CN1946865B - 铁基烧结合金、铁基烧结合金构件及这些的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种铁基烧结合金，通过将主要包含Fe的原料粉末加压成形后形成的粉末成形体进行烧结而得到，将整体设定为100质量％时，其包含C为0.1～1.0质量％、Mn为0.01～1.5质量％、该Mn和Si合计为0.02～3.5质量％、剩余部分主要为Fe。发现通过利用适量的Mn及Si，在强化铁基烧结合金的同时，显现出优良的尺寸稳定性。其结果，可以抑制、废弃使用一直以来认为对铁基烧结合金的强化几乎必须的Cu和Ni，可以提高铁基烧结合金的再循环性，进一步实现其成本的降低。
Description
技术领域
本发明涉及一种将包含锰(Mn)及硅(Si)的原料粉末烧结而成的铁基烧结合金或铁基烧结合金构件与这些的制造方法。具体来讲，本发明涉及一种强度及尺寸稳定性优良、成本低廉、可以无Cu或无Ni的铁基烧结合金及其制造方法(以下将这些发明称为“第1发明”)。另外，本发明涉及一种高强度、尺寸稳定性优良的高密度铁基烧结合金构件及其制造方法(以下将这些发明称为“第2发明”)。
背景技术
(第1发明的背景)
为了削减机械部件等结构构件的制造成本，通常考虑利用铁基烧结合金构件，其是加热、烧结以铁为主要成分的原料粉末进行加压成形后的粉末成形体而成的。只要使用铁基烧结合金构件，就可以得到接近最终形状的制品(烧结体)，通过消减机械加工和提高成品率等，可以谋求结构构件的制造成本和材料成本的降低。因此，铁基烧结合金构件的强度和烧结前后的尺寸稳定性变得很重要。
从这种观点考虑，一直以来大多使用将包含了Fe-Cu-C组成的原料粉末的粉末成形体烧结而成的Fe-Cu-C类铁基烧结合金作为结构构件用。其原因在于，Cu是对铁基烧结合金的强度提高及烧结前后的尺寸精度的稳定有效的元素。因而，通常认为在与一般的钢铁材料不同的铁基烧结合金的情况，Cu几乎是其必要成分。
(第2发明的背景)
为了消减机械部件等结构构件的制造成本，通常考虑利用铁基烧结合金构件，其是加热、烧结以铁为主要成分的原料粉末进行加压成形后的粉末成形体而成的。只要使用铁基烧结合金构件，就可以得到接近最终形状的制品(烧结体)，通过削减机械加工和提高材料利用率等，可以谋求结构构件的制造成本和材料成本的降低。因此，铁基烧结合金构件的强度和烧结前后的尺寸稳定性很重要。一直以来采用如下方法作为其对策。
首先，使用Fe-Cu-C类组成的原料粉末。这是由于Cu是对铁基烧结合金构件的强度提高及烧结前后的尺寸精度的稳定有效的元素的缘故。但是，即使使用这样的组成的原料粉末，当烧结体的密度低时，结果也没有希望得到高强度的烧结体。另外，包含Cu的铁基烧结合金构件在成本方面和再循环方面等也不优选。
作为提高烧结体的密度的方法，通常考虑进行2次成形2次烧结(2P2S)的方法。但是，由于该方法是反复进行成形及烧结，因此，会导致烧结体的成本上升而不优选。还有将烧结体进行锻造、致密化(高密度化)的粉末锻造法。但是，由于该方法不能维持烧结体的尺寸精度，因此，会牺牲粉末烧结法的优点，无法谋求作为本来目的的利用铁基烧结合金构件的结构构件的低成本化。
[专利文献1]US6346133
[专利文献2]US6364927
[专利文献3]专利3309970号公报
[专利文献4]特开昭58-210147号公报
[专利文献5]特表平10-510007号公报
[非专利文献1]High Strength Si-Mn-Alloyed Sintered Steels.P.M.Int.vol17.No.1(1985)
