金属烧结体复合材料及其生产方法 本发明涉及一种浸渗轻金属并改善抗咬合性的金属烧结体复合材料及其生产方法。
在使用轻金属的情况下，如铝合金和镁合金的情况下，通常采用包含增强物，如陶瓷纤维、陶瓷颗粒，金属间化合物颗粒的金属基复合材料。然而，将这些材料在高环境温度下使用时，比如在高于200℃的温度下被用作滑动件时，上述常规的金属基复合材料不能有效地防止咬合。虽然可将大量的增强物加到上述复合材料中，但这使生产成本明显增加，使机加工性能明显降低。
作为解决这些难题的有效手段，推荐过一些复合材料，它们是采用多孔铁基金属烧结体，以轻金属浸渗于该多孔铁基金属烧结体中，使该轻金属凝固而制成的，这公开于日本未审专利公开说明书63-312947，3-189063和3-189066中。
尤其是，日本未审专利公开说明书63-312947公开了一种复合材料，它是通过采用由Cu-C-Mo-Fe合金(SAE86的等同物)形成的并具有孔隙率为10-90％的连通孔的多孔体，用熔融的轻金属渗多孔体的孔，并凝固熔融轻金属而制成的。
日本未审专利公开说明书3-189063公开了一种复合材料，它是通过采用具有被三氧化二铁、四氧化三铁和氢氧化铁等覆盖的多孔表面的多孔铁基金属，使熔融的轻金属浸渗该多孔铁基金属的孔，然后使该熔融地轻金属凝固而制成的。期望这种复合材料能防止在晶界处产生局部的微孔。
日本未审专利公开说明书3-189066公开了一种复合材料，它是通过采用一种至少包含镍(Ni)、钴(Co)、铬(Cr)、钼(Mo)、锰(Mn)和钨(W)中的至少一种元素的多孔铁基金属烧结体，在400-1000kg/cm2的压力下用熔融铝合金浸渗多孔金属烧结体，然后使该熔融的铝合金凝固而制成的。该说明书还公开了通过对多孔金属烧结体的内表面施以无电镀和电镀来改善耐腐蚀和耐热性的技术。
然而对该多孔金属烧结体简单地浸渗轻金属不能达到充分的高温范围内的抗咬合性。这些因为所浸渗的轻金属在剧烈的滑动条件下塑性流动。
鉴于上述情况构想了本发明。本发明的目的在于提供一种在滑动时有充分抗咬合性的金属烧结体复合材料，这是通过将构成多孔铁基金属烧结体的金属的显微维氏硬度调整到200-800而达到的。
本发明的另一目的在于提供一种生产具有抗滑动咬合性的金属烧结体复合材料的方法。
当在高于200℃的高温范围内使用时，其中分散有陶瓷纤维或金属间化合物的常规的金属烧结体复合材料显出了轻金属硬度的明显下降，因此引起咬合。本发明人已发现，通过使构成多孔金属烧结体的金属具有范围为200-800的显微维氏硬度，则多孔金属烧结体可容易地，即使在高的环境温度下保证一种空间格子结构，能够将轻金属牢固地固定而且即使该轻金属软化时也能达到改善了的抗咬合性。本发明人还发现，通过停止使用由于急冷液体留在多孔金属烧结体的孔中而经常发生气体缺陷的液体急冷，及通过使多孔金属烧结体气体急冷和通过采用有高的倍增急冷系数的合金元素，可使构成多孔铁基金属烧结体的金属的显微维氏硬度被调整到200-800，这归因于气体急冷所产生的急冷相的硬化效果及急冷后生成碳化物的硬化效果。基于上述发现本发明人已完成本发明的金属烧结体复合材料。
本发明金属烧结体复合材料包含：
具有有孔的空间格子结构的多孔铁基金属烧结体；和
浸渗入多孔金属烧结体孔中的并已凝固的轻金属。
构成多孔金属烧结体的金属的显微维氏硬度被调整到200-800。
本发明的生产金属烧结体复合材料的方法采用了一种铁基粉末原料，其组成包含2-70％(重量)的至少一种选自由铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、钨(W)、锰(Mn)和硅(Si)构成的组中的至少一种元素和0.07-8.2％(重量)的碳(C)及不可避免的杂质，而且包括以下步骤：
生产一种金属烧结体，它能被气体急冷而且具有有孔的，体积百分比为30-88％的空间格子结构，它是通过烧结模压成形的铁基粉末原料而制成的。
通过在气体中使多孔金属烧结体冷却而使该多孔金属烧结体气体急冷，
用熔融的轻金属浸渗该多孔金属烧结体的孔，并使烷融轻金属凝固，以使获得一种复合材料，及
将该复合材料加热到构成复合材料的轻金属的时效处理温度范围，以使对轻金属进行时效处理。
借此将构成多孔金属烧结体的金属的显微维氏硬度调整到200-800。
按照本发明，当添加硬质材料时，多孔金属烧结体就包含构成该多孔金属烧结体的金属和该硬质材料。所以，该硬质材料与上述的显微维氏硬度无关。
根据本发明复合材料，因为构成多孔金属烧结体的金属的显微维氏硬度被调整到200-800，所以即使轻金属在高温范围内软化时，多孔金属烧结体也可容易地保持空间格子结构。因此，即使在该轻金属软化时，多孔金属烧结体的格子结构也能牢固地固定轻金属。所以，可抑制轻金属流动，这对改善抗咬合性是有益的。
