本發明涉及燒結合金及其制造方法，所述燒結合金適于例如渦輪增壓器用渦輪部件，特別是要求耐熱性、耐腐蝕性和耐磨損性的噴嘴殼體（）等。
背景技術：
一般地，在附設于內燃機中的渦輪增壓器中，在與內燃機的排氣歧管連接的渦輪外殼上，渦輪可自由旋轉地被支持，多個噴嘴閥以圍在渦輪的外周側的方式可回轉地被支持。流入渦輪外殼中的排氣氣體由外周側流入渦輪中，并向軸向排出，此時使渦輪旋轉。在渦輪的相反側設置在相同軸上的壓縮機旋轉，由此使供向內燃機的空氣壓縮。其中，噴嘴閥在以噴嘴殼體或支架噴嘴（）這樣的名稱稱呼的環狀的部件上可回轉地被支持。噴嘴閥的軸貫穿噴嘴殼體，從而與聯桿機構連接。通過驅動聯桿機構，噴嘴閥回轉，調整排氣氣體流入渦輪的流路的開度。本發明中，作為對象的例如是噴嘴殼體（支架噴嘴）或其中安裝的板狀噴嘴（）這樣的、設置在渦輪外殼內的渦輪部件。上述這樣的渦輪增壓器用渦輪部件由于與作為高溫的腐蝕性氣體的排氣氣體接觸，因此被要求具有耐熱性和耐腐蝕性，同時由于與噴嘴閥滑動連接，因此還被要求耐磨損性。因此，目前使用了高Cr鑄鋼、或在JIS規格中規定的SCH22品種上以提高耐腐蝕性為目的而實施了Cr表面處理的耐磨損性材料等。另外，作為耐熱性優異的同時、耐腐蝕性和耐磨損性也優異且價格低廉的部件，提出了在鐵素體系不銹鋼的基體中分散了碳化物的耐熱耐磨損性燒結部件（例如專利第3784003號）。但是，專利第3784003號的燒結部件由于通過液相燒結而得到，因此在尺寸精度要求嚴格的情況下，需要實施機械加工。而由于硬的碳化物多量析出，因此切削性差，人們期望切削性的改善。進一步地，渦輪增壓器的構成部件一般用奧氏體系耐熱材料構成，但專利第3784003號中記載的渦輪增壓器用渦輪部件由鐵素體系的材料構成。該情況下，熱膨脹系數與周圍的構件不同，因此，包含兩者的材料的構成部件間易于產生空隙，它們的連接變得不充分等，在適用時部件設計變難，人們期望與周圍的奧氏體系耐熱材料同等的熱膨脹系數。
技術實現要素：
因此，本發明的目的在于提供耐熱性、耐腐蝕性、耐磨損性和切削性優異、具有與奧氏體系耐熱材料同等的熱膨脹系數、部件設計容易的燒結合金，及其制造方法。為了解決上述課題，本發明的燒結合金的第一特征是具有微細的碳化物均勻分散在奧氏體系不銹鋼組成的鐵合金基體中的金屬組織。即，通過使基體組織為奧氏體系不銹鋼組成的鐵合金，確保高溫下的耐熱性和耐腐蝕性的同時，確保與一般的奧氏體系耐熱材料同等的熱膨脹系數。另外，通過使微細的碳化物均勻地分散在這種鐵合金基體中，可增加基體中的碳化物的存在比例，在與對象構件（）的接觸中，使更多的碳化物粒子介于它們之間存在，由此使耐磨損性提高。另外，為了均勻地分散，使碳化物從鐵合金基體中析出分散來生成。其中，析出的碳化物中以鉻碳化物為主。鐵合金基體中的鉻是確保耐熱性和耐腐蝕性所需要的元素，因此通常其作為碳化物過度地析出時，鐵合金基體的耐熱性和耐腐蝕性降低。對于這一點，在本發明中，由于鉻碳化物微細地析出，因此碳化物周圍的鐵合金基體的鉻濃度稍有降低，不會產生鉻濃度極端降低的部位，可以抑制鐵合金基體的耐熱性和耐腐蝕性的降低。另外，本發明的燒結合金的第二特征是其密度被限定在一定的范圍。以往，分散在燒結合金中的氣孔易于成為破壞的起點，以及該氣孔多量存在時，燒結合金的表面積增加，耐腐蝕性降低，因此提出了減少氣孔，減小它們的影響（例如專利第3784003號等）。相對于這樣的現有技術，在本發明的燒結合金中，著眼于在燒結合金的表面形成的鉻的鈍態被膜，使燒結合金的密度在規定的范圍，使氣孔的量適量存在，在燒結合金表面和氣孔內面積極（）地形成鉻的鈍態被膜。鉻的鈍態被膜硬且牢固地固定在燒結合金表面和氣孔內面。在本發明的燒結合金中，通過在燒結合金表面和氣孔內面積極地形成這樣的鉻的鈍態被膜，實現了耐腐蝕性和耐磨損性的提高。具有上述技術特征的本發明的燒結合金具體地，具有下述特征：全部組成按照質量比計為Cr：13.05～29.62%、Ni：6.09～23.70%、Si：0.44～2.96%、P：0.2～1.0%、C：0.6～3.0%，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，具有在氣孔分散的鐵合金基體中均勻地析出分散了碳化物的金屬組織，最大直徑為1～10μm的碳化物占上述碳化物的總面積的90%以上，密度為6.8～7.4Mg/m3。在本發明的燒結合金中，優選的方式為在全部組成中進一步含有2.96質量%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一種以上、在燒結合金表面和氣孔內面形成氮化物。另外，本發明的燒結合金的制造方法的特征在于，使用在下述鐵合金粉末中添加、混合了P為10～30質量%的鐵-磷合金粉末、以及0.6～3.0質量%石墨粉末的混合粉末，所述P為10～30質量%的鐵-磷合金粉末以使P在混合粉末的全部組成中為0.2～1.0質量%的量添加、混合，所述鐵合金粉末是按照質量比計為Cr：15～30%、Ni：7～24%、Si：0.5～3.0%，以及剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成的合金粉末，將該混合粉末成形，使成形體密度為6.0～6.8Mg/m3，將所得的成形體在1100～1160℃、在常壓環境的非氧化性氣體氛圍中燒結。