[非专利文献2]“Effect of Sinter-Hardening on the Properties ofHigh Temperature Sintered PM Steels”，Advances in Powder Metallurgy &Particulate Materials，MPIF，2002，part13，pp1～13
[非专利文献3]“New focus on chromium may sidestep alloy costincreases”，MPR.September(2004)，PP16～19
发明内容
(第1发明的解决课题)
但是，Cu粉末的单价高、铁基烧结合金中的用量也较多。因此，自然而然的，使铁基烧结合金的制造成本上升。而且，Cu不仅是导致钢铁材料的热脆化原因的元素，还是是用冶炼等难以除去的元素。因此，使用有Cu的铁基烧结合金要避免向废钢铁等中混入，其再循环困难，使用包含Cu的铁基烧结合金在环境对策上不一定优选。
除了Cu以外，铁基烧结合金中常用的元素还有Ni。Ni也和Cu同样，是对提高铁基烧结合金构件的强度等有效的元素。但是，Ni粉末也是高价的，使铁基烧结合金的制造成本上升。另外，Ni是变态反应性元素，有时其使用也不优选。
上述专利文献1、2和非专利文献1公开的是，不使用Cu、而使其含有Mn和Si来谋求强度的提高等的铁基烧结合金。但是，那些毕竟只是在实验室水平，且在Mn和Si的组成和添加方法等方面，和后述的本发明不同。
专利文献3公开的是粉末成形体的超高密度成形方法。专利文献4及专利文献5公开的是，将Si-Mn-Fe母合金的粉碎粉和铁粉的混合粉末压缩成形及使其烧结而成的铁基烧结合金。但是，这些专利文献公开的铁基烧结合金和后述的本发明的铁基烧结合金的C、Mn、Si等组成不同，两者的目的也不同。
另外，在专利文献5中，还公开了使其含有Mo而替代Ni的铁基烧结合金。但是，其强度未必充分，为了进一步高强度化，必须另外进行淬火、回火等热处理。当然这样的热处理需要很多时间及工时，使铁基烧结合金的制造成本上升。
相对于此，非专利文献2或3公开的要旨是，即使省略烧结工序后的热处理，也可以得到高强度的铁基烧结合金(烧结硬化合金钢)。但是，非专利文献2和本发明不同，没有公开含有Mn和Si的铁基烧结合金。非专利文献3公开的是含有Cr、Mn、Si、Mo的烧结硬化合金钢。但是，其烧结硬化合金钢的淬火性不充分，只用烧结工序不一定呈现足够高的强度。
另外，由于目前的烧结硬化合金钢的前提在于，在烧结工序加热后，以比较大的冷却速度进行强制冷却，因此，进行烧结硬化还必须在目前的烧结炉上设计另外的强制冷却设备。但是，制造设备的变更需要大量的费用，实际上很少采用。
通常还考虑大量地使用Cr等来改善烧结硬化合金钢的淬火性。但是，由于含Cr粉末非常容易被氧化，其还原也困难，因此，使用有那样的粉末的铁基烧结合金，迄今为止还没有实用化。
本发明是鉴于这样的情况而完成的，其目的在于，提供一种即使抑制了Cu或Ni的使用，也可以确保得到强度等机械特性和烧结前后的尺寸稳定性的铁基烧结合金及其制造方法。而且，其目的在于，提供一种铁基烧结合金及其制造方法，其不仅强度高、尺寸稳定性优良，制造成本也低廉。
(第2发明的解决课题)
本发明者已经确立了通过1次成形得到超高密度粉末成形体的方法(上述专利文献3)。由于将该粉末成形体烧结，可以得到高密度烧结体。亦即，无需进行2次成形2次烧结，通过1次成形1次烧结，可以得到超高强度的铁基烧结合金构件。
但是，本发明者为了谋求铁基烧结合金构件的进一步高强度化，对原料粉末的配合组成和烧结温度等进行各种变更，使上述超高强度粉末成形体高温烧结时，有的烧结体上产生气泡(blister)。产生了这样气泡的铁基烧结合金构件自然其尺寸精度差，其密度及强度降低。
本发明是鉴于这样的情况而完成的，其目的在于，提供一种抑制烧结时产生气泡，烧结前后的尺寸稳定性优良的高密度高强度的铁基烧结合金构件及其制造方法。
