CN114286872B - 烧结部件以及烧结部件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种烧结部件，其是以Fe为主要成分的烧结部件，具备：含有Ni、Cr、Mo以及C，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和马氏体相与残留奥氏体相的混相组织，在将所述烧结部件中所含元素的总含量设为100质量％时，Ni占所述烧结部件的含量为超过2质量％且为6质量％以下，从所述烧结部件的表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度为100HV以下。

Description

烧结部件以及烧结部件的制造方法
技术领域
本发明涉及烧结部件以及烧结部件的制造方法。
本专利申请要求基于2019年10月3日提出的日本专利申请2019-182667号的优先权，并且援引了所述日本专利申请中所记载的全部记载内容。
背景技术
专利文献1公开了Fe-Ni-Cr-Mo-C系烧结材料。该烧结部件中Ni的含量为0.5质量％～2.0质量％。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016-121367号公报
发明内容
本发明涉及的烧结部件是以Fe为主要成分的烧结部件，其具备：
含有Ni、Cr、Mo以及C，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和
马氏体相与残留奥氏体相的混相组织，
在将所述烧结部件中所含元素的总含量设为100质量％时，Ni占所述烧结部件的含量为超过2质量％且为6质量％以下，
从所述烧结部件的表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度为100HV以下。
本发明涉及的烧结部件的制造方法包括：
准备包含铁基合金粉末、Ni粉末以及C粉末的原料粉末的工序；
对所述原料粉末加压成形以制作压粉成形体的工序；以及
对所述压粉成形体进行烧结的工序，其中，
所述准备工序中的所述铁基合金粉末具有：含有Cr和Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，
在将所述原料粉末的整体设为100质量％时，所述Ni粉末占所述原料粉末的含量为超过2质量％且为6质量％以下，
所述烧结工序的冷却过程中的冷却速度为1℃/秒钟以上。
附图说明
[图1]图1是表示实施方式涉及的烧结部件的透视图。
[图2]图2是表示实施方式涉及的烧结部件和试样No.2的烧结部件的维氏硬度、试样No.101的烧结部件的维氏硬度、以及试样No.110的烧结部件的维氏硬度的图表。
[图3A]图3A是表示实施方式涉及的烧结部件和试样No.1的烧结部件的剖面的显微镜照片。
[图3B]图3B是表示实施方式涉及的烧结部件和试样No.1的烧结部件的剖面的显微镜照片。
[图4A]图4A是表示实施方式涉及的烧结部件和试样No.2的烧结部件的剖面的显微镜照片。
[图4B]图4B是表示实施方式涉及的烧结部件和试样No.2的烧结部件的剖面的显微镜照片。
[图5]图5是表示试样No.101的烧结部件的剖面的显微镜照片。
[图6]图6是表示试样No.102的烧结部件的剖面的显微镜照片。
具体实施方式
[本发明所要解决的课题]
期望开发出具有更高硬度且高韧性的烧结部件。
因此，本发明的一个目的在于提供一种兼具高硬度和高韧性的烧结部件。
另外，本发明的另一个目的在于提供一种能够制造兼具高硬度和高韧性的烧结部件的烧结部件制造方法。
[本发明的效果]
本发明涉及的烧结部件兼具高硬度和高韧性。
本发明涉及的烧结部件的制造方法能够制造兼具高硬度和高韧性的烧结部件。
[本发明的实施方式的说明]
本发明人对具有更高硬度且高韧性的烧结部件的制造方法进行了深入研究。结果发现：通过满足以下(a)和(b)二者，能够得到具有高硬度且高韧性的烧结部件。
(a)作为原料粉末，不是准备包含大量Ni作为铁基合金粉末的合金成分的粉末，而是准备包含铁基合金粉末以及与铁基合金粉末独立存在的大量Ni粉末的粉末。
(b)在烧结工序的冷却过程中进行急冷。
本发明是基于上述发现而完成的。首先列举本发明的实施方式并进行说明。
(1)本发明的一个方式涉及的烧结部件是以Fe为主要成分的烧结部件，其具备：
含有Ni、Cr、Mo以及C，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和
马氏体相与残留奥氏体相的混相组织，