当多孔金属烧结体在急冷液，如油或水中淬火时，此急冷液常残留在多孔金属烧结体的孔中，从而在用轻金属浸渗多孔金属烧结体时引起气体缺陷。相反，按照本发明的生产方法，使每种都具有倍增急冷系数的铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、钨(W)、锰(Mn)和/或硅(Si)以适宜的量含于其中，以使该多孔金属烧结体能在气体中急冷。此外，多孔金烧结体有空间格子结构，而且多孔金属烧结体的格子厚度小于金属体的厚度，因而，多孔金属烧结体就有比与烧结体有相同的表观体积的金属体大得多的冷却能力。因此，可通过将多孔金属烧结体放于气体中而简单地急冷，即可气体急冷，而且可在多孔金属烧结体上形成急冷相。因而，无需使用具有高冷却能力的急冷液，如水和油，而且这对减少和避免气体缺陷是有益的。
进而，根据本发明的生产方法，由于该多孔金属烧结体的孔在气体急冷后于高温下浸渗熔融的轻金属，所以该熔融的轻金属在高温下直接与急冷相接触。因而，自高温下熔融轻金属的热传递和熔融轻金属凝固后立即热传递完成了多孔金属烧结体急冷相的加热。
因此，多孔金属烧结体急冷后的组织(一般为残留奥氏体)预料是稳定的。此外，当碳含量高时，过饱和固溶于多孔金属烧结体急冷相中的合金元素倾向于以超细硬质的碳化物的形态析出。预料这种碳化物的产生改善了耐磨性。
换言之，取决于多孔金属烧结体中的碳含量，由于产生碳化物而发生了二次硬化。结果，进一步期望提高构成多孔金属烧结体金属硬度的效果及由于碳化物的产生而改善耐磨性的效果是可能的。在这方面，这对改善抗咬合性是非常有益的。
因而，如在后文所述的试验样品中那样，当将一种硬质材料混于此多孔金属烧结体中时，可期望硬质材料及碳化物能显出一种协同效应。
另外，按照本发明的生产方法，多孔金属烧结体具有空间格子结构，而且熔融的轻金属在高温下浸渗到空间格子结构中。结果，这种高温下熔融的轻金属与构成多孔金属烧结体金属三维均匀地接触，从而将热传到多孔金属烧结体中。因为可以期望对多孔金属烧结体均匀传热，所以就可以期望上述急冷后的稳定性和上述的，即使在多孔金属烧结体内部，特别是在其深处的产生碳化物的效果。
因此，这些事实被认为是导致多孔金属烧结体硬度变化减小的原因。还有，在这一点上可保持多孔金属烧结体的硬度，这对改善抗咬合性是更为有利的。
进而，按照本发明的生产方法，由于通过将构成复合材料的轻金属加热到时效处理的温度范围而对其施以时效处理，所以该轻金属本身可通过时效而强化，此外，因为时效处理中的热被传到多孔金属烧结体的急冷相，所以多孔铁基金属烧结体的金属组织的急冷相因强化轻金属的时效处理而更为稳定。另外，取决于碳含量，在多孔金属烧结体的急冷相中产生了超细硬质碳化物。这不仅说明了为什么保证了多孔金属烧结体的硬度，而且说明了为什么该多孔金属烧结体的耐磨性被进一步改善。还有，在这一点上，这对改善抗咬合性是极为有利的。
如上所述，由于多孔金属烧结体有空间格子结构，而且熔融的轻金属于高温下与构成多孔金属烧结体金属三维均匀地接触，所以传热效果的变化即使在多孔金属烧结体内部，特别是在其深处都被抑制。因而，上述时效处理中的热被均匀传给多孔金属烧结体，从而就可能减少上述使组织稳定化效果的变化及上述的生成碳化物的效果的变化。
尤其是，由于轻金属的传热系数比铁基材料的高，所以使用轻金属在抑制上述热效果上的改变是有利的。
现在，详细叙述本发明。
作为本发明的多孔金属烧结体的特征，构成多孔金属烧结体金属的显微维氏硬度被调到200-800。由于这个特征，即使轻金属在使用中软化时，多孔金属烧结体仍能保证其空间格子结构和显出足够的抗咬合性。显微维氏硬度小于200则导致多孔烧结体的强度小。所以，与轻金属在一起的多孔金属烧结体倾向于在滑动表面上塑性流动，而滑动表面由于咬合倾向于变得粗糙。从这些观点看，构成多孔烧结体的金属最好有这样的组成：其中显微维氏硬度，即使在浸渗轻金属和凝固后，及即使在轻金属时效处理后，也不低于200。但是，多孔金属烧结体的硬度过高则不适宜，因为复合材料的可加工性能趋于下降。在考虑上述各点时，将构成多孔金属烧结体金属的显微维氏硬度的下限调整为210、230、250或300，而其上限则调整为700、600或500。该显微维氏硬度较好范围为约200-500，更好是约220-400。构成多孔金属烧结体的金属组织包括至少一种选自由马氏体、贝氏体、珠光体、细珠珠光体等、或这些金属组织的混合中的金属组织。
当通过将多孔金属烧结体在水、油等中冷却而使之淬火时，水、油等趋于残留在多孔金属烧结体的孔中，从而在所得的复合材料上引起气体缺陷。为防止气体缺陷，采用通过将浸渗水、油等的多孔金属烧结体置于减压或真空的气氛中，使孔中的水、油等蒸发以将其去除的方法是可能的。但是采用这种方法增加了生产方法的步骤及生产成本。因此，按照本发明，要使构成多孔金属烧结体的金属组成甚至能通过在空气或其它气体中的冷却而被淬火，所述气体的冷却速度是相当慢的。为此，根据本发明，多孔金属烧结体除碳(C)之外还包括适量的铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、钨(W)、锰(Mn)和硅(Si)中的至少一种元素作淬火元素。这些元素中的每一种都有较高的倍增系数。