需要说明的是，上述专利文献1及2和非专利文献1公开的是含有Si的铁基烧结合金。但是，在作为前提的课题及粉末成形体的密度、Si的组成等多方面，这些和后述的本发明不同，两者实质上毫无关系。另外，专利文献4及5公开的是将Si-Mn-Fe母合金的粉碎粉和铁粉的混合粉末压缩成形及使其烧结而成的铁基烧结合金。但是，在作为前提的课题等方面，这些情况也和后述的本发明不同，两者之间没有实质上的关系。
(第1发明的解决手段)
本发明者为了解决该课题进行了专心致志地研究，重复进行尝试法结果最新发现，使其含有适量的Mn和Si，可以得到高强度的尺寸稳定性优良的铁基烧结合金，于是完成了本发明。
(1)铁基烧结合金
亦即，本发明的铁基烧结合金，是将主要包含铁(Fe)的原料粉末进行加压成形的粉末成形体进行烧结而成的，
其特征在于，将整体设定为100质量％时，碳(C)为0.1～1.0质量％、锰(Mn)为0.01～1.5质量％、该Mn和硅(Si)的合计为0.02～3.5质量％、剩余部分主要为Fe，其强度及尺寸稳定性优良。
本发明的铁基烧结合金，通过使其适量含有C和Mn及Si，未必使其含有Cu等，其强度高、尺寸稳定性优良。与使用Cu的场合相比，Mn和Si可以比较廉价地得到，且其用量也可以较少。因而，根据本发明的铁基烧结合金，还可以降低原料成本。
包含适量的Mn及Si两种元素时，本发明的铁基烧结合金的机械特性(强度和延展性)大大提高，而且尺寸稳定性也优良。
特别是对于提高铁基烧结合金的强度，Mn是有效的元素。将铁基烧结合金整体设定为100％时，Mn的下限值优选为0.01质量％、0.05质量％、0.1质量％、0.2质量％、0.3质量％。当Mn过少时，其效果欠缺。但是，根据原料粉末中含有的合金元素的种类不同，即使Mn为微量，也可以得到足够强度的铁基烧结合金。另一方面，Mn的上限值优选为2质量％、1.5质量％、1.2质量％(特别是低于1.2质量％)、1.15质量％、1.1质量％、1.0质量％(特别是低于1.0质量％)、0.9质量％、0.8质量％。当Mn过多时，铁基烧结合金的延伸率减少、韧性降低，尺寸变化也增加从而妨碍其尺寸稳定性。例如，Mn的组成范围优选为0.2～2质量％以及0.3～1.5质量％。需要说明的是，在本说明书中，只要没有特意事先说明，就说明其成分元素的各上限值和各下限值可以任意组合。
Si也有助于提高铁基烧结合金的强度，特别是大大有助于铁基烧结合金的尺寸稳定性。特别是在Si和Mn共存时，该趋势大。相对Mn的使铁基烧结合金的尺寸增加的趋势的作用，Si的作用是使铁基烧结合金的尺寸减少的趋势。通常认为，由于两种元素共存，这些趋势相抵消，确保铁基烧结合金的尺寸稳定性。
当Si过少时，铁基烧结合金的尺寸稳定性欠缺，当其过多时，尺寸收缩量大而不优选。将铁基烧结合金整体设定为100％时，Si的下限值优选为0.1质量％、0.2质量％、0.3质量％。另一方面，Si的上限值优选为3质量％、2.5质量％、2质量％、1.2质量％。而且，Si的组成范围优选为0.1～3质量％以及0.2～2质量％。如果以Mn及Si合计，优选为0.3～5质量％以及0.5～3.5质量％。
本发明的铁基烧结合金包含适量的C。C是铁基烧结合金的重要强化元素。在烧结中，C发生扩散使铁基烧结合金固溶强化是不言而喻的，通过适量包含C，可以进行铁基烧结合金的所谓淬火、回火的热处理，由此可以进一步大大提高铁基烧结合金的机械特性。C过少时其效果欠缺，C过多时延展性降低。
将铁基烧结合金整体设定为100质量％时，C的下限值优选为0.1质量％、0.2质量％、0.3质量％、0.35质量％、0.4质量％。另一方面，C的上限值优选为1.0质量％、0.8质量％、0.7质量％、0.6质量％。而且，C的组成范围优选为0.1～1.0质量％以及0.2～0.8质量％。