以下，對于本發明中的數值限定的依據，與本發明的作用一起進行說明。應予說明，以下使用的“%”是指“質量%”。[混合粉末的成分組成和燒結合金的成分組成]本發明的燒結合金的鐵合金基體為奧氏體系不銹鋼組成。奧氏體系不銹鋼是在Fe中固溶了Cr和Ni的鐵合金，耐腐蝕性和耐熱性高，熱膨脹系數也與一般的奧氏體系耐熱材料相等。為了得到這樣的鐵合金基體，使用在Fe中固溶了Cr和Ni的鐵合金粉末作為主原料粉末。這些元素由于在鐵（或鐵合金）中合金化而被給予，因此在燒結合金的基體中同樣地分布，發揮耐腐蝕性和耐熱性的效果。本發明的燒結合金的鐵合金基體通過使Cr量為12%以上，而對于氧化性的酸表現良好的耐腐蝕性。因此，使鐵合金粉末的Cr量為15%以上，以使鐵合金粉末中含有的Cr的一部分即使在燒結時作為碳化物析出，在燒結體的鐵合金基體中也殘留充分的Cr量。另一方面，鐵合金粉末中的Cr量超過30%時，形成脆的σ相，明顯損害鐵合金粉末的壓縮性。由此，在本發明中，使作為主原料粉末的鐵合金粉末的Cr量為15～30%。鐵合金基體通過使Ni量為3.5%以上，可以改善對于非氧化性的酸的耐腐蝕性，為10%以上時，可以與Cr量無關系地得到對于非氧化性酸的良好的耐腐蝕性。另一方面，由于即使在燒結體的鐵合金基體中含有大于24%的Ni，耐腐蝕性提高的效果也不改變，以及由于Ni為昂貴的元素，所以使鐵合金粉末中含有的Ni量的上限為24%。因此，在本發明中，使鐵合金粉末的Ni量為7～24%，優選為10～22%。應予說明，對于鋼的耐腐蝕性，由于奧氏體組織在結晶學上原子密度高，因此比鐵素體組織優異。因此，更優選為了使燒結后得到的鐵合金基體組織為奧氏體組織，而調整Cr量和Ni量，并使其含在鐵合金粉末中。例如，在Fe-Cr-Ni系合金的退火組織圖中，使橫軸為Cr量、縱軸為Ni量，形成A點（Cr量：15%，Ni量：7.5%）、B點（Cr量：18%，Ni量：6.5%）、C點（Cr量：24%，Ni量：18%）。由連接該A點-B點-C點的曲線，在Ni量多的區域可得到奧氏體組織。因此，只要進行調整，以使Cr量和Ni量含在該區域中即可。鐵合金粉末由于多量地含有易于氧化的Cr，從而在鐵合金粉末的制造時將Si作為脫氧劑添加到金屬熔液中。另外，如果將Si固溶在鐵合金基體中而給予，則有提高基體的耐氧化性和耐熱性的效果。鐵合金粉末中的Si量小于0.5%時，該效果缺乏，另一方面，大于3.0%時，鐵合金粉末過于變硬，顯著損害壓縮性。因此，鐵合金粉末中的Si量為0.5～3.0%。另外，鐵合金粉末由于Cr含量多，因此難以進行燒結。因此，在本發明中，在鐵合金粉末中添加鐵-磷合金粉末，燒結時產生鐵-磷-碳共晶液相，促進燒結。鐵-磷合金粉末的P含量小于10%時，不能充分產生液相，無助于燒結體的致密化。另一方面，如果超過30%，則鐵-磷合金粉末的粉末硬度增加，混合粉末的壓縮性顯著受到損害。另外，全部組成中的P量小于0.2%時，液相產生量變少，燒結促進的效果變得缺乏。另一方面，全部組成中的P量超過1.0%時，燒結過度地進行，超過作為下述燒結合金的密度上限的7.4Mg/m3，而致密化。進一步地，鐵-磷合金粉末易于形成液相而流出，鐵-磷合金粉末存在的地方作為氣孔而殘留（所謂的Kirkendall空洞），在鐵合金基體中多量地形成粗大的氣孔，因此耐腐蝕性降低。由以上，鐵-磷合金粉末使用P量為10～30%、剩余部分為Fe的合金粉末，其添加量是使混合粉末的全部組成中的P量為0.2～1.0%的量。通過在這樣的鐵合金粉末中添加石墨粉末并進行燒結，可使C在鐵合金基體中擴散，使其與鐵合金基體中的Cr結合，作為鉻碳化物析出分散。以石墨粉末的形式賦予的C與鐵-磷合金粉末一起產生鐵-磷-碳的共晶液相，使燒結促進。其中，石墨粉末的添加量小于0.6%時，碳化物的析出量變得過少，缺乏耐磨損性提高的效果。另外，由于缺乏燒結促進的效果，因此燒結體的密度不會增加，燒結體的強度變低，耐磨損性變低。另一方面，石墨粉末的添加量超過3.0%時，碳化物的析出量變得過多，促進對象材料（）的磨損的同時，鐵合金基體中的Cr量降低，耐熱性和耐腐蝕性降低。另外，鐵-磷-碳的共晶液相多量地產生，過度地進行燒結，超過作為下述燒結合金的密度上限的7.4Mg/m3，而致密化。因此，石墨粉末的添加量為0.6～3.0%。在本發明的燒結合金的制造方法中，鐵合金粉末進一步優選含有3質量%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一種以上。作為碳化物生成元素的Mo、V、W、Nb和Ti與Cr相比，碳化物生成能力強，因此與Cr相比優先形成碳化物。因此，通過含有這些元素，可以防止鐵合金基體的Cr濃度下降，因此具有使基體的耐熱性和耐腐蝕性提高的效果。另外，可以與C結合而形成合金碳化物，還得到使耐磨損性提高的效果。使用Mo、V、W、Nb和Ti中的一種以上時，其固溶在鐵合金粉末中的量如果超過3%，則由于使粉末本身硬化，從而壓縮性降低。另外，這些補加成分是昂貴的，因此過度的使用會伴隨制造成本的增加。由此，在鐵合金粉末中賦予Mo、V、W、Nb和Ti中的至少一種時，其量為3%以下。