另外，由于该多孔金属烧结体的空间格子结构的格子厚度比金属体厚度小，所以可增加单位重量多孔金属烧结体的表面积。在这点上，可提高淬火时的冷却速度，即使在多孔金属烧结体的深处也是如此。因此，由于未与有高冷却能力的液体，如水和油接触，通过包括适量的，具有高倍增的合金元素和小的格子厚度，多孔金属烧结体可被气体淬火。因此，停止采用排除残存于多孔金属烧结体中的水、油等的步骤是可能的，而同时这对于减少和防止复合材料内的气体缺陷是有益的。
此外，还可预料到上述铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)和钨(W)还可起到碳化物生成元素的作用。尤其是当多孔金属烧结体含碳高时，这些已过饱和固溶于急冷相中的合金元素倾向于以硬质碳化物(碳化铬、碳化钼、碳化钒和碳化钨)的形式析出，而且这些碳化物以超细的状态析出。碳化物生成能使多孔金属烧结体的硬度提高，尤其是二次硬化时的硬度提高。
按照本发明，构成多孔金属烧结体金属的适宜组成的例子包括是合金工具钢的JIS-SKD的等同物、是高速钢的JIS-SKH的等同物和Fe-Mn钢。
本发明人一直对使金属烧结体复合材料具有必要硬度的多孔金属烧结体的金属上述组成进行研究。结果发现，鉴于所要求的金属组织，可硬化性的保证，由于碳化物生成而带来的硬度提高之类的技术因素及诸如适于销售性和原材料成本等经济因素，该金属组成可以多孔金属烧结体的总重，根据这些因素的轻重缓急确定如下：
(1)构成多孔金属烧结体的金属组成(重量％)基本上包括：0.1-8.0％的碳(C)和2.0-70.0％的铬(Cr)。在此情况下，络含量的上限可定为60％、50％和40％，而其下限可定为3％和7％。
(2)构成多孔金属烧结体的金属组成(重量％)基本上包括：0.1-3.0％的碳、1.7-20.0％的铬和0.3-30.0％的钼(Mo)、钒(V)、钨(W)、钴(Co)和锰(Mn)中的至少一种元素。在此情况下，Cr含量的上限可定为15％和18％。Mo、V、W、Co和Mn中的至少一种元素的上限可定为25％、20％、15％和10％，而其下限可定为0.5％，1％，3％和5％。
(3)构成多孔金属烧结体的金属组成(重量％)基本上包括：0.1-8.0％的碳(C)和10.0-50.0％的锰(Mn)。可将锰含量的上限定为40％、30％和20％，而其下限可定为13％、15％和20％。
(4)多孔金属烧结体中的碳含量可根据情况，如淬火相和碳化物的产生而变化。
考虑到诸如可硬化性的保证，由于碳化物的产生而使硬度提高的因素，碳含量的下限一般可定为0.08％、0.1％、0.2％和0.3％，而其上限可定为1.6％、1.8％、2.0％和5.0％(以多孔金属烧结体的总重量为基准)。最好是在符合需要的范围内确定碳含量。
多孔金属烧结体可以是含0.07-0.3％的碳的低碳合金、含碳0.3-0.8％的中碳合金和含碳0.8-3.0％的高碳合金中的任一种。
该多孔金属烧结体的优选组成(重量％)包括0.5-1.2％C、5.8-8.7％Cr、0.1-0.6％Mo、0.1-0.6％V、不可避免的杂质和基本上是铁的余量(以该多孔金属烧结体总重为基准)。
为了保证上述多孔金属烧结体的强度和轻金属的比例，将多孔金属烧结体的体积百分比调整到30-88％。如没有连接多孔金属烧结体金属的格子的特定面积，则金属起不到支持轻金属的结构件的作用，而倾向于在加工粉末模制品(一般是粉末压制产品)和多孔金属烧结体中出现麻烦。另外，当多孔金属烧结体的体积百分比过高时，在多孔金属烧结体表面层中的间隙变小并成为隔绝的孔，由此不能得到较多互相连接的孔。因此，多孔金属烧结体吸收熔融轻金属的能力下降，而多孔金属烧结体的重量趋于增加。鉴于以上各点，可将多孔金属烧结体的体积百分比是为80％、75％和70％，而将其下限定为40％、45％和50％。优选的体积百分比的范围是55-85％。
多孔金属烧结体的体积百分比按下式(1)计算：
体积百分比＝[W/(V×P)]×100％ (1)其中V是多孔金属烧结体的表观体积，W是多孔金属烧结体的实际重量，而P是构成多孔金属烧结体的金属的比重。
关于原料的颗粒形状，不定形或不规则的形状优于球形，因为这对于增加孔(特别是互相相连的孔)的数是好的，从而使多孔金属的体积百分比保持得很低。
最好是，为保证成孔，将烧结温度定得不形成液相。虽然烧结温度随原料中的合金元素含量而变化，但一般可将其上限定为约1200℃和1100℃而其下限可被定于约900℃和1000℃。烧结时间随烧结温度而变化，但一般范围为约15分钟至2小时。