而且，本发明的情况和一般的碳钢相比，可以以更少的C量谋求高强度的铁基烧结合金的高强度化。其理由未必明确，但考虑其由Mn及Si导致的影响强。具体来讲，通常认为其理由在于，通过添加Mn及Si，C的材料利用率提高，而且，淬火性也提高。总之，由于与目前的相比，在低碳量方面可以谋求铁基烧结合金的高强度化，因此，不仅可以谋求高强度化，也能确保高韧性。亦即，可以得到高水平的兼顾通常具有背反关系的强度和韧性的铁基烧结合金。
除了上述元素以外，也可以含有钼(Mo)、铬(Cr)、镍(Ni)等合金元素。特别是在进行调质等热处理时，优选含有这些元素。这些元素的适宜含有量，由于因C量等不同而发生变化，因此不能一概而定，例如，将铁基烧结合金整体设定为100质量％时，其适宜含量为：Mo为0.1～3质量％以及0.2～2质量％；Cr为0.2～5质量％以及0.3～3.5质量％；Ni为0.5～6质量％以及1～4质量％。
需要说明的是，从铁基烧结合金的无Ni化观点，特别优选Cr或Mo的1种以上作为合金元素。包含这些合金元素的铁基烧结合金的详细情况如后所述。
本发明的铁基烧结合金无需使其含有Cu，其强度高、尺寸稳定性优良。当本发明的铁基烧结合金是本质上不含Cu的无Cu铁基烧结合金时，铁基烧结合金的再循环性提高，在环境对策方面优选。另外，通过抑制高价的Cu的使用，也可以谋求铁基烧结合金的低成本化。而且，当铁基烧结合金是无Cu铁基烧结合金时，还可以回避由Cu引起的铁基烧结合金的热脆化。
另一方面，Ni是对铁基烧结合金的高强度化有效的元素，再循环性等问题少。但是，Ni是所谓的变态反应性元素，有时其使用不优选。因而，本发明的铁基烧结合金优选本质上不含Ni的无Ni铁基烧结合金。因而认为，如本发明这样的无Cu或无Ni的铁基烧结合金，作为环境和谐型高强度烧结合金，今后其利用范围会逐步扩大。
但是，本说明书中所述的本发明涉及的铁基烧结合金，没有完全排除含有Cu和Ni。与上述过的Mn和Si一起含有适量的Cu和Ni的情况也包含在本发明范围内。另外，本发明的铁基烧结合金中，不考虑粉末成形体的成形体密度和铁基烧结合金的烧结体密度。另外，通过本说明书整体说明，铁基烧结合金是包含铁基烧结合金构件的广泛概念。
本说明书中所说的“强度”和“尺寸稳定性”，因原料粉末的组成、成形压力、烧结条件(温度、时间、环境等)等而异。因而，这些“强度”和“尺寸稳定性”不能一概而定。勉强说的话，强度以抗弯强度计，优选为900MPa以上、1000MPa以上、1100MPa以上、1200MPa以上、1300MPa以上以及1400MPa以上。
尺寸稳定性以烧结前后的尺寸变化率计，优选为±1％以内、±0.5％以内、±0.3％以内以及±0.1％以内。
另外，本说明书中所说的“铁基烧结合金”与其形态无关，例如，可以是锭状、棒状、管状、板状等材料，也可以是最终形状或接近它的结构构件(铁基烧结合金构件)。
(2)铁基烧结合金的制造方法
上述铁基烧结合金，例如通过如下所述的本发明的制造方法来制造。亦即，本发明的铁基烧结合金的制造方法的特征在于，其具有如下工序：成形工序，将混合了Fe类粉末和强化粉末的原料粉末进行加压成形，作成粉末成形体，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金中的至少一种，所述强化粉末含有Mn及Si作为粉末整体；以及烧结工序，将该粉末成形体进行加热、使其烧结，在该烧结工序后得到前述的本发明的铁基烧结合金。