由在以上的鐵合金粉末中添加了鐵-磷合金粉末和石墨粉末的混合粉末制造的本發明的燒結合金由于上述各粉末的成分的限定理由和添加量的限定理由，全部組成是Cr：13.05～29.62%、Ni：6.09～23.70%、Si：0.44～2.96%、P：0.2～1.0%、C：0.6～3.0%，剩余部分為Fe和不可避免的雜質。另外，鐵合金粉末中進一步含有Mo、V、W、Nb和Ti中的一種以上時，它們相對于全部組成為2.96質量%以下。[成形體密度和燒結合金密度]在本發明的燒結合金中，使燒結合金的密度為6.8～7.4Mg/m3。燒結合金通過將混合粉末成形而得的成形體進行燒結而得到，因此成形體的粉末之間的空隙也在燒結后作為氣孔殘留。氣孔量變多時，與氣孔量反比例地使強度和耐磨損性降低。因此，一般地，為了使燒結合金的強度和耐磨損性增加，可采用使燒結合金的密度提高、減少氣孔量的對策。但是，將本發明的燒結合金作為例如渦輪增壓器用部件使用時，利用高溫下的排氣氣體中的氧，而在燒結合金表面和氣孔內面形成鉻的鈍態被膜，使用該鉻的鈍態被膜而使耐磨損性提高。因此，需要規定的氣孔量。即，由于鉻的鈍態被膜硬且牢固地固定在燒結合金表面，因此通過將燒結合金的表面用鉻的鈍態被膜覆蓋，可防止鐵合金基體向對象材料上的凝集。進一步地，通過使適量的氣孔在燒結合金中分散，并將該氣孔的內面用鉻的鈍態被膜覆蓋，氣孔作為防止鐵合金基體的塑性流動的制動器（ストッパ）發揮作用，提高燒結合金的耐磨損性。因此，燒結合金的密度的上限設為7.4Mg/m3。燒結合金的密度大于7.4Mg/m3時，作為氣孔量減少的結果，鐵合金基體的塑性流動的制動器減少，耐磨損性降低。另一方面，燒結合金的密度過于低時，燒結合金的強度降低，耐磨損性降低。因此，燒結合金的密度的下限設為6.8Mg/m3。將使用上述混合粉末成形的成形體在下述的燒結溫度（1100～1160℃）燒結，為了使燒結合金的密度為6.8～7.4Mg/m3，需要使成形體的密度為6.0～6.8Mg/m3。成形體的密度低于6.0Mg/m3時，燒結體的密度低于6.8Mg/m3。另外，成形體的密度超過6.8Mg/m3時，燒結體的密度超過7.4Mg/m3。[燒結溫度]燒結溫度設為1100～1160℃。燒結溫度不滿1100℃時，燒結不進行，燒結體強度降低的同時，耐磨損性降低。另外，鐵-磷-碳共晶液相不能充分產生，因此難以使燒結合金的密度為6.8Mg/m3以上。另一方面，燒結溫度超過1160℃時，碳化物粒子變得粗大，難以得到規定量的所需大小的碳化物。進一步地，燒結過于進行，燒結合金的密度超過7.4Mg/m3。[燒結氛圍]一般地，制作鉻含量多的燒結合金時，為了活性地進行燒結，除去在作為原料粉末的含鉻合金粉末的表面形成的鈍態被膜。因此，通常燒結在真空氛圍或減壓氛圍中進行。但是，本發明的燒結合金優選密度為6.8～7.4Mg/m3，在添加鐵-磷合金粉末進行燒結時產生液相，可促進燒結，因此不需要使用昂貴的真空氛圍或減壓氛圍。即，可以使用在一般的燒結部件的制造中使用的常壓環境的非氧化性氣體氛圍，可廉價地進行燒結。另外，在本發明中，優選在含有10%以上的氮的氮與氫的混合氣體或氮氣中進行燒結，在燒結合金的表面和氣孔的內面形成氮化物是優選的方式。作為氮與氫的混合氣體，可以列舉氮氣與氫氣的混合氣體、氨分解氣體、在氨分解氣體中混合了氮的混合氣體、在氨分解氣體中混合了氫的混合氣體等。在這樣的含有10%以上的氮的氣體氛圍中進行燒結時，在燒結合金的表面和氣孔的內面形成硬的氮化物（主要是鉻的氮化物），可以提高燒結合金的耐磨損性，因此是優選的。應予說明，該情況下，來自氛圍中的燒結合金中含有的N量是極其微量、且是作為燒結合金的不可避免雜質含有的程度的量。[碳化物的尺寸]在本發明的燒結合金中，使碳化物為微細的物質。即，粗大的碳化物分散在基體中時，其分散變粗，各碳化物之間的距離變大，碳化物不存在的部分的面積變大。因此，在與對象材料滑動時，該碳化物不存在的部分與對象材料接觸，在滑動時鐵合金基體塑性流動，磨損變得易于進行。另一方面，使碳化物為微細時，其分散變密，各碳化物之間的距離變小，碳化物不存在的部分的面積變小。在該情況下，在與對象材料滑動時，稠密的碳化物與對象材料接觸，減少鐵合金基體的接觸，防止了鐵合金基體的塑性流動，因此可抑制磨損的進行。但是，如果碳化物過度微細，則雖然存在比例增加，但在與對象材料的滑動時，通過與對象材料的接觸，碳化物容易向鐵合金基體中陷入。其結果是產生對象材料與鐵合金基體的接觸，鐵合金基體易于塑性流動，易于磨損。從這些觀點考慮，需要使碳化物為以最大直徑計為1～10μm的碳化物粒子，同時使這樣的碳化物粒子為全部碳化物的面積的90%以上。最大直徑超過10μm的碳化物超過全部碳化物的面積的10%時，碳化物在鐵合金基體中的存在比例降低，在碳化物不存在的部分易于進行磨損。另外，最大直徑小于1μm的碳化物超過全部碳化物的面積的10%時，過于微細的碳化物與鐵合金基體一起塑性流動，磨損變得易于進行。根據本發明，可以得到耐熱性、耐腐蝕性、耐磨損性和切削性優異、具有與奧氏體系耐熱材料同等的熱膨脹系數、部件設計容易的燒結合金。具體實施方式（1）第1實施方式通過實施方式對本發明進而進行詳細地說明。