在将所述烧结部件中所含元素的总含量设为100质量％时，Ni占所述烧结部件的含量为超过2质量％且为6质量％以下，
从所述烧结部件的表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度为100HV以下。
上述烧结部件兼具高硬度和高韧性。高硬度的理由可以列举出：具有上述组成、Ni的含量没有过多、以及具有高硬度的马氏体相。高韧性的理由可以列举出：Ni的含量多、以及具有高韧性的残留奥氏体相。另外，上述烧结部件具有从烧结部件的表面至预定深度处的均匀的硬度。理由是因为上述维氏硬度的变动幅度小。
(2)作为上述烧结部件的一个方式，可以列举出：
Cr的含量为2质量％以上4质量％以下，
Mo的含量为0.2质量％以上0.9质量％以下，
C的含量为0.2质量％以上1.0质量％以下。
上述烧结部件具有高硬度。虽然详细内容将后述，但理由是因为上述各元素的含量满足上述范围。
(3)作为上述烧结部件的一个方式，可以列举出：
所述烧结部件的任意剖面中所述残留奥氏体相的面积比例为5％以上。
上述烧结部件的韧性优异。其理由是因为高韧性的残留奥氏体相的面积比例高。
(4)作为上述烧结部件的一个方式，可以列举出：
在旋转弯曲疲劳试验中耐受107次反复弯曲试验的应力振幅为420MPa以上。
上述烧结部件的韧性优异。其理由是因为上述应力振幅高，因此弯曲疲劳强度优异。
(5)本发明的一个方式涉及的烧结部件的制造方法包括：
准备包含铁基合金粉末、Ni粉末以及C粉末的原料粉末的工序；
对所述原料粉末加压成形以制作压粉成形体的工序；以及
对所述压粉成形体进行烧结的工序，其中，
所述准备工序中的所述铁基合金粉末具有：含有Cr和Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，
在将所述原料粉末的整体设为100质量％时，所述Ni粉末占所述原料粉末的含量为超过2质量％且为6质量％以下，
所述烧结工序的冷却过程中的冷却速度为1℃/秒钟以上。
上述烧结部件的制造方法能够制造兼具高硬度和高韧性的烧结部件。这是因为：通过满足以下(a)和(b)二者，上述烧结部件的制造方法能够形成高硬度的马氏体相与高韧性的残留奥氏体相的混相组织。
(a)作为原料粉末，准备包含铁基合金粉末、以及与铁基合金粉末独立存在的大量Ni粉末和C粉末的粉末。
(b)在烧结工序的冷却过程中进行急冷。
另外，通过满足上述(b)，可以减小从烧结部件的表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度。因此，能够使从烧结部件的表面至预定深度处的硬度变得均匀。
《本发明实施方式的详细说明》
以下，对本发明实施方式的详细内容进行说明。
《实施方式》
〔烧结部件〕
参照图1、图2、图3A、图3B、图4A、图4B，对实施方式涉及的烧结部件1进行说明。烧结部件1以Fe(铁)为主要成分。烧结部件1具有：含有Ni(镍)、Cr(铬)、Mo(钼)以及C(碳)，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成。烧结部件1的特征之一在于具有以下要素(a)至要素(c)。
(a)Ni的含量多。
(b)具有特定的组织。
(c)经过了烧结硬化(sinter hardened)处理。
以下，进行详细地说明。
[组成]
(Ni)
Ni提高烧结部件1的韧性。Ni在烧结部件1的制造过程中能够提高淬火性，因此有助于提高烧结部件1的硬度。以下，有时将烧结部件1的制造过程简称为制造过程。Ni的含量为超过2质量％且为6质量％以下。通过使Ni的含量为超过2质量％，烧结部件1的韧性优异。其理由是因为Ni的含量多。由于Ni的含量多，Ni的一部分与Fe合金化，余量的Ni不进行合金化而以纯Ni的形式存在。这种以纯Ni的形式存在的部分有助于提高韧性。通过使Ni的含量为6质量％以下，烧结部件1的硬度优异。其理由是因为Ni过多，由此可以抑制硬度的降低。因此，通过使Ni的含量满足上述范围，烧结部件1能够兼具高硬度和高韧性。Ni的含量更优选为2.5质量％以上5.5质量％以下、特别优选为3质量％以上5质量％以下。Ni的含量是指：在将烧结部件1中所含元素的总含量设为100质量％时，Ni占烧结部件1的含量。这一点对于后述的Cr、Mo、C也相同。
(Cr)
Cr提高烧结部件1的硬度。这是因为Cr在制造过程中能够提高淬火性。Cr的含量例如优选为2质量％以上4质量％以下。如果Cr的含量为2质量％以上，则烧结部件1的硬度优异。如果Cr的含量为4质量％以下，则可以抑制烧结部件1的韧性的降低。Cr的含量更优选为2.2质量％以上3.8质量％以下、特别优选为2.5质量％以上3.5质量％以下。