在此，对在确保本发明的铁基烧结合金的强度及尺寸稳定性方面重要的Mn及Si附带说一下。Mn及Si与C、磷(P)及硫(S)一起称为钢的五元素，在熔炼的钢铁材料中是一般的强化元素。但是，该Mn及Si在铁基烧结合金领域已几乎不再使用。Mn及Si和氧的亲和力非常高，容易形成氧化物。为此，这是由于通常认为是铁基烧结合金的金属组织内部夹杂了氧化物，其机械特性劣化的缘故。这种情况，在将Mn及Si加入作为与Fe类粉末不同的粉末加入到原料粉末中时是明显的。
还考虑使用将Mn及Si预先合金化而成的Fe类粉末，但其Fe类粉末质地非常硬，粉末成形体的本身成形变困难。因此，在本发明的制造方法中，不是使Mn及Si与Fe类粉末合金化，而是使其作为与Fe类粉末不同的强化粉末混杂在原料粉末中。
烧结工序是将包含Mn及Si的粉末成形体在可以充分抑制Mn及Si的氧化的抗氧化环境中进行加热(加热工序)。该烧结工序中的加热工序，可以在惰性气体中混杂了氢气(H2)的还原性环境中进行，例如，当其在氧分压相当于10-19Pa以下的极低氧分压的惰性气体环境中进行时，则更安全地谋求铁基烧结合金的低成本化。实际上，本发明者是在那样的极低氧分压的惰性气体环境中进行烧结工序，得到上述本发明的铁基烧结合金。其详细情况如后所述。
总之，无需使用Cu和Ni，通过使用Mn及Si作为强化元素，可以成功地得到超越目前的Fe-Cu(-C)类铁基烧结合金的特性的Fe-Mn-Si(-C)类铁基烧结合金。根据本发明的铁基烧结合金，还可以显现出和机械结构用碳钢同等水平的机械特性。
(3)铁基烧结合金(含有Cr、Mo)
本发明者发现了可以进一步高强度化的新型组成的铁基烧结合金。亦即，本发明的铁基烧结合金，是将主要包含铁(Fe)的原料粉末进行加压成形的粉末成形体烧结而成的，其特征在于，将整体设定为100质量％时，其包含：Cr为0.2～5.0质量％、Mo为0.1～1质量％、Mn为0.1～1.2质量％、Si为0.1～1.2质量％、C为0.1～0.7质量％、剩余部分主要为Fe，其强度及尺寸稳定性优良。
本发明的铁基烧结合金，由于适量含有促进淬火性的合金元素(Cr及Mo)，因此，其淬火性提高，例如，即使铁基烧结合金为大的东西，也可以进行在其内部符合C量的充分淬火。
淬火后的铁基烧结合金形成马氏体组织实现高强度，为了确保延伸率等韧性，也可以进行回火等热处理。
(4)铁基烧结合金(含有Cr、Mo)的制造方法
这样的铁基烧结合金，例如通过如下所述的制造方法来得到。亦即，本发明的铁基烧结合金的制造方法的特征在于，其具有如下工序：成形工序，将混合了Fe类粉末和C类粉末和强化粉末的原料粉末进行加压成形，作成粉末成形体，其中，所述Fe类粉末含有Cr及Mo，剩余部分主要由Fe构成，所述C类粉末以C为主要成分，所述强化粉末含有Mn及Si作为粉末整体；和烧结工序，将该粉末成形体在抗氧化环境中进行加热、使其烧结，而得到前述过的铁基烧结合金。
但是，铁基烧结合金的淬火，虽然是在烧结工序完成后对得到的铁基烧结合金进行另外的热处理，但是根据本发明其未必是必须的。亦即，利用在烧结工序进行的加热工序和其后的冷却工序，也可以进行淬火。即所谓的烧结硬化。
烧结工序的加热工序，从淬火的观点来讲，必须在A1相变点(约730℃)以上进行加热奥氏体处理，通常的烧结温度为1050℃以上以及1100℃以上。当谋求烧结体的更高强度化时，可以选择1200℃以上、1250℃以上、1300℃以上以及1350℃以上的更高的烧结温度。例如，本发明的烧结工序优选具有在1100～1370℃的惰性气体环境中进行加热的加热工序。
烧结工序的冷却工序，是在上述加热工序之后进行的将铁基烧结合金的温度从烧结温度降至室温附近的工序。从淬火的观点严格地来讲，是将铁基烧结合金的温度从烧结温度降至Ms点以下的工序。
通过将该冷却工序中的冷却速度加大，可以对铁基烧结合金可靠地进行淬火。例如，优选将冷却速度设定为5℃/秒以上以及10℃/秒以上。但是，为了得到这样的冷却速度，通常需要进行强制冷却，另外需要为此所使用的装置，就不能称得上是能够消减制造成本的烧结硬化了。