再者，按照本发明的复合材料，最好是将硬质材料，如硬颗粒和纤维混于多孔金属烧结体中，以便改进耐磨性。硬质材料可在制备原料的步骤中混入，即在制备粉末模制品(一般是粉末压制产品)的步骤中混合。但是大量混入硬质材料导致滑动性能的恶化。这是因为掉下的硬质材料由于划伤和损伤而引起磨损。另外，当硬质材料是陶瓷质时，如碳化硅(SiC)和氧化铝时，硬质材料和构成多孔金属烧结体的金属间的亲合力趋于下降。另一方面，当硬质材料是金属或金属间化合物时，则易于保证硬质材料和构成多孔金属烧结体的金属间的亲合力，而且该硬质材料趋于容易抑制掉落。
本发明人的一个实验揭示了，添加显微维氏硬度为2500或更高的硬质材料(如，SiC颗粒、氧化铝颗粒和其它陶瓷质颗粒)易于使滑动表面粗糙。另一方面，添加显微维氏硬度为2000或更低的硬质材料则难得使滑动表面粗糙。这些原因推断为，显微维氏硬度大于2000的硬质材料具有如此强的破坏底层物的能力，以致使底层物的被磨掉的颗粒存在于滑动面之间，结果使复合材料的滑动面变粗糙。因此，硬质材料的显微维氏硬度最好不大于2000。硬质材料比构成多孔金属烧结体的金属硬就足够了。最好是，硬质材料比构成多孔金属烧结体金属硬得不超过100显微维氏硬度。硬质材料包括钢的粉末，如JIS-SKD61、JIS-SKH57等的粉末、金属间化合物，如FeCr、FeMo、FeCrC等的粉末、硬度相对低的陶瓷，如莫来石等的粉末。鉴于以上情况，硬质材料的混合比上限可定为50％、40％、20％和10％(体积)，而其下限可定为1％、3％和5％(体积)，以上百分比以多孔金属烧结体的总体积为基准。因此，硬质材料的体积百分比可在1-40％(体积)的范围内。以该复合材料的总体积为基准，将硬质材料的混合比上限定为不大于35％(体积)，更好是不大于20％(体积)。加少量硬质材料是有效的。然而，为了清楚地获得加硬质材料的效果，硬质材料混合比的下限为定为不小于1％(体积)，更好是不小于3％(体积)。硬质材料的颗粒直径的上限可为约300、200和100微米，而其下限为1、5和10微米。
上述轻金属的例子包括铝合金和镁合金。铝合金必须含镁(Mg)、硅(Si)、铜(Cu)、锆(Zn)和锰(Mn)中的至少一种元素，而适宜的铝合金的例子包括Al-Si合金、Al-Cu合金、Al-Mn合金及Al-Mn-Mg合金。按照本发明的复合材料，可用的铝合金包括需要作时效处理的和无需作时效处理的两种。按照本发明的生产方法，可用的铝合金需要时效处理。时效处理是使比如一种元素以Guinier-Preston区析出的一种工艺，该元素由于固溶热处理而被过饱和地固溶，固溶热处理是合金在加热和在高温下保温后被迅速冷却。按本发明的生产方法，时效处理温度以不超过1000℃为好。时效处理温度随一些因素，如轻金属的组成和所希望的性能而适当改变。当采用铝合金时，时效处理温度的上限可为550℃、500℃、450℃和400℃，而其下限可为130℃、150℃、170℃和200℃。
本发明的复合材料的显微维氏硬度最好为240-360(在10kg负荷下)。
本发明确切的特性，以及其它的目的和优点通过下面的与附图相关的说明将容易了解，其中：
图1是试样C的光学显微照片；
图2是试样C的较高放大倍数的光学显微照片；
图3是试样C的咬合试样的滑动表面的光学显微照片；
图4是试样B的咬合试样的滑动表面的光学显微照片；
图5是展示硬质颗粒硬度、构成多孔金属烧结体金属的硬度和咬合试验结果之间的关系图；
图6是展示各试样的磨损试验结果的图；
图7是含多孔金属烧结体的环的透视图；
图8是展示环的槽附近处的活塞的一部分的局部剖面图；
图9是展示环的槽附近处的另一活塞的一部分的局部剖面图；
图10是展示当采用Fe-0.1％(重量)Cr合金时，Cr含量与多孔金属烧结体的硬度之间关系的曲线；
图11是展示当采用Fe-0.1％(重量)C-1.7％(重量)Cr合金时，W、V、Mo、Co和Mu的各含量和多孔金属烧结体的硬度之间关系的曲线；
图12是展示当采用Fe-0.1％(重量)C-Mn合金时Mn含量与多孔金属烧结体硬度之间关系的曲线；
图13是展示LFW1实验磨损量与FeCrC体积百分数之间关系的曲线。
实施方案1原料粉末的制备：
表1中a-0的粉末被用作原料粉末。粉末a是SKD61的等同物，它含0.2％(重量)的相当低的碳(以此粉末总重量为基准)。粉末b是含1.2％(重量)相当高碳的SKD61的等同物。粉末C是含1.5％(重量)的相当高碳的SKD11的等同物。粉末d是含1.3％(重量)的相当高碳的SKH57的等同物。粉末e是含0.02％(重量)低碳的SUS410的等同物。粉末f是含0.02％(重量)低碳的SUS304的等同物。