首先，準備Cr：15～30%、Ni：7～24%、Si：0.5～3.0%、以及剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成的鐵合金粉末、P為10～30%的鐵-磷合金粉末、和石墨粉末。在鐵合金粉末中添加·混合鐵-磷合金粉末和0.6～3.0%的石墨粉末，得到混合粉末，所述鐵-磷合金粉末以使P在混合粉末的全部組成中為0.2～1.0%的量添加混合。將該混合粉末成形為所需的形狀，以使成形體密度為6.0～6.8Mg/m3。接著，將所得的成形體在1100～1160℃、在常壓環境的非氧化性氛圍氣體中進行燒結。由此可以得到燒結合金，其全部組成是Cr：13.05～29.62%、Ni：6.09～23.70%、Si：0.44～2.96%、P：0.2～1.0%、C：0.6～3.0%，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成。該燒結合金具有碳化物均勻地在奧氏體系不銹鋼組成的鐵合金基體中析出分散的金屬組織，最大直徑為1～10μm的碳化物為全部碳化物的面積的90%以上，密度為6.8～7.4Mg/m3。在燒結合金表面和氣孔內面積極地形成了鉻的鈍態被膜。由于是奧氏體系不銹鋼組成，因此在高溫下的耐熱性、耐腐蝕性優異。進一步地，將燒結合金表面和氣孔的內面用密合性高的鉻的鈍態被膜覆蓋，因此耐腐蝕性和耐磨損性更為優異。另外，析出分散的碳化物微細，因此切削性優異。微細的碳化物高密度地分散在鐵合金基體中，因此更多的碳化物粒子與對象材料接觸。因此，鐵合金基體與對象材料的接觸減少，耐磨損性高。另外，在鐵合金基體中分散適量的氣孔，將該氣孔內面用硬的鉻的鈍態膜覆蓋，因此可以防止鐵合金基體的塑性流動。（2）第2實施方式在上述第1實施方式中，進一步地在鐵合金粉末中賦予3%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一種以上，與上述同樣地制作混合粉末，與上述同樣地制造燒結合金。該情況下，可以得到在第1實施方式中得到的燒結合金的全部組成中進一步含有2.96%以下的Mo、V、W、Nb和Ti中的一種以上的燒結合金。作為碳化物生成元素的Mo、V、W、Nb和Ti與Cr相比，碳化物生成能力強，因此與Cr相比，優先形成碳化物。因此，可以防止鐵合金基體的Cr濃度降低，從而基體的耐熱性和耐腐蝕性進一步提高。另外，這些補加元素與C結合而形成合金碳化物，因此可以進一步提高耐磨損性。實施例1.第1實施例作為鐵合金粉末，準備表1所示的組成的合金粉末，向其中添加、混合P量為20%的鐵-磷合金粉末3%、和石墨粉末1.5%，得到混合粉末。將該混合粉末成形，制作成形體密度為6.4Mg/m3、且外徑為10mm、高度為10mm的圓柱狀成形體，和成形體密度為6.4Mg/m3且外徑為24mm、高度為8mm的圓板狀成形體。接著，將這些成形體在非氧化性氛圍中、在1130℃燒結60分鐘，制作試樣編號為01～21的燒結合金試樣。這些燒結合金試樣的全部組成一并示于表1。對于圓柱狀的燒結合金試樣，利用JIS規格Z2505中規定的燒結密度試驗方法測定燒結體密度。另外，對于圓柱狀的燒結合金試樣，將試樣的截面進行鏡面拋光后，用王水（硝酸:鹽酸=1:3）腐蝕，用顯微鏡以200倍的倍率對其金屬組織進行觀察。進一步地，利用三谷商事株式會社制WinROOF進行圖像解析，測定碳化物的粒徑，求得最大直徑為1～10μm的碳化物占全部碳化物的比例。進一步地，將圓柱狀的燒結合金試樣在大氣中、900℃的溫度下加熱100小時，加熱后測定其重量增加量。另一方面，圓板狀的燒結合金試樣作為圓盤材料（）使用，將在JIS規格的SUS316L相當材料上實施了滲鉻處理的外徑為15mm、長度為22mm的輥作為對象材料，進行在700℃進行15分鐘的往返滑動的圓盤上輥（ロールオンディスク）的摩擦磨損試驗。試驗后，測定圓盤材料的磨損量。這些結果一并示于表1。應予說明，作為評價的基準，磨損量為10μm以下，由氧化導致的重量增加量為15g/m2以下。表1[Cr的影響]由表1的試樣編號01～08的燒結合金試樣，可以研究Cr量對于燒結合金的影響。燒結體密度隨著Cr量的增加，表現出稍微降低的傾向。認為這是由于隨著鐵合金粉末中的Cr量的增加，鐵合金粉末表面的鉻的鈍態被膜的量增加，燒結時難以致密化。因此，對于鐵合金粉末中的Cr量超過30%的試樣編號08的試樣，燒結體密度大大低于6.8Mg/m3。另外，Cr為鐵素體穩定化元素，因此伴隨其增加，燒結合金基體中的C的固溶量降低，鉻碳化物的析出量增加，鉻碳化物生長。因此，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率表現為降低的傾向。對于鐵合金粉末中的Cr量超過30%的試樣編號08的試樣，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率低于90%。對于磨損量，由于伴隨作為鐵素體穩定化元素的Cr量的增加，燒結合金基體中的C的固溶量降低，鉻碳化物的析出量增加，因此鐵合金粉末中的Cr量直至25%為止（試樣編號01～06）時，耐磨損性提高，磨損量降低。但是，如果鐵合金粉末中的Cr量超過25%（試樣編號07、08），則由于與析出的鉻碳化物的粗大化和燒結體密度降低相伴的燒結體強度的降低，磨損量表現出增加的傾向。