(Mo)
Mo提高烧结部件1的硬度。这是因为Mo在制造过程中能够提高淬火性。Mo的含量例如优选为0.2质量％以上0.9质量％以下。如果Mo的含量为0.2质量％以上，则烧结部件1的硬度优异。如果Mo的含量为0.9质量％以下，则可以抑制烧结部件1的韧性的降低。Mo的含量更优选为0.3质量％以上0.8质量％以下、特别优选为0.4质量％以上0.7质量％以下。
(C)
C提高烧结部件1的硬度。C使得在制造过程中容易出现Fe-C的液相。该Fe-C的液相容易使空孔的角变圆。因此，在烧结部件1中，导致硬度降低的空孔的锐角部较少。由此，烧结部件1的硬度容易增大。C的含量例如优选为0.2质量％以上1.0质量％以下。如果C的含量为0.2质量％以上，则烧结部件1具有高硬度。这是因为在制造过程中，充分地出现Fe-C的液相，容易有效地使空孔的角部变圆。如果C的含量为1.0质量％以下，则烧结部件1的尺寸精度优异。这是因为在制造过程中，容易抑制Fe-C的液相过度生成。C的含量更优选为0.3质量％以上0.95质量％以下、特别优选为0.4质量％以上0.9质量％以下。
烧结部件1的组成可以通过ICP发射光谱分析法(Inductively Coupled PlasmaOptical Emission Spectrometry：ICP-OES)等进行成分分析来确认。
[组织]
烧结部件1的组织具有马氏体相与残留奥氏体相的混相组织(图3A、图3B、图4A、图4B)。如后所详述的那样，图3A、图3B、图4A、图4B是烧结部件1的剖面的显微镜照片。各附图中箭头前端的白色部分为残留奥氏体相，该残留奥氏体相的周围部分为马氏体相。由于烧结部件1具有马氏体相，因此硬度高。由于烧结部件1具有残留奥氏体相，因此韧性高。
残留奥氏体相的面积比例例如优选为5％以上。这样的话，由于高韧性的残留奥氏体相的面积比例高，因此烧结部件1的韧性优异。残留奥氏体相的面积比例例如优选为50％以下。这样的话，残留奥氏体相的面积比例不会过大。即，马氏体相的面积比例容易增大。由此，烧结部件1具有高硬度且高韧性。残留奥氏体相的面积比例更优选为10％以上45％以下、特别优选为15％以上40％以下。如后所详述的那样，残留奥氏体相的面积比例是指：在烧结部件1的剖面中残留奥氏体相的总面积相对于显微镜照片的总面积的比例。
[特性]
(硬度)
烧结部件1具有高硬度。这是因为烧结部件1的维氏硬度大、且维氏硬度的变动幅度小(图2的图表中所示的圆形记号)。图2的图表的详细内容将后述。烧结部件1的维氏硬度为615HV以上。烧结部件1的维氏硬度的变动幅度为100HV以下。因此，烧结部件1从表面至上述预定深度处为高硬度且具有均匀的硬度。由于该烧结部件1的维氏硬度的变动幅度小，因此为在烧结过程的冷却过程中经过了急冷的烧结硬化处理。由于该烧结部件1进行了烧结硬化处理，因此不再进行烧结后的淬火回火。不进行烧结硬化处理，而在烧结后进行了淬火回火所得的烧结部件1的维氏硬度的变动幅度例如超过100HV。
烧结部件1的维氏硬度更优选为620HV以上、特别优选为625HV以上。上述维氏硬度的变动幅度更优选为75HV以下、特别优选为50HV以下。如后所详述的那样，烧结部件1的维氏硬度是在烧结部件1的剖面中从烧结部件1的表面至预定深度之间的多个位置处所测定的维氏硬度的平均值。如后所详述的那样，烧结部件1的维氏硬度的变动幅度是在烧结部件1的剖面中从表面至预定深度之间所测定的维氏硬度当中的最大值与最小值之差。
(韧性)
烧结部件1具有高韧性。其理由是因为在后面详述的小野式旋转弯曲疲劳试验中耐受107次反复弯曲试验的应力振幅大、弯曲疲劳强度优异。耐受107次反复弯曲试验的应力振幅优选为420MPa以上。耐受107次反复弯曲试验的应力振幅更优选为423MPa以上、特别优选为425MPa以上。
[用途]
实施方式涉及的烧结部件1可以适合用于各种一般结构用零件。作为一般结构用零件，例如可以列举出机械零件等。作为机械零件，例如可以列举出电磁耦合的凸轮零件、行星架、链轮、转子、齿轮、环、法兰、滑轮、轴承等。
〔作用效果〕
本方式涉及的烧结部件1能够兼具高硬度和高韧性。这是因为：在烧结部件1中，由于Ni的含量多因而韧性优异，并且Ni的含量不会过多从而能够抑制硬度的降低。而且，因为烧结部件1具有高硬度的马氏体相与高韧性的残留奥氏体相的混相组织。另外，烧结部件1具有从表面至预定深度处的均匀的硬度。这是因为烧结部件1的上述维氏硬度的变动幅度小。
〔烧结部件的制造方法〕