此外，如表1所示，粉末g是纯铁(Fe)粉。粉末h是Fe-Mn钢粉。粉末i是碳(C)粉。粉末j是SiC颗粒。粉末K是氧化铝颗粒。粉末1是莫来石颗粒。粉末m是铁铬(FeCr)颗粒，这是一种金属间化合物。粉末n是铁钼(FeMo)颗粒，它是一种金属间化合物。粉末o是FeCrC颗粒，它是一种金属间化合物。粉末a-f的颗粒直尺在20-180微米的范围内。粉末g-o的颗粒直径示于表1。粉末j-o的显微维氏硬度也示于表1。粉末a-h是雾化的粉末。
表1粉末 材料 组成(重量％) 制造者(均在日本) 硬度 aJIS-SKD61等同物Fe-0.2C-1Si-0.4Mn-5Cr-1.3Mo-1VMITSUBISHISTEEL MFG.CO.LTD - bJIS-SKD61等同物Fe-1.2C-1Si-0.4Mn-5Cr-1.3Mo-1V同上 - cJIS-SKD11等同物Fe-1.5C-0.4Si-0.4Mn-12Cr-1Mo-0.8V同上 - dJIS-SKH57等同物Fe-1.3C-0.3Si-0.2Mn-4Cr-3.5Mo-3.3V-10W-10Co同上 - eJIS-SUS410等同物Fe-0.02C-0.9Si-0.2Mn-12.5CrDAIDO STEEL CO.LTD. - fSUS304等同物Fe-0.02C-0.9Si-0.2Mn-10.5Ni-19Cr同上 - j纯FeD.：20-180μmHEGANESU CO，LTD - hFe-Mn钢Fe-0.5C-18MnD.；30～250μm以水雾化用其本身产生 - i碳粉C：99.5平均D.：10μmNIPPON KOKUENKOGYO K.K. - jSiC颗粒SiC95％平均D.：15μmSHOWA DENKO K.K.Hv3200 k氧化铅颗粒Al2O398％D.：10-45μm同上Hv2700 l莫来石颗粒Al2O376％-SiO224％D.：10-45μm同上Hv1500 mFeCr颗粒Fe-65CrD.：65μm或更小FUKUDA KINZOKUHAKUKO K.K.Hv1700 nFeMo颗粒Fe-61Mo D.：63μm或更小同上Hv1400 oFeCrC颗粒Fe-7.3C-64CrD.：45μm或更小同上Hv800粉末压制步骤：
称出预定量的各原材料粉末，然后称出1％(重量)作为成形中的润滑剂的硬脂酸锌(以各粉末总重为基准)。而后将称出的原材料粉末和硬脂酸锌用V型粉末混合设备混合10-50分钟，从而得到一种混合粉末。将预定量的混合粉末输入内径为40mm的模腔中，然后将冲头压入模中，借以得到粉末压制的制品，它是一种内径40mm，厚10mm的模制品。烧结步骤：
接着，将粉末压成的制品放入真空烧结炉中烧结。首先将此制品于700℃下保持30分钟以蒸发掉硬脂酸锌来进行烧结。而后将温度由700℃升到1100℃，再将制品于1100℃保温30分钟结果得到一种多孔铁基金属烧结体。气体急冷步骤：
烧结后，将氮气引入烧结炉，以便将多孔金属烧结体以100℃/分的冷却速度冷到原来的温度范围。就这样进行了气体急冷步骤。氮气主要用来抑制多孔金属烧结体的氧化。本发明人的实验表明：即使在烧结处理和冷却处理(冷却速度20-30℃/分)在还原气氛，包括还原气体，如氢气、胺分解气体、燃烧丁烷等所得的废气中也可生产出有相同质量的多孔烧结体。
表2中的试样A-Q是用上述步骤生产的。就试样A-Q而言表2示出了用于形成各种多孔金属烧结体的原料的种类、构成多孔金属烧结体金属的体积百分比、及将熔融铝浸渗入多孔烧结体中及凝固和实施时效处理后构成多孔金属烧结体的显微维氏硬度(300g负荷下5点的平均值)。表2中的试样C的原料是通过向表1所示的粉末a(JIS-SKD61的等同物)加入粉末i(碳粉)而制成的，添加量为0.1％(重量)，而试样E的原料是以与制试样C的相同方法制成的。
表2中的试样O的原料是通过混合表1中所示的粉末g(纯铁粉)和粉末i(碳粉)而制成的，要使碳含量为0.8％(重量)。表2中所示的试样P和Q的原料是以与制试样O相同的方法制成的。
表2 试样 构成多孔金属烧结体的金属 原料粉末种类 体积％平均硬度(mHv) A a 45 290 B a 60 310 C a+i(0.1重量％C) 60 380 D a 55 305 E a+i(0.1重量％C) 65 370 F c 60 720 G c 45 690 H c 55 705 I e 60 185* J e 50 190* K f 60 185* L f 55 183* M f 65 187* N h 60 230 O g，i Fe-0.8C 60 125* P g，i Fe-0.8C 65 130* Q g，i Fe-1.5C 60 140*
(*：除权利要求之外)
此外，表3就试样A-Q示出了向每个多孔金属烧结体所加的硬质材料的种类、该硬质材料所占的体积百分比(以该复合材料的总体积为基准)、其显微维氏硬度，对每种复合材料所施的热处理以及咬合实验结果。
只有作为对比例的试样O、P和Q在烧结后于真空中在850℃加热30分钟，而后被置于油中油淬。由于一些油附着于这些多孔金属烧结体的孔中，所以通过用Soxhlet提取剂(溶剂：乙醚)在真空下蒸发而将油去除。浸渗步骤：