在本发明的铁基烧结合金的情况，即使冷却速度小也能进行充分淬火。具体来讲，即使冷却速度为3℃/秒以下、2℃/秒以下以及1℃/秒，也可以进行淬火。提到冷却速度为1℃/秒以下，是通常的(带式)连续烧结炉的冷却速度程度。因而，根据本发明，无需装设另外的设备来进行强制冷却，就可以对铁基烧结合金进行淬火。例如，本发明的烧结工序，优选具有在前述加热工序后进行冷却速度为1℃/秒以下的冷却的冷却工序。
本发明的烧结工序通过具有上述加热工序及冷却工序，可以在烧结工序后得到前述过的具有马氏体组织的铁基烧结合金。而且，由于可以与烧结工序完成同时结束淬火，因此，可以谋求高强度铁基烧结合金的制造成本的降低。而且，不必要另外装设急冷设备，很有可能在工业水平的实用化。
虽然可以进行这样的烧结硬化的原因尚不明确，但是通常认为，这是由于Cr及Mo与Mn及Si的协同效果使铁基烧结合金的淬火性显著提高的缘故。
需要说明的是，当然，本发明为了在烧结工序完成后调整强度和韧性等，另外进行热处理也没有关系。例如，在淬火后也可以另外进行通常进行的回火等。
(第2发明的解决手段)
本发明者为了解决前述课题进行了专心致志地研究，重复进行尝试结果最新发现，通过使其含有适量的Si，可以得到没有产生气泡等的、高强度的尺寸稳定性优良的高密度铁基烧结合金构件，于是完成了本发明。
(1)铁基烧结合金构件
亦即，本发明的铁基烧结合金构件是将主要包含铁(Fe)的原料粉末进行加压成形的粉末成形体烧结而成的，其特征在于，其将整体设定为100质量％时，包含Si为0.01～2质量％、C为0.1～0.8质量％、剩余部分主要为Fe，其体积密度(ρ’)与理论密度(ρ0’)之比，即烧结体密度比(ρ’/ρ0’×100％)为96％以上的高密度。
(2)铁基烧结合金构件的制造方法
该铁基烧结合金构件，例如通过如下所述的本发明的制造方法来得到。亦即，本发明的铁基烧结合金构件的制造方法的特征在于，其具有如下工序：成形工序，将混合了Fe类粉末和C类粉末和Si类粉末的原料粉末进行加压成形，得到的成形体的体积密度(ρ)与烧结体的理论密度(ρ0’)之比的成形体密度比(ρ/ρ0’×100％)为96％以上的粉末成形体，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金的至少一种，所述C类粉末主要含有C，所述Si类粉末包含Si的单质、合金或化合物；和烧结工序，将该粉末成形体进行加热、使其烧结，在该烧结工序后，可以得到上述的高密度的铁基烧结合金构件。
(3)原委及作用效果
如前述专利文献3所述，本发明者确立了通过1次成形工序得到高密度粉末成形体的工业方法。当依照其成形方法时，可以得到例如成形体密度比为96％以上以及97％以上的超高密度粉末成形体。而且，通过使该超高密度粉末成形体进行1次烧结，同样可以得到超高密度烧结体(铁基烧结合金构件)。
但是，当成形体密度比或烧结体密度比成为约96％～约97％的高密度时，本发明者确认其粉末成形体或烧结体的所有特性急剧变化。例如，粉末成形体的情况，如果其密度比至95％左右，虽然在其密度比增加的同时，其强度也增加，但当其密度比超过96％～97％左右时，其强度呈指数关系地增加。其它机械性质(特别是延展性和疲劳特性等)和磁特性等也显示出同样的趋势。
其一，最新明确了在使超高密度粉末成形体(例如，成形体密度比为96％以上)烧结时，其容易产生气泡(blister)。当产生这样的气泡时，当然其烧结前后的尺寸稳定性极端差。具体来讲，铁基烧结合金构件的尺寸比粉末成形体的尺寸大大扩大，烧结体密度也降低。另外，其气泡成为铁基烧结合金构件的内部缺陷，其气泡剧烈时，产生破裂，烧结体无法保留原形。总之，铁基烧结合金构件成为不良制品。