本方式涉及的烧结部件的制造方法包括：准备原料粉末的工序、制作压粉成形体的工序、以及对压粉成形体进行烧结的工序。烧结部件的制造方法的特征之一在于满足以下要素(a)和要素(b)二者。
(a)在准备工序中，作为原料粉末，准备包含铁基合金粉末、以及与铁基合金粉末独立存在的大量Ni粉末和C粉末的粉末。
(b)在烧结工序中，在冷却过程中进行急冷。
以下，依次对各工序进行说明。
[准备工序]
在该工序中，准备包含铁基合金粉末、Ni粉末以及C粉末的原料粉末。
(铁基合金粉末)
铁基合金粉末具有：含有Cr和Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成。铁基合金中的Cr和Mo的含量在后述的烧结工序之后也得以保持。即，铁基合金中的Cr和Mo的含量保持在上述烧结部件1中。如上所述，铁基合金中的Cr的含量例如优选为2质量％以上4质量％以下、更优选为2.2质量％以上3.8质量％以下、特别优选为2.5质量％以上3.5％以下。另外，如上所述，铁基合金中的Mo的含量例如优选为0.2质量％以上0.9质量％以下、更优选为0.3质量％以上0.8质量％以下、特别优选为0.4质量％以上0.7质量％以下。将Cr和Mo的含量设在上述范围内的理由如上所述。Cr和Mo的含量是指：在将铁基合金中所含元素的总含量设为100质量％时，Cr和Mo占铁基合金的含量。
铁基合金粉末的平均粒径例如可以列举为50μm以上150μm以下。平均粒径在上述范围内的铁基合金粉末易于处理，容易加压成形。平均粒径为50μm以上的铁基合金粉末容易确保流动性。平均粒径为150μm以下的铁基合金粉末容易得到致密组织的烧结部件1。铁基合金粉末的平均粒径可以进一步列举为55μm以上100μm以下。“平均粒径”是指通过激光衍射粒度分布测定装置所测定的体积粒度分布中的累积体积为50％时的粒径(D50)。这一点对于后述的Ni粉末和C粉末的平均粒径也是同样的。
(Ni粉末)
Ni粉末可以列举出纯Ni粉末。Ni粉末的含量在后述的烧结工序之后也得以保持。即，Ni粉末的含量保持在上述烧结部件1中。如上所述，Ni粉末的含量可以列举为超过2质量％且为6质量％以下、更优选为2.5质量％以上5.5质量％以下、特别优选为3质量％以上5质量％以下。由于Ni粉末的含量多，通过烧结工序，Ni的一部分与Fe合金化，余量的Ni不进行合金化而以纯Ni的形式存在。此外，可以形成马氏体相与残留奥氏体相的混相组织。因此，容易制造韧性优异的烧结部件1。另外，由于Ni粉末的含量没有过多，容易抑制硬度的降低。因此，通过使Ni粉末的含量满足上述范围，能够制造兼具高强度和高韧性的烧结部件1。Ni粉末的含量是指在将原料粉末的整体设为100质量％时，Ni粉末占原料粉末的含量。
Ni粉末的平均粒径影响残留奥氏体相的分布状态。Ni粉末的平均粒径例如可以列举为1μm以上40μm以下。平均粒径为40μm以下的Ni粉末容易使残留奥氏体相均匀地分布。平均粒径为1μm以上的Ni粉末易于处理，因此可以提高制造作业性。Ni粉末的平均粒径可以进一步列举为1μm以上30μm以下、特别列举为1μm以上20μm以下。
(C粉末)
C粉末在烧结工序的升温过程中成为Fe-C的液相，使烧结部件1中的空孔的角变圆从而提高烧结部件1的硬度。与Ni粉末等同样地，C粉末的含量在后述的烧结工序之后也得以保持。即，原料粉末中的C粉末的含量保持在上述烧结部件1中。如上所述，C粉末的含量例如优选为0.2质量％以上1.0质量％以下、更优选为0.3质量％以上0.95质量％以下、特别优选为0.4质量％以上0.9质量％以下。
C粉末的平均粒径优选小于铁基合金粉末的平均粒径。小于铁基合金粉末的C粉末容易均匀地分散在铁基合金粉末中，因此容易进行合金化。C粉末的平均粒径例如可以列举为1μm以上30μm以下、进一步列举为10μm以上25μm以下。从生成Fe-C的液相的观点来看，C粉末的平均粒径越大越好，但是当其过大时，液相的出现时间变长，空孔变得过大，从而成为缺陷。
(其他)
原料粉末也可以含有润滑剂。润滑剂提高原料粉末成形时的润滑性，从而提高成形性。润滑剂的种类例如可以列举出高级脂肪酸、金属皂、脂肪酸酰胺、高级脂肪酸酰胺等。作为这些润滑剂，可以使用公知的润滑剂。润滑剂的存在形态无论是固体状、粉末状、液体状等形态均可。润滑剂可以单独使用这些中的至少1种，或者组合使用。在将原料粉末设为100质量％时，原料粉末中的润滑剂的含量例如可以列举为0.1质量％以上2.0质量％以下、进一步列举为0.3质量％以上1.5质量％以下、特别列举为0.5质量％以上1.0质量％以下。