鐵合金粉末中的Cr量超過30%時，磨損量顯著地增加。對于鐵合金粉末中的Cr量不滿15%的試樣編號01的燒結合金，鐵合金基體中的Cr缺乏，氧化增量明顯大。另一方面，鐵合金粉末中的Cr量為15%的試樣編號02的燒結合金由于在鐵合金基體中存在充分量的Cr，因此耐腐蝕性提高，氧化增量降低至14g/m2。另外，隨著Cr量的增加，鐵合金基體的耐腐蝕性更為提高，氧化增量表現為降低的傾向。但是，Cr量超過30%的試樣編號08盡管Cr量的增加，氧化增量也超過15g/m2。這是因為雖然最表面的氧化被膜的形成本身被抑制，但燒結不能充分進行，從而通過氣孔，氧化進行至內部。另外，試樣編號08由于作為鐵素體穩定化元素的Cr量多，因此形成磁性體，幾乎不含有奧氏體組織，對于本發明不合適。由以上可知，鐵合金粉末中的Cr量需要為15～30%。另外，可知需要燒結體密度為6.8Mg/m3以上，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率為90%以上。[Ni的影響]可以由表1的試樣編號04、09～15的燒結合金試樣來研究Ni量對于燒結合金的影響。燒結體密度伴隨Ni量的增加，表現出緩慢增加的傾向。該傾向是由于比重比Fe大的Ni增加的緣故，密度比大致一定（密度比94%）。即，Ni量越多，試樣的真密度變得越高，相對于此將成形體密度恒定為6.4Mg/m3進行成形，因此成形體的密度比降低。但是，由于在燒結時產生鐵-磷-碳共晶液相，因此燒結體的密度比在該Ni量的范圍為一定。Ni促進了鐵合金基體的奧氏體化，因此隨著其添加量的增加，鐵合金基體中析出的碳化物的總量減少。但是，即使碳化物的總量減少，在各試樣中，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率也一定。由于碳化物的總量減少，因此雖然磨損量極少，但表現為增加的傾向。但是，鐵合金粉末中的Ni量在直至24%為止的范圍時，充分量的碳化物在鐵合金基體中析出，因此磨損量為不形成問題的程度的量。氧化增量在不含有Ni的試樣編號09的試樣中為16g/m2，但在鐵合金粉末中的Ni量為7%的試樣編號10的試樣中，鐵合金基體的耐腐蝕性提高，氧化增量降低至10g/m2。另外，隨著Ni量的增加，鐵合金基體的耐腐蝕性更為提高，氧化增量表現為降低的傾向。由以上可以確認，鐵合金粉末中的Ni量為7%以上時，可以得到耐腐蝕性提高效果。另外，確認鐵合金粉末中的Ni量在直至24質量%為止時，耐磨損性和耐腐蝕性良好。應予說明，Ni量進一步增加時，碳化物的總量減少、磨損量增大，Ni是昂貴的，從而材料成本增加，由此鐵合金粉末中的Ni量為24%以下。[Si的影響]可由表1的試樣編號04、16～21的燒結合金試樣來研究Si量對于燒結合金的影響。燒結體密度隨著Si量的增加表現為緩慢降低的傾向。該傾向是由于比重比Fe小的Si增加的緣故，作為密度比，大致為一定（密度比94%）。即，Si量越多的試樣，真密度越變小，但相對于此將成形體密度恒定為6.4Mg/m3進行成形，因此成形體的密度比增加。但是，由于在燒結時產生鐵-磷-碳共晶液相，因此燒結體的密度比在該Si量的范圍為一定。但是，Si具有在將鐵合金基體硬化的同時使其脆化的作用，因此隨著鐵合金粉末中的Si量的增加，鐵合金粉末硬且變脆。由于將其成形為高的密度比，因此Si量增加時，成形變得困難。因此，鐵合金粉末中的Si量超過3%的試樣編號21的試樣的成形變得困難，不能得到成形體。Si量對于碳化物的形成沒有造成影響。因此，對于試樣編號04、16～20的試樣，不論Si量，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率為一定。另外，Si形成氧化物，使鐵合金基體的耐磨損性增加，因此Si量增加時，雖然極其微小，但磨損量表現為減少的傾向。但是，Si量增加時，鐵合金粉末表面的Si氧化物阻礙燒結的進行，使燒結體強度降低。因此，鐵合金粉末中的Si量超過1.5%時，雖然極其微小，但磨損量表現為增加的傾向。氧化增量在鐵合金粉末中的Si量為0.2%的試樣編號16的試樣中為16g/m2，但在鐵合金粉末中的Si量為0.5%的試樣編號17的試樣中，鐵合金基體的耐腐蝕性提高，氧化增量降低至10g/m2。另外，隨著Si量的增加，鐵合金基體的耐腐蝕性更為提高，氧化增量表現為降低的傾向。由以上可以確認，鐵合金粉末中的Si量為0.5%以上時，可得到耐腐蝕提高的效果。另外，可以確認鐵合金粉末中的Si量直至為3%為止時，可成形，但如果超過3%，則成形變得困難。由這些可知，鐵合金粉末中的Si量需要為0.5～3%。[第2實施例]作為鐵合金粉末，使用在第1實施例的試樣編號04的燒結合金中使用的鐵合金粉末（Fe-20%Cr-8%Ni-0.8%Si），向其中添加、混合表2所示的組成和添加量的鐵-磷合金粉末、和石墨粉末1.5%，得到混合粉末。與第1實施例同樣地進行成形和燒結，制作試樣編號22～33的燒結合金試樣。這些燒結合金試樣的全部組成一并示于表2。另外，對于這些燒結合金試樣，進行與第1實施例同樣的試驗。對于其結果，也一并示于表2。應予說明，對于第1實施例的試樣編號04的結果，也一并記載于表2中。[P的影響]可由表2的試樣編號04、22～27的燒結合金試樣研究鐵-磷合金粉末的添加量的影響。