳化合物相的面积比低于3％。

[0098] 另一方面，铜相并非是由过饱和的Cu析出分散而成，未扩散的铜粉作为铜相残留，所以金属组织截面中铜相的面积比与冷却速度无关，为基本恒定的值。

[0099] 就径向抗压强度而言，由850℃冷却至600℃为止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3％，阀导承磨损量急剧增加。

[0100] 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3％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，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。

[0101] [第6实施例]

[0102] 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、铜粉和石墨粉末，向铁粉末中添加如表11所示比例的铁磷合金粉末、铜粉和石墨粉末，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为止时，将850℃至780℃为止的温度域的冷却速度设定为30℃/分，于780℃在表11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35～38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相的面积比。其结果如表12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5实施例中供试品编号为34的供试品的值一并在表11和表12中示出。

[0103] 表11

[0104]

[0105] 表12

[0106]

[0107] 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，在进行恒温保持的供试品(供试品编号35～38)中，即使在第5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3％的冷却速度情况下，仍可使板状铁-磷-碳化合物相的面积比增加至3％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，通过在奥氏体中过饱和溶入的C作为铁碳化物析出的温度域内进行恒温保持，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，当在此温度域内进行恒温保持时，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。

[0108] 另一方面，铜相并非是由过饱和的Cu析出分散而成，未扩散的铜粉作为铜相残留，所以金属组织截面中铜相的面积比与恒温保持时间无关，为基本恒定的值。

[0109] 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。

[0110] 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。