原料粉末也可以含有有机粘合剂。有机粘合剂可以使用公知的粘合剂。在将原料粉末设为100质量％时，有机粘合剂的含量可以列举为0.1质量％以下。如果有机粘合剂的含量为0.1质量％以下，则可以增加成形体中所包含的金属粉末的比例，从而容易得到致密的压粉成形体。在不含有有机粘合剂的情况下，不需要在后续工序中对压粉成形体进行脱脂。
[制作压粉成形体的工序]
在该工序中，对原料粉末加压成形以制作压粉成形体。制作的压粉成形体的形状可以适当地选择，例如可以列举出柱状或筒状等。在压粉成形体的制作中，例如可以使用能够单轴加压的模具。单轴加压是指沿着柱状或筒状的轴方向压制成形。
成形压力越高，越能使压粉成形体高密度化，因此能够使烧结部件1高密度化和高硬度化。成形压力例如可以列举为400MPa以上、进一步列举为500MPa以上、特别列举为600MPa以上。成形压力的上限没有特别地限定，但是例如可以列举为2000MPa、进一步列举为1000MPa、特别列举为900MPa。
可以对该压粉成形体适当地实施切削加工。切削加工可以利用公知的加工。
[烧结工序]
在该工序中，对压粉成形体进行烧结。通过压粉成形体的烧结，得到原料粉末的粒子彼此结合了的烧结部件1。在压粉成形体的烧结中，可以使用连续烧结炉。连续烧结炉具有烧结炉和接续在烧结炉的下游的急冷室。
烧结条件可以根据原料粉末的组成适当地选择。烧结温度例如可以列举为1050℃以上1400℃以下、进一步列举为1100℃以上1300℃以下。烧结时间例如可以列举为10分钟以上150分钟以下、进一步列举为15分钟以上60分钟以下。烧结条件可以使用公知的条件。
烧结工序的冷却过程中的冷却速度可以列举为1℃/秒钟以上。通过使冷却速度为1℃/秒钟以上，烧结部件1被急冷。因此，容易形成马氏体相与残留奥氏体相的混相组织。从而能够制造硬度和韧性优异的烧结部件1。特别是，C含量越多，越容易形成马氏体相，因此能够制造高硬度的烧结部件1。另外，Ni粉末越多，越容易形成残留奥氏体相，因此容易制造高韧性的烧结部件1。另外，由于烧结部件1被急冷，容易制造从表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度小的烧结部件1。具体而言，能够制造上述维氏硬度的变动幅度为100HV以下的烧结部件1。冷却速度更优选为2℃/秒钟以上、特别优选为5℃/秒钟以上。冷却速度的上限例如可以列举为1000℃/秒钟、进一步列举为500℃/秒钟、特别列举为200℃/秒钟。
冷却方法可以列举出将冷却气体喷射到烧结部件1上。冷却气体的种类可以列举出氮气或氩气等惰性气体。
[其他工序]
除此以外，烧结部件的制造方法也可以包括进行精加工的工序。
(进行精加工的工序)
在该工序中，使烧结部件1的尺寸与设计尺寸一致。作为精加工，例如可以列举出上胶(sizing)或对烧结部件1的表面进行研磨加工等。特别是，研磨加工容易减小烧结部件1的表面粗糙度。
[用途]
实施方式涉及的烧结部件的制造方法可以适合用于上述各种一般结构用零件的制造。
〔作用效果〕
本方式的烧结部件的制造方法能够制造兼具高硬度和高韧性的烧结部件1。在烧结部件的制造方法中，在准备工序中准备Ni粉末的含量多的原料粉末，并且在烧结工序的冷却过程中进行急冷。因此，在烧结部件的制造方法中存在未合金化而韧性优异的纯Ni。此外，在烧结部件的制造方法中能够形成高硬度的马氏体相与高韧性的残留奥氏体相的混相组织。在烧结部件的制造方法中，在准备工序中准备Ni粉末的含量没有过多的原料粉末，并且在烧结工序的冷却过程中进行急冷。因此，在烧结部件的制造方法中可以抑制高韧性的残留奥氏体相的过度形成。另外，在该烧结部件的制造方法中能够制造从表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度小的烧结部件1。
《试验例》
在该试验例中，评价了烧结部件的硬度和韧性。
〔试样No.1、试样No.2〕
与上述烧结部件的制造方法同样地，经过准备原料粉末的工序、制作压粉成形体的工序、以及对压粉成形体进行烧结的工序而制作了试样No.1、试样No.2的烧结部件。
[准备工序]
作为原料粉末，准备了包含铁基合金粉末、Ni粉末以及C粉末的混合粉末。
铁基合金粉末具有多个铁合金粒子，其含有Cr和Mo、余量由Fe和不可避免的杂质构成。表1示出了Cr和Mo占铁基合金的含量。即，铁基合金中的Cr的含量为3.0质量％，铁基合金中的Mo的含量为0.5质量％。表1中所示的“-”表示不含有相应元素。
表1示出了Ni粉末和C粉末占原料粉末的含量。在试样No.1中，Ni粉末的含量为3质量％，C粉末的含量为0.65质量％，Fe粉末的含量为余量。在试样No.2中，Ni粉末的含量为4质量％，C粉末的含量为0.75质量％，Fe粉末的含量为余量。