對于鐵-磷合金粉末的添加量小、全部組成中的P量不滿0.2%的試樣編號22的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相的產生量缺乏，沒有促進燒結，燒結體密度顯著變低。另一方面，對于增加鐵-磷合金粉末的添加量、全部組成中的P量為0.2%的試樣編號23的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相的產生量變得充分，燒結體密度增加至6.90Mg/m3。另外，進一步增加鐵-磷合金粉末的添加量、使全部組成中的P量增加時（試樣編號04、24～27），隨著P量的增加，鐵-磷-碳共晶液相的產生量增加，燒結體密度表現為增加的傾向。對于全部組成中的P量超過1質量％的試樣編號27的試樣，燒結體密度超過7.4Mg/m3。鐵-磷-碳共晶液相的產生量增加而促進燒結時，鉻碳化物的生長被促進，鉻碳化物粗大化。因此，隨著鐵-磷合金粉末的添加量增加、全部組成中的P量增加，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率降低。其結果是對于全部組成中的P量超過1%的試樣編號27的燒結合金，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率降低至小于90%。對于磨損量，由于伴隨全部組成中P量的增加，燒結體密度增加、燒結合金的強度提高，因此全部組成中的P量為直至0.6%為止的試樣編號04、22～24的燒結合金伴隨P量的增加，表現出磨損量減少的傾向。另一方面，對于全部組成中的P量超過0.6%的試樣編號25～27的燒結合金，與燒結合金的強度提高效果相比，氣孔量的減少、碳化物的粗大化的影響大。氣孔量減少時，在氣孔內面形成的鉻的鈍態被膜減少，因此鐵合金基體的塑性流動的制動器減少。另外，碳化物變得粗大時，各碳化物之間的距離變大，防止鐵合金基體的塑性流動的功能弱。因此，隨著P量的增加，磨損量表現出增加的傾向。其結果是全部組成中的P量超過1%的試樣編號27的燒結合金的磨損量變大，超過10μm。對于氧化增量，在全部組成中的P量為直至0.8%為止的試樣編號04、22～25的燒結合金中，由于與全部組成中的P量增加相伴的燒結體密度的增加，導致燒結合金的表面積減少，氧化增量表現出減少的傾向。另一方面，對于全部組成中的P量超過0.8%的試樣編號26、27的燒結合金，鐵-磷合金粉末產生液相、并流出而形成的氣孔（所謂的Kirkendall空洞）的量增加，氧化增量表現出增加的傾向。因此，鐵-磷合金粉末的添加量過多的試樣編號27的燒結合金的氧化增量顯著增加。由以上可以確認，全部組成中的P量在0.2～1%的范圍時，耐磨損性良好，且耐腐蝕性良好。另外，可由表2的試樣編號04、28～33的燒結合金試樣來研究鐵-磷合金粉末的P量的影響。對于鐵-磷合金粉末中的P量小、全部組成中的P量不滿0.2%的試樣編號28的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相的產生量缺乏，沒有促進燒結，燒結體密度顯著降低。另一方面，對于增加鐵-磷合金粉末中的P量、使全部組成中的P量為0.2%的試樣編號29的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相的產生量變得充分，燒結體密度增加至6.85Mg/m3。另外，進一步增加鐵-磷合金粉末中的P量、使全部組成中的P量增加時（試樣編號04、30～33），伴隨P量的增加，鐵-磷-碳共晶液相的產生量增加，燒結體密度表現出增加的傾向。對于全部組成中的P量超過1%的試樣編號33的試樣，燒結體密度超過7.4Mg/m3。另一方面，鐵-磷-碳共晶液相的產生量增加，并促進燒結時，鉻碳化物的生長被促進，鉻碳化物粗大化。因此，增加鐵-磷合金粉末的添加量、使全部組成中的P量增加時，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率表現出降低的傾向。對于全部組成中的P量超過1%的試樣編號33的燒結合金，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率降低至小于90%。對于磨損量，由于伴隨全部組成中P量的增加，燒結體密度增加、燒結合金的強度提高，因此全部組成中的P量為直至0.6%為止的試樣編號04、28～30的燒結合金伴隨P量的增加，表現出磨損量減少的傾向。另一方面，對于全部組成中的P量超過0.6%的試樣編號31～33的燒結合金，如上所述，與燒結合金的強度提高效果相比，氣孔量的減少、碳化物的粗大化的影響變大，伴隨P量的增加，磨損量表現出增加的傾向。因此，全部組成中的P量超過1%的試樣編號33的燒結合金的磨損量超過10μm，以大的程度磨損。對于氧化增量，對于全部組成中的P量為直至0.75%為止的試樣編號04、28～31的燒結合金，由于與全部組成中的P量增加相伴的燒結體密度的增加，導致燒結合金的表面積減少，氧化增量表現出減少的傾向。另一方面，對于全部組成中的P量超過0.75%的試樣編號32、33的燒結合金，鐵-磷合金粉末產生液相、并流出而形成的氣孔（所謂的Kirkendall空洞）的量增加，由此氧化增量表現出增加的傾向。