通常认为，产生这样的气泡的原因在于，在烧结工序的加热过程中，附着在原料粉末的粒子表面的水分和氧化物等被还原、分解，生成H2O、CO、CO2等各种气体。通常认为，这些气体被关在粉末成形体内或烧结体内的封闭孔内，在烧结工序的加热过程中膨胀，在烧结体上产生气泡。当然，如果粉末成形体的密度是如目前的低水平的话，由于其产生的气体通过原料粉末的粒子间形成的空隙向外放出，较少产生如上所述的气泡。
当形成如本发明所述的密度比为96％以上的超高密度成形体时，各构成粒子的接触情况也和目前的不同，各构成粒子呈紧密粘合状态。而且，其内部存在的微小的残留气孔通常认为通过周围的粒子形成密封的独立气孔。认为在其气孔部分产生的气体没有逸出的场所，在烧结工序的高温加热过程中异常膨胀，破坏金属粒子间的键合，产生大的气泡。
产生这样的的气泡的程度，因原料粉末的组成、粉末粒径、粉末成形体的成形压力、烧结条件(特别是温度)等而变化。
原料粉末只包含纯铁粉和低合金粉末时，即使将高密度成形后的粉末成形体烧结，也不怎么产生上述气泡。但是，原料粉末中包含C(石墨粉末等)时，经常产生这种气泡。通常认为这是由于附着在原料粉末的粒子表面的氧和水分通过C被还原、分解，生成大量的CO和CO2的缘故。特别是在石墨粉末的配合量相对原料粉末整体100质量％为0.1～0.8质量％以及0.3～0.5质量％时，产生最剧烈的气泡。通常认为这是由于将石墨在烧结工序中碳浸于Fe类粉末中时，形成CO气体扩散至Fe中的缘故。
但是，相反地，原料粉末中过量的含有石墨粉末等时，烧结体的气泡却难以产生。将包含该原料粉末的高密度成形体进行烧结时，粉末成形体中的石墨通过烧结中的反应而扩散等，原来石墨粒子存在的位置可以形成新的气孔。当石墨量多时，其气孔量也多，烧结体内部则难以形成密闭孔。通常认为，烧结体内部产生的CO气体等通过这些气孔等向外部放出，则难以产生气泡。
当然，如前所述，如果原料粉末中不含有石墨粉末等，则也可以抑制气泡。但是，由于不含有作为钢材的重要元素之一的C的铁基烧结合金构件难以谋求利用热处理而提高机械特性的，因此不优选。
当使成形体密度比为96％以上甚至是97％以上的高密度成形体烧结时，不管使用的原料粉末的粒径如何，都会产生如前所述的气泡。不过，使用粒径微细的原料粉末时，上述气泡更容易产生。通常认为，这是由于原料粉末越是微粉(例如，粒径为45μm以下)，烧结体内部的密闭孔的密闭性越高，产生的CO气体等的逸出越少的缘故。同样，就粉末成形体的成形压力而言也是如此。亦即，其成形压力越高，内部密闭孔的密闭性越高，越容易产生气泡。例如，当使在1200MPa以上以及1300MPa以上超高压成形后的粉末成形体烧结时，容易产生气泡。
但是，由于原料粉末的粒度和成形压力对气泡的影响，作为原料粉末的堵塞情况(换言之，烧结体内部的封闭孔形成情况)，只要用成形体密度比进行客观评价即可。
根据烧结条件(特别是烧结温度)的不同，烧结体产生气泡的情况也会变化。产生气泡的原因即被关在烧结体内部的密闭孔内的CO气体等，烧结温度越高，其气体压力越上升。其结果，烧结温度越高，烧结体越容易产生大的气泡。实际上，从谋求提高烧结体强度的观点考虑，使烧结温度高至1150℃以上、1200℃以上、1250℃以上、1300℃以上以及1350℃以上时，在烧结体上容易产生气泡。
根据这种情况，即使将包含含有石墨粉末等的原料粉末的超高密度粉末成形体在高温烧结时，也可以寻求不产生上述气泡的铁基烧结合金构件及其制造方法。
为了解决该课题，本发明者想出抑制产生气泡原因的的CO气体等的本身产生的方法。其原因在于，只要在原料粉末中存在的氧和其周围存在的石墨粉末等发生反应生成CO气体等气体之前，使氧作为稳定的固体(氧化物)固定在烧结体中即可。本发明者确认了，与C相比，与O的亲和力强的氧化物生成的自由能低的Mn和Si有其效果，亦即，有作为氧吸收剂的效果。