[制作压粉成形体的工序]
对原料粉末进行加压成形以制作了压粉成形体。将成形压力设为700MPa。
[烧结工序]
对压粉成形体进行烧结以制作了烧结部件。在对压粉成形体进行烧结时，使用了具有烧结炉和接续在烧结炉的下游的急冷室的连续烧结炉。作为烧结条件，将烧结温度设为1300℃、烧结时间设为15分钟。
(冷却过程)
在烧结工序的冷却过程中，对烧结部件进行了急冷的烧结硬化处理。具体而言，以3℃/秒钟的冷却速度将气氛温度从冷却开始时降至300℃。该冷却是通过将作为冷却气体的氮气喷射到烧结部件上而进行的。
〔试样No.101、试样No.102〕
除了所准备的Ni粉末和C粉末占原料粉末的含量不同以外，与试样No.1的烧结部件同样地制作了试样No.101、试样No.102的烧结部件。具体而言，在试样No.101中，将Ni粉末占原料粉末的含量设为1质量％，将C粉末占原料粉末的含量设为0.7质量％。在试样No.102中，将Ni粉末占原料粉末的含量设为2质量％，将C粉末占原料粉末的含量设为0.7质量％。
〔试样No.110〕
除了以下(a)至(e)以外，与试样No.2同样地制作了试样No.110的烧结部件。
(a)所准备的铁基合金粉末的组成不含有Cr而含有Ni和Cu。
(b)原料粉末不包含Ni粉末。
(c)C粉末占原料粉末的含量不同。
(d)在烧结工序的冷却过程中不进行急冷而进行缓慢冷却。
(e)烧结工序后进行了淬火回火。
铁基合金粉末具有多个铁合金粒子，其含有Cu、Mo以及Ni，余量由Fe和不可避免的杂质构成。铁基合金中Cu的含量为1.5质量％。铁基合金中Mo的含量为0.5质量％。铁基合金中Ni的含量为4质量％。在试样No.110中，C粉末占原料粉末的含量为0.5质量％，Fe粉末的含量为余量。
在烧结工序的冷却过程中，没有对烧结部件进行急冷而进行缓慢冷却。冷却速度为0.5℃/秒钟左右。
〔表观密度的测定〕
通过阿基米德法测定了各试样的烧结部件的表观密度(g/cm3)。表观密度是根据“(烧结部件的干燥重量)/{(烧结部件的干燥重量)-(烧结部件的油浸材料的水中重量)}×水的密度”而求出的。烧结部件的油渍材料的水中重量是指使浸入油中而含油的烧结部件浸入水中后所得的部件的重量。将N数设为3个。将3个烧结部件的测定结果的平均值作为各试样的烧结部件的表观密度。其结果如表1所示。
〔硬度的评价〕
烧结部件的硬度的评价是通过求出烧结部件的维氏硬度、以及从烧结部件的表面至预定深度处的维氏硬度的变动幅度而进行的。
维氏硬度的测定是根据JIS Z 2244(2009)而进行的。从烧结部件上裁取试验片。将试验片的形状设为矩形。将试验片的尺寸设为55mm×10mm×厚度10mm。试验片的裁取是以使试验片的厚度方向的一个面由烧结部件的表面构成的方式而进行的。
在试验片的剖面中，测定了从试验片的表面至预定深度之间的11处的维氏硬度。试验片的表面是指上述试验片的厚度方向的一个面。将预定深度设为沿着与试验片的表面垂直的方向的5.0mm。测定位置的明细是：距离表面0.1mm的点、和从表面起以0.5mm的间隔分隔开的10个点。将N数设为3个。
将3个试验片的所有测定点的维氏硬度的平均值作为烧结部件的维氏硬度。将3个试验片的各测定点的维氏硬度的平均值当中的最大值与最小值之差作为烧结部件的维氏硬度的变动幅度。这些结果如表1所示。
代表性地，在试样No.2、试样No.101、试样No.110的烧结部件中，在图2中用圆形记号、叉号、涂黑的菱形记号表示3个试验片的各测定点的维氏硬度的平均值。图2的图表的横轴表示距离表面的深度(mm)、纵轴表示维氏硬度(HV)。
〔韧性的评价〕
烧结部件的韧性的评价是通过采用小野式旋转弯曲疲劳试验测定应力振幅而进行的。
小野式旋转弯曲疲劳试验是使用东京试验机公司制造的FTO-100作为试验机，并根据JIS Z 2274(1978)而进行的。试验片是从烧结部件上裁取的。试验片是以JIS Z 2274(1978)的1号试验片为基准的试验片。具体而言，试验片的形状为哑铃状。该试验片具有一对粗径部和细径部。各粗径部设置在试验片的轴方向的两端。各粗径部的形状为圆柱状。各粗径部的直径在粗径部的轴方向上是一样的。细径部设置在两个粗径部彼此之间。两个粗径部与细径部是连续的。细径部的形状为圆柱状。细径部具有平行部和一对弯曲部。平行部是在细径部的轴方向的中央处沿着其轴方向直径一样的部分。各弯曲部是将平行部与粗径部连接起来的部分，是从平行部一侧向粗径部一侧直径变大的部分。将试验片的轴方向的长度设为90.18mm。将各粗径部的轴方向的长度设为27.5mm、细径部的轴方向的长度设为35.18mm。将粗径部的直径设为12mm。将平行部的直径设为8mm。将平行部的长度设为16mm。