因此，鐵-磷合金粉末的添加量過多的試樣編號33的燒結合金的氧化增量顯著增加。由以上可以確認，鐵-磷合金粉末的P量在10～30%時，耐磨損性良好，且耐腐蝕性良好。[第3實施例]作為鐵合金粉末，使用在第1實施例的試樣編號04的燒結合金中使用的鐵合金粉末（Fe-20%Cr-8%Ni-0.8%Si），向其中添加、混合P量為20%的鐵-磷合金粉末3%、和表3所示添加量的石墨粉末，得到混合粉末。與第1實施例同樣地制作試樣編號34～40的燒結合金試樣。這些燒結合金試樣的全部組成一并示于表3。另外，對于這些燒結合金試樣，進行與第1實施例同樣的試驗。對于這些結果，也一并示于表3。應予說明，對于第1實施例的試樣編號04的結果，也一并記載于表3中。[C的影響]可由表3的試樣編號04、34～40的燒結合金試樣研究全部組成中的C量（石墨粉末的添加量）的影響。對于全部組成中的C量不滿0.6%的試樣編號34的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相的產生量少，燒結促進的效果缺乏，因此燒結體密度為低于6.8Mg/m3的低值。另一方面，對于全部組成中的C量為0.6%的試樣編號35的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相的產生量變得充分，燒結體密度增加至6.80Mg/m3。另外，對于全部組成中的C量為1.0～3.0%的試樣編號04、36～39的燒結合金，隨著C量的增加，鐵-磷-碳共晶液相的產生量增加，燒結體密度表現為增加的傾向。但是，對于全部組成中的C量超過3%的試樣編號40的燒結合金，添加的鐵-磷合金粉末為一定，因此液相產生量與試樣編號39的燒結合金的情況相比不變多。因此，試樣編號40的燒結合金形成與試樣編號39的燒結合金相同的密度。另一方面，如果鐵-磷-碳共晶液相的產生量增加而促進燒結，則促進了鉻碳化物的生長并粗大化。因此，增加石墨粉末的添加量而使全部組成中的C量增加時，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率表現出降低的傾向。對于全部組成中的C量超過3%的試樣編號40的燒結合金，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率降低至小于90%。對于磨損量，在全部組成中的C量不滿0.6%的試樣編號34的燒結合金中，由于燒結體密度低，因此燒結體的強度變低，磨損量變大。另一方面，對于全部組成中的C量為0.6%的試樣編號35的燒結合金，燒結體密度增加至6.8Mg/m3，燒結體的強度變得充分，磨損量顯著降低。另外，對于全部組成中的C量為1.0～2.0%的試樣編號04、36、37的燒結合金，由于隨著C量的增加、與燒結體密度增加相伴的燒結體強度的增加效果，而使磨損量顯示出變低的傾向。但是，對于全部組成中的C量超過2%的試樣編號38～40的試樣，通過C量的增加，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率降低，因此磨損量顯示出增加的傾向。其結果是對于全部組成中的C量超過3%的試樣編號40的燒結合金，磨損量超過10μm。對于全部組成中的C量不滿0.6%的試樣編號34的燒結合金，由于燒結體密度低，因此氧化增量大。另一方面，對于全部組成中的C量為0.6%的試樣編號35的燒結合金，通過將燒結體密度增加至6.8Mg/m3，氧化增量顯著減少。另外，對于全部組成中的C量為1.0～1.5%的試樣編號04、36的燒結合金，由于隨著C量的增加，燒結體密度增加，因此氧化增量顯示變低的傾向。但是，對于全部組成中的C量超過1.5%的試樣編號37～40的燒結合金，通過C量的增加，鐵合金基體中析出的鉻碳化物的總量增加，結果是鐵合金基體中的Cr量變少，鐵合金基體的耐腐蝕性降低，氧化增量顯示增加的傾向。因此，對于全部組成中的C量超過3%的試樣編號40的燒結合金，氧化增量超過15g/m2，顯著增加。由以上可以確認，全部組成中的C量（石墨粉末的添加量）在0.6～3%時，耐磨損性良好，且耐腐蝕性良好。[第4實施例]使用第1實施例的試樣編號04的燒結合金的混合粉末，在表4所示的成形體密度和燒結溫度下，制作試樣編號41～52的燒結合金試樣。但是，其它的制造條件與第1實施例同樣。對于這些燒結合金試樣，進行與第1實施例同樣的試驗。對于這些結果，也一并示于表4中。應予說明，對于第1實施例的試樣編號04的結果，也一并記載于表4中。[密度的影響]可以由表4的試樣編號04、41～46的燒結合金試樣來研究成形體密度和燒結體密度的影響。由表4的試樣編號04、41～46的燒結合金試樣可知，成形體密度增加時，燒結體密度也增加。成形體密度不滿6.0Mg/m3的試樣編號41的燒結合金的燒結體密度低于6.8Mg/m3，而成形體密度為6.0Mg/m3的試樣編號42的燒結合金的燒結體密度為6.8Mg/m3。另外，成形體密度為6.8Mg/m3的試樣編號45的燒結合金的燒結體密度為7.4Mg/m3，成形體密度高于6.8Mg/m3的試樣編號46的燒結合金的燒結體密度為7.5Mg/m3。