将所得的每个实验样品的烧结体于400℃预热15分钟。而后将各烧结体置于压铸模的腔中，而后注入750℃的铝合金(JISAC8A)，立即施以100MPa的压力，从而得到一种复合材料。必须注意的是，JIS AC8A的主要指标组成包括0.8-1.3％(重量)的Cu，11-13％(重量)的Si和0.7-1.3％(重量)的Mg。
自模中取出后立即将复合材料置于60℃或更高的热水中以便立即急冷。时效处理步骤：
由表3所知，试样A-J的复合材料作了T5处理，即220℃三小时的时效处理。试样O、P和Q的复合材料作为对比例也作了T5处理，即220℃三小时的时效处理。
由表3所知，试样K-N的复合材料作了T7处理。这种T7处理是作500℃三小时的固溶热处理，此后将材料立即置于60℃或更高的水中作急冷处理，此后通过加热所得的材料并在220℃保温3小时对其作时效处理。
表3试样加到多孔金属烧结体的硬质颗粒种类体积％平均硬度(mHv)复合材料的热处理 咬合 试验 结果较佳实施方案 对比例 A b 20 690 T5 ○ ○ B k 5 (2700) ↑ × ○ C l 5 (1500) ↑ ○ ○ D m 10 (1700) ↑ ○ ○ E元 - - ↑ ○ ○ F j 5 (3200) ↑ × ○ G d 20 820 ↑ ○ ○ H n 10 (1400) ↑ ○ ○ I l 5 (1500) ↑ × ○ J d 20 790 ↑ × ○ K k 5 (2700) T7 × ○ L m 10 (1700) ↑ × ○ M元 - ↑ × ○ N o 20 800 ↑ ○ ○ O n 10 (1400) T5 × ○ P元 - ↑ × ○ Q l 5 (1500) ↑ × ○
( )：估计值
图1示出了试样C的复合材料的光学显微组织，而图2示出了高倍放大的试样C的组织。在图1和2中，多孔金属烧结体如岛形区域示出，而铝合金以海形区域示出，它是被浸渗入多孔金属烧结体中的，而黑色颗粒是作为硬质材料的莫来石颗粒。测定：咬合试验：
从这样得到的复合材料上切下板状的咬合试验试样，而后作咬合试验。配套件是一内径25mm，外径30mm，高40mm的管状件。在考虑活塞环材料时配套件的材料按两个种类确定，即渗氮不锈钢和硬化轴承钢(JIS SUJ2)。通过以0.5mm/秒的园周速度使该配套件在250℃的大气温度中旋转，同时在200N的负荷下将该管形配套件的轴端表面压在板状的各试样上来进行咬合试验。
通过用电子显微镜观查每个咬合试验试样的滑动表面进行咬合试验结果的判断。复合材料的显微组织保持不变被认为是″成功的″，而其模糊则被认为是″失败的″。
试样C的显微照片作为成功的例子示于图3，试样B的显微照片作为失败的例子示于图4。在图3和4中，垂直于纸页方向的上面是滑动面。如图3的显微照片所示，滑动面以退色的标记被看到，因为滑动面对着配套件滑动并被其磨损。由于管状配套件的弯曲作用，所以滑动表面稍有弯曲。从图3清楚可知，复合材料的组织被保留在该滑动表面上，而且抗咬合性是优良的。另一方面，图4展示了在滑动表面上未保留复合材料的组织。
虽然在此咬合试验中用了两种配套件，但在试验结果方面，配套件的材料间无区别。表2所示的显微维氏硬度为200或更低的多孔金属烧结体，即表3所示的试样I、J、K、L、M、O、P和Q显出了以″失败″标注的咬合试验结果。从表3所示的咬合试验结果还可知，包含显微维氏硬度大于2000的硬质材料的复合材料，即试样B和F也显示以″失败″标注的试验结果。但是试样B和F，如果降低硬质材料的硬度，也可显示出满意的结果。
此外，研讨了构成多孔金属烧结体的金属的硬度、硬质颗粒的硬度和抗咬合性间的关系。结果列于图5。在图5中园圈表示未见咬合(擦伤)，而叉号表示可见咬合(擦伤)。从图5中的箭头K1可知，当硬质颗粒的显微维氏硬度超过2000时，抗咬合性的评价结果用叉号标出，这表示观察到咬合。此外，如从图5中的箭头K2可知，当构成多孔金属烧结体的金属的显微维氏硬度小于200时，抗咬合性评估结果也用叉号标出。从该咬合试验清楚可知，构成多孔金属烧结体的金属的显微维氏硬度大于200则完成了对抗咬合性的改善，而且硬质颗粒的显微维氏硬度以小于2000为佳。在图5中，阻影面积表示由于过硬而未被切下的复合材料的面积。这就是说，当构成多孔金属烧结体的金属显微维氏硬度超过800时，实施机加工是不可能的。耐磨试验：
为评价已通过上述咬合试验的试样材料的耐磨性，实施LFW磨损试验。按LFW磨损试验，用两种材料，即渗氮不锈钢和相当于活塞环材料的材料，制成直径30mm的环。每个磨损试样绕其轴以160转/分的转速旋转，而同时将配套块以预定的负荷压在每个磨损试验试样的外周表面上。试验条件如下：负荷590N，滑动时间60分，气氛为室温空气。用Ni-耐蚀性铸铁制成对比磨损试样，然后作类似的LFW磨损试验。