作为测定条件，将旋转数设为3400转。测定了进行107次反复弯曲时试验片不会断裂的最大的应力振幅。将N数设为3个。将3个试验片的应力振幅的平均值作为烧结部件的应力振幅。其结果如表1所示。
〔剖面观察〕
观察了试样No.1、试样No.2、试样No.101、试样No.102的烧结部件的剖面。
将烧结部件的剖面设为任意剖面。剖面是通过以下方法露出的。制作了用环氧树脂埋设试样片而得的树脂成形体，其中该试样片是通过切断烧结部件的一部分而得到的。对树脂成形体实施了研磨加工。研磨加工分为两个阶段进行。作为第一阶段的加工，对树脂成形体的树脂进行研磨直到露出烧结部件的切断面。作为第二阶段的加工，对露出的切断面进行研磨。研磨为镜面研磨。即，要观察的剖面为镜面研磨面。
在观察剖面时，使用了“オリンパス”公司制造的GX51光学显微镜。图3A和图3B、图4A和图4B、图5、图6示出了试样No.1、试样No.2、试样No.101、试样No.102的烧结部件的剖面的显微镜照片。图3A、图4A、图5、图6的显微镜照片的尺寸为2.82mm×2.09mm左右。图3B、图4B的显微镜照片的尺寸为1.38mm×1.02mm左右。
从各显微镜照片中确认了上述4个试样中有无残留奥氏体相。为了便于说明，在各显微镜照片中用箭头示出残留奥氏体相。该箭头前端的白色部分为残留奥氏体相。白色部分的周围部分为马氏体相。需要说明的是，图5没有观察到残留奥氏体相，因此没有标注箭头。
求出了上述5个试样中残留奥氏体相的面积比例。这里，使用“パルステック工業”公司制造的便携式X射线残留应力测定装置μ-X360，求出了残留奥氏体相的总面积相对于测定视野的总面积的比例。将测定视野的数量设为2个。将测定视野的尺寸设为直径2mm。将各测定视野中的残留奥氏体相的总面积的比例的平均值作为残留奥氏体相的面积比例。其结果如表1所示。
[表1]
Figure GDA0003514274850000171
如表1所示，关于试样No.1、试样No.2的烧结部件，烧结部件的维氏硬度高、且维氏硬度的变动幅度小、而且应力振幅大。另一方面，试样No.101的烧结部件虽然维氏硬度的变动幅度小，但是维氏硬度低、而且应力振幅小。试样No.102的烧结部件虽然维氏硬度高且维氏硬度的变动幅度小，但是应力振幅小。试样No.110的烧结部件的维氏硬度低且维氏硬度的变动幅度大，而且应力振幅小。
如图3A、图3B、图4A、图4B所示，可知试样No.1、试样No.2的烧结部件具有马氏体相与残留奥氏体相的混相组织。另一方面，如图5、图6所示，可知试样No.101、试样No.102的烧结部件几乎没有观察到残留奥氏体相，或完全没有观察到残留奥氏体相，而基本上由马氏体相构成。试样No.1和试样No.2的烧结部件中的残留奥氏体相的面积比例高于试样No.101和试样No.102的烧结部件中的残留奥氏体相的面积比例。
本发明不限于这些示例，而是由权利要求书表示，并且意图包括与权利要求书等同的意义和范围内的所有变化。
符号的说明
1 烧结部件

Claims (6)

1.一种烧结部件，其是以Fe为主要成分的烧结部件，具备：
含有Ni、Cr、Mo以及C，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和
马氏体相与残留奥氏体相的混相组织，
在将所述烧结部件中所含元素的总含量设为100质量％时，Ni占所述烧结部件的含量为超过2质量％且为6质量％以下，
从所述烧结部件的表面至5.0mm处的维氏硬度的变动幅度为100HV以下。
2.根据权利要求1所述的烧结部件，其中，
Cr的含量为2质量％以上4质量％以下，
Mo的含量为0.2质量％以上0.9质量％以下，
C的含量为0.2质量％以上1.0质量％以下。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的烧结部件，其中，
所述烧结部件的任意剖面中的所述残留奥氏体相的面积比例为5％以上。
4.根据权利要求1或权利要求2所述的烧结部件，其中，
在旋转弯曲疲劳试验中耐受107次反复弯曲试验的应力振幅为420MPa以上。
5.根据权利要求3所述的烧结部件，其中，
在旋转弯曲疲劳试验中耐受107次反复弯曲试验的应力振幅为420MPa以上。
6.一种烧结部件的制造方法，包括：
准备包含铁基合金粉末、Ni粉末以及C粉末的原料粉末的工序；
对所述原料粉末加压成形以制作压粉成形体的工序；以及