最大直徑為1～10μm的碳化物相對于全部碳化物的面積率不論燒結體密度都為一定。另外，燒結體密度低于6.8Mg/m3的試樣編號41的燒結合金由于燒結體的強度低，因此磨損量大。另一方面，對于燒結體密度為6.8Mg/m3的試樣編號42的燒結合金，燒結體的強度充分，磨損量降低。另外，直至燒結體密度為7.2Mg/m3的試樣編號04的燒結合金為止，通過燒結體強度的增加，磨損量顯示變低的傾向。但是，燒結體密度超過7.2Mg/m3時，由于由氣孔量降低帶來的鉻的鈍態被膜的量的降低，導致磨損量表現出增加的傾向。其結果是對于燒結體密度超過7.4Mg/m3的試樣編號46的燒結合金，磨損量超過10μm。氧化增量伴隨燒結體密度的增加，表現出降低的傾向。其中，燒結體密度低于6.8Mg/m3的試樣編號41的燒結合金的氣孔量多，因此氧化增量變多，但燒結體密度為6.8Mg/m3的試樣編號42的燒結合金的氧化增量降低至14g/m2。由以上可以確認，燒結體密度在6.8～7.4Mg/m3時，耐磨損性良好，且耐腐蝕性良好。另外，確認為了使燒結體密度為6.8～7.4Mg/m3，只要使成形體密度為6.0～6.8Mg/m3即可。[燒結溫度的影響]可以由表4的試樣編號04、47～52的燒結合金試樣來研究燒結溫度的影響。由表4的試樣編號04、47～52的燒結合金試樣可知，隨著燒結溫度變高，燒結被促進，燒結體密度增加。對于燒結溫度不滿1100℃的試樣編號47的燒結合金，鐵-磷-碳共晶液相不會充分產生，燒結體密度低于6.8Mg/m3，但燒結溫度為1100℃的試樣編號48的燒結合金的燒結體密度為6.8Mg/m3。另一方面，燒結溫度為1160℃的試樣編號51的燒結合金的燒結體密度為7.4Mg/m3，燒結溫度超過1160℃試樣編號52的燒結合金的燒結過于進行，燒結體密度超過7.4Mg/m3。燒結溫度變高時，鐵基體中析出的鉻碳化物易于生長。因此，隨著燒結溫度變高，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率表現出降低的傾向。對于燒結溫度超過1160℃的試樣編號52的燒結合金，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率低于90%。由于燒結溫度不滿1100℃的試樣編號47的燒結合金的燒結體密度低于6.8Mg/m3，燒結體的強度低，因此磨損量為超過10μm的值。另一方面，對于燒結溫度為1100℃的試樣編號48的燒結合金，燒結體的強度充分，磨損量降低。另外，直至燒結溫度為1130℃的試樣編號04的燒結合金為止，通過燒結體強度的增加，磨損量表現為變低的傾向。但是，如果燒結溫度超過1130℃，則通過由氣孔量降低導致的鉻的鈍態被膜的量的降低，磨損量表現為增加的傾向，對于燒結溫度超過1160℃的試樣編號52的燒結合金，磨損量超過10μm。氧化增量隨著燒結溫度變高，表現出降低的傾向。燒結溫度不滿1100℃的試樣編號47的燒結合金由于燒結體密度低，因此氣孔量多，從而氧化增量變多，但對于燒結體溫度為1100℃的試樣編號48的燒結合金，由于氣孔量降低，因此氧化增量降低至12g/m2。由以上可以確認，燒結溫度在1100～1160℃時，可以使燒結體密度為6.8～7.4Mg/m3，以及在該范圍下燒結合金的耐磨損性良好，且耐腐蝕性良好。[第5實施例]準備表5所示組成的合金粉末作為鐵合金粉末，向其中添加、混合P量為20%的鐵-磷合金粉末3%、和石墨粉末1.5%，得到混合粉末。與第1實施例同樣地制作試樣編號53～59的燒結合金試樣。這些燒結合金試樣的全部組成一并示于表5中。另外，對于這些燒結合金試樣，進行與第1實施例同樣的試驗。對于這些結果，也一并示于表5中。應予說明，對于第1實施例的試樣編號04的結果，也一并記載于表5中。[補加的成分元素的影響]由表5的試樣編號04、53～59的燒結合金試樣，可以研究將在鐵合金粉末中補加的成分元素進行合金化而帶來的影響。在本實施例中，作為補加的成分元素，使用Mo作為例子。相對于不含Mo的試樣編號04的燒結合金，含有Mo的試樣編號53～59的燒結合金的燒結體密度增加，隨著Mo量變多，燒結體密度表現出增加的傾向。該傾向是由于比重比Fe大的Mo增加的緣故，作為密度比，大致一定（密度比94%）。另外，最大直徑為1～10μm的碳化物的面積率對于不含Mo的試樣編號04的燒結合金、和含有Mo的試樣編號53～59的燒結合金而言，大致相等。由于Mo作為碳化物析出而使燒結合金的耐磨損性提高，因此磨損量隨著Mo量變多，表現出降低的傾向。但是，Mo量即使超過3%，也沒有發現其以上的磨損量減少的效果。由于碳化物形成能力比Cr高的Mo積極地作為碳化物析出，防止了有助于耐腐蝕性的Cr從鐵合金基體中作為碳化物析出，因此氧化增量隨著Mo量變多，而表現出稍微降低的傾向。但是，Mo量即使超過3%，也沒有發現其以上的磨損量減少的效果。由以上可以確認，將Mo在鐵合金粉末中合金化而給予時，可進一步提高耐磨損性和耐腐蝕性。另外，確認Mo量即使超過3%，也沒有發現其以上的耐磨損性和耐腐蝕性的改善效果，因此考慮到成本，優選為3%以下。本發明的燒結合金具有優異的耐熱性、耐腐蝕性和耐磨損性，因此可以適用于渦輪增壓器用渦輪部件、特別是要求耐熱性、耐腐蝕性和耐磨損性的噴嘴殼體等中。