图6示出了LFW磨损试验的结果。横座标表示试样种类，而纵座标表示磨损量。由图6可知，试样A的磨损量约为36微米，试样C约为30微米，试样D约为21微米、试样E约为75微米(因为不含有硬质颗粒)、试样G约为31微米、试样H约为34微米，试样N约为10微米。简言之，除试样E外，试样A-N都显出等于或优于用Ni-耐蚀性铸铁制成的对比试样的耐磨性。实施例
图7所示的由具有空间格子结构的多孔金属烧结体形成的环4由试样B和C中的每种制成。在将环4置于铸造活塞的模腔中后，浇铸熔融铝合金(JIS AC8A)以使浸渗入环中，再经凝固而得到一个包含复合材料50和主体60的活塞6，见图8。
接着，通过切削在复合材料50上形成一个活塞顶环槽52，然后将活塞6组装到实用的发动机(3升柴油涡轮发动机)上来进行寿命试验。必需注意的是，将顶环放在活塞顶环槽52中，而且顶环和活塞顶环槽52相互对着滑动，同时开动发动机。以全负荷，3000转/分，200小时进行此实验。寿命试验结果与上述试验样品形成的复合材料的检验结果相同：由试样B的材料形成的活塞6在形成环槽52的滑动表面52i上引起咬合(表面变粗)。由试样C材料形成的活塞6则不引起咬合(无表面粗糙化)。
图9所示的是活塞6的一种变型，上述的复合材料5可用在厚度方向上的三个叠层形成，在此情况下，该复合材料5由第一层54、第二层55和第三层56构成，而每层都是通过对有空间格子结构的多孔金属烧结体浸渗铝合金(AC8A)然后以于上述的相同方法使之凝固而形成的。第二层55是用试样C的材料形成的。
将第一层54和第三层56的热膨胀系数调整得比第二层55的大。
形成活塞6的铝合金的热膨胀系数一般在约19.0-21.0×10-6/℃的范围内。另一方面，由于第二层55的复合材料是通过向多孔金属烧结体浸渗铝合金而后使之凝固而形成的，所以第二层55的复合材料的热膨胀系数比单一的铝合金的热膨胀系数小。这是因为铁起了作用。因此，急冷处理，如固溶热处理时相当严重的热冲击有时引起复合材料5和主体60之间边界的开裂。
在这一点上，按图9所示的实施方案，由于与夹层第二层55相比第一层54和第三层56由具有热膨胀系数与铝合金热膨胀系数更相似的材料形成，则可使复合材料5和主体60间的热膨胀系数差变小。因此，即使在热冲击相当严重时，改善抑制复合材料5和主体60间的边界开裂的效果是可能的。在此实施例中，复合材料5的第一层54和第三层56和主体60的热膨胀系数间的差调整在2.0-5.0×10-6/℃实施方案2
实施方案1的结果表明，SKD、SKH的等同物和高Mn高C钢作为多孔金属烧结体的金属组分是优越的。因此，本发明人研究了多孔金属烧结体的组分范围，出于生产成本通过尽可能减少上述元素使之能有200或更高的显微维氏硬度来考虑。
按实施方案2，制成具有图4所示组分的粉末1-13，及用每种粉末，以与实施方案中相同的方法形成多孔金属烧结体，然后将熔融铝合金(AC8A)浸渗入每个多孔金属烧结体的孔中，再以与实施方案1相同的方法使之凝固，以生产各复合材料。
如表4所示，通过从SKD11的等同物中排除硅(Si)、锰(Mn)、钼(Mo)和钒(V)及降低碳(C)而制成试样1的组合物。通过从试样1的粉末组合物中降低碳(C)和铬(Cr)制成试样2的组合物。通过从试样2的粉状组合物中减少铬(Cr)而制成试样3的组合物。通过从SKD61的等同物中去除硅(Si)和锰(Mn)和减少碳(C)和铬(Cr)制成试样4的组合物。通过从试样4的粉状组合物中减少钼(Mo)和去除钒(V)制成试样5的组合物。通过从试样4的粉状组合物中减少钒(V)和去除钼(Mo)制成试样6的组合物。通过从试样4的粉状组合物中去除钼(Mo)和钒(V)并向之加钨(W)而制成试样7的组合物。通过从试样4的粉状组合物中去除钼(Mo)和钒(V)并向之加钴(Co)制成试样8的组合物。通过从SKD的等同物中减少碳(C)、铜(Cu)、和锰(Mn)制成试样9的组合物。通过从试样8的粉状组合物中去除钴(Co)制成试样10的组合物。通过从Fe-Mn钢中减少碳(C)制成试样11的组合物。通过从试样11的粉状组合物中减少锰(Mn)制成试样12的组合物。通过从试样11的粉状组合物中再减少锰(Mn)制成试样13的组合物。
接着，从按上述方法而得的复合材料上切下试样，然后测每种试样的构成多孔金属烧结体的金属的显微维氏硬度。进而，用各复合材料生产咬合试验试样，而后以同于上述的方法，以JIS-SUJ2的等同物作配套件对各试样作咬合试验。
表4示出了所用各粉末的组成，每种多孔金属烧结体的硬度(300g负荷下5点平均值)和咬合实验结果。
从表4可知，就SKD11变型而言(试样1-3)，在铬(Cr)含量相当高的情况下，当铬(Cr)含量不小于2％(重量)而且碳(C)含量不小于0.1％(重量)时，该多孔金属烧结体的显微维氏硬度不小于200，而且在咬合试验中未见咬合(无表面变粗)。