对所述压粉成形体进行烧结的工序，其中，
所述准备工序中的所述铁基合金粉末具有：含有Cr和Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，
在将所述原料粉末的整体设为100质量％时，所述Ni粉末占所述原料粉末的含量为超过2质量％且为6质量％以下，
所述烧结工序的冷却过程中的冷却速度为1℃/秒钟以上。
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08134608A (ja) * 1994-11-08 1996-05-28 Sumitomo Electric Ind Ltd バルブシート用鉄系焼結合金
JP2004323939A (ja) * 2003-04-25 2004-11-18 Sumitomo Denko Shoketsu Gokin Kk 焼結部品の製造方法
CN1847442A (zh) * 2005-03-29 2006-10-18 日立粉末冶金株式会社 耐磨损性烧结部件及其制造方法
CN101797640A (zh) * 2009-02-05 2010-08-11 台耀科技股份有限公司 烧结硬化原料粉末及其烧结坯体
JP2015183212A (ja) * 2014-03-21 2015-10-22 株式会社豊田中央研究所 鉄基焼結材およびその製造方法
JP2016121367A (ja) * 2014-12-24 2016-07-07 住友電工焼結合金株式会社 焼結材料及びその製造方法
CN109128183A (zh) * 2018-08-07 2019-01-04 东睦新材料集团股份有限公司 一种铁基粉末冶金零件的制造方法
WO2019021935A1 (ja) * 2017-07-26 2019-01-31 住友電気工業株式会社 焼結部材

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4480084B2 (ja) * 2004-04-23 2010-06-16 株式会社豊田中央研究所 鉄基焼結合金部材およびその製造方法
JP2006274359A (ja) * 2005-03-29 2006-10-12 Hitachi Powdered Metals Co Ltd 硬質相形成用合金粉末およびそれを用いた鉄系混合粉末
JP2015148249A (ja) * 2014-02-05 2015-08-20 Ntn株式会社 焼結軸受
JP2019182667A (ja) 2018-04-02 2019-10-24 株式会社豊田中央研究所 金属／セラミックス接合体

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08134608A (ja) * 1994-11-08 1996-05-28 Sumitomo Electric Ind Ltd バルブシート用鉄系焼結合金
JP2004323939A (ja) * 2003-04-25 2004-11-18 Sumitomo Denko Shoketsu Gokin Kk 焼結部品の製造方法
CN1847442A (zh) * 2005-03-29 2006-10-18 日立粉末冶金株式会社 耐磨损性烧结部件及其制造方法
CN101797640A (zh) * 2009-02-05 2010-08-11 台耀科技股份有限公司 烧结硬化原料粉末及其烧结坯体
JP2015183212A (ja) * 2014-03-21 2015-10-22 株式会社豊田中央研究所 鉄基焼結材およびその製造方法
JP2016121367A (ja) * 2014-12-24 2016-07-07 住友電工焼結合金株式会社 焼結材料及びその製造方法
WO2019021935A1 (ja) * 2017-07-26 2019-01-31 住友電気工業株式会社 焼結部材
CN109128183A (zh) * 2018-08-07 2019-01-04 东睦新材料集团股份有限公司 一种铁基粉末冶金零件的制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
先进的烧结-硬化材料在汽车齿轮、凸轮及链轮等中的应用;Michael C.Baran等;《粉末冶金工业》;20101010(第05期);13-18 *

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