就SKD61的变型(试样4-8)和SKH的变型而言，为将该多孔金属烧结体的显微维氏硬度调整到不小于200，则必须使铬(Cr)含量不小于1.7％(重量)，碳(C)含量不小于0.1％(重量)而且钼(Mo)、钒(V)、钨(W)、钴(Co)和锰(Mn)中至少一种元素的含量不小于0.3％(重量)。对于Fe-Mn钢的变型而言，出于相同目的，必需使碳(C)含量不小于0.1％(重量)而锰(Mn)含量不小于10％(重量)。
表4试样 组份(重量％)构成多孔烧结体的金属的硬度(mHv)咬合试验结果①Fe-0.5C-12Cr(从SKD1等同物去除Si，Mn，Mo，V及减少C) 437 ○②Fe-0.1C-4Cr(从①减少C、Cr) 232 ○③Fe-0.1C-2Cr(从②减少Cr) 200 ○④Fe-0.1C-1.7Cr-1.3Mo-1V(从SKD61等同物去除Si，Mn和减少C，Cr) 251 ○⑤Fe-0.1C-1.7Cr-0.3Mo(从④减少Mo和去除V) 205 ○⑥Fe-0.1C-1.7Cr-0.3V(从④去除V和减少Mo) 211 ○⑦Fe-0.1C-1.7Cr-0.3W(从④去除Mo，V，再加W) 223 ○⑧Fe-0.1C-1.7Cr-0.3Co(从④去除Mo，V再加Co) 203 ○⑨Fe-0.1C-1.7Cr-0.3Mn(从SKD61等同物减少C，Cr，Mn 210 ○
和去除Fe)⑩Fe-0.1C-1Cr(从⑧减少Co) 175Fe-0.1C-18Mn(从Fe-Mn钢减少C) 221 ○Fe-0.1C-12Mn(从○减少Mn) 205 ○Fe-0.1C-8Mn(从○减少Mn) 193
图10和11示出了在碳含量低到0.1％(重量)时的试验结果。图10是展示在用Fe-0.1％(重量)C-Cr合金作多孔金属烧结体的原料粉末情况下，构成多孔金属烧结体金属的显微维氏硬度和铬(Cr)含量之间的关系的曲线。图11是展示在用Fe-0.1％(重量)C-1.7％(重量)Cr合金作该多孔金属烧结体的原料粉末情况下，分别改变的钨(W)、钒(V)、钼(Mo)、钴(Co)和锰(Mn)含量和构成多孔金属烧结体金属的显微维氏硬度之间关系的曲线。图12是展示在用Fe-0.1％(重量)C-Mn合金作多孔金属烧结体的原料粉末情况下，Mn含量和构成多孔金属烧结体金属的显微维氏硬度之间关系的曲线。
如图10中的特性曲线所示，在碳含量低到0.1％(重量)的情况下，直到1％(重量)的Cr含量显不出硬度有明显提高，但Cr含量约2％(重量)时，显微维氏硬度达到200。
如图11中的特性曲线所示，在用Fe-0.1％(重量)C-1.7％(重量)Cr合金情况下，0.3％(重量)的W含量达到大于220的显微维氏硬度，0.3％(重量)的V含量达到210的显微维氏硬度、0.3％(重量)的Mo含量达到200以上的显微维氏硬度、0.3％(重量)的Co含量达到200以上的显微维氏硬度，而0.3％(重量)的Mn含量达到200以上的显微维氏硬度。必须注意Co被认为是改善热强度的元素。
如图12中的特性曲线可知，当Mn含量增加时，硬度急剧提高。当使用Fe-0.1％(重量)C-Mn合金时，约10％(重量)的Mn含量达到200的显微维氏硬度。实施方案3：
以下列试验评价含于多孔金属烧结体中的硬质材料的量的效果。
表1中的粉末a(SKD61的等同物)和粉末O(FeCrC)经混合和烧结而得到体积百分比为70％的多孔金属烧结体。此时，改变FeCrC的量。根据这种改变，调整构成多孔金属烧结体(粉末a)的金属的量。结果，将多孔金属烧结体的体积百分比调整到70％。
此后，在相同的条件下实施上述的LFW磨损试验。结果示于图13。图13的横轴表示以复合材料总体积为基准的硬质材料(FeCrC)的混合比，而图13纵轴表示试样的磨损量。
根据图13，发现添加少量硬质材料是有效的。当以不小于5％的量加入硬质材料时，未获得任何明显效果。所以，就耐磨性而言，硬质材料的添加量没有上限。但是，当硬质材料的添加量过大时，它降低机加工性能。因此，将硬质材料混合比的上限设定为不大于35％(体积)，更好是不大于20％(体积)，以复合材料总体积为基准。或将硬质材料混合比上限定为不大于50％(体积)，更好是不大于30％(体积)，以多孔金属烧结体总体积为基准。
如上所述，加入少量硬质颗粒是有效的。所以，无须特别限定硬质材料混合比的下限。但是，为明确地得到加入硬质材料的效果，将硬质材料混合比的下限定为0.5％(体积)，更好是1.0％(体积)，以复合材料总体积为基准。或将其下限定为不小于1％(体积)，更好是3％(体积)，以多孔金属烧结体总体积为基准。
很明显，根据上述技术可有本发明的多种改型和改变。因而所附权利要求的范围内除特别陈述外，都可实施本发明。
很明显，根据上述技术可有本发明的多种改型和改变。因而所附权利要求的范围内除特别陈述外，都可实施本发明。