Mn和Si与O的亲和力非常高，氧化物生成的自由能很低。另外，其是作为钢的基本元素可以比较廉价地得到的元素，也不影响铁基烧结合金构件的再循环性。特别是包含作为铁基烧结合金构件的主要成分的Fe与Mn和Si的合金或金属间化合物的(微细)粉末(例如，Fe-Mn-Si粉末)，在比Mn和Si单质与O的亲和力高、氧化物生成的自由能低方面，可以更廉价地得到。只要使用这样的Fe-Mn-Si粉末等，就可以更低成本地得到不产生气泡、高强度高密度铁基烧结合金构件。
而且，本发明者使用各种组成的Fe-Mn-Si粉末进行研究时，发现Si比Mn抑制烧结体的气泡的效果大。于是，由此本发明者完成了前述本发明。
本发明的铁基烧结合金构件，由于实质上不产生气泡，因此形成继承了粉末成形体的尺寸精度和高密度的构件。因而，本发明的铁基烧结合金构件，由于在高密度高强度的同时，尺寸精度也优良，因此成本低。
根据本发明的铁基烧结合金构件的制造方法，由于不是通过目前的那样的2P2S，而是通过一次加压成形和一次烧结(1P1S)而得到这样优良的铁基烧结合金构件，因此，可以抑制制造成本。而且，由于根据本发明的制造方法还可以得到接近最终形状的烧结制品，因此可以期待利用(接近)最终形状(net-shape)的加工工时的消减、材料利用率的提高、制品单价的降低等。
利用本发明还可以制造属于超越了目前概念的高密度领域的铁基烧结合金构件。其结果，铁基烧结合金构件的保护范围从低密度的扩展到超高密度的，铁基烧结合金构件的用途显著扩大。
本发明的情况，在抑制铁基烧结合金构件的气泡方面，Si是重要元素。当Si过少时，其效果欠缺，当其过多时，烧结时的尺寸收缩量变大而不优选。Si的下限值优选为0.01质量％、0.02质量％以及0.05质量％。Si的上限值优选为2质量％。
需要说明的是，在本发明中，考虑气泡的产生情况及铁基烧结合金构件的作为结构构件的通用性等，C量设定为0.1～0.8质量％。当C过少时，得不到高强度的铁基烧结合金构件，当C过多时，其延展性降低而不优选。C量优选为0.2～0.6质量％以及0.3～0.5质量％。
Mn和Si都是提高铁基烧结合金构件的机械特性(强度和延展性)的元素。当Mn过少时，其效果欠缺，当其过多时，相反地会导致强度降低，还妨碍烧结前后的尺寸稳定性。将铁基烧结合金构件整体设定为100质量％时，优选含有Mn和Si的合计量为3.5质量％以下、3质量％以下以及2.5质量％以下，而且，其合计为0.02质量％以上、0.03质量％以上以及0.05质量％以上。这时，Mn的下限值优选为0质量％、0.01质量％、0.02质量％、0.05质量％、0.1质量％以及0.2质量％。Mn的上限值优选为1.5质量％、1.2质量％(特别是低于1.2质量％)、1.15质量％、1.1质量％、1.05质量％、1.0质量％(特别是低于1.0质量％)，以及1～0.5质量％的范围也可以。
除了上述元素以外，也可以含有钼(Mo)、铬(Cr)、镍(Ni)等合金元素。特别是在进行调质等热处理时，优选含有这些元素。这些元素的适宜含有量，由于因C量等不同而发生变化，因此不能一概而定，例如，将铁基烧结合金构件整体设定为100质量％时，其适宜含有：Mo为0.3～2质量％以及0.5～1.5质量％，Cr为0.3～5质量％以及0.5～3.5质量％，Ni为0.5～6质量％以及1～4质量％。
本发明的铁基烧结合金构件无需使其含有Cu，其强度高、尺寸稳定性优良。亦即，根据本发明，可以制成实质上不含有通过冶炼难以除去的Cu的无Cu铁基烧结合金构件。因而，本发明的铁基烧结合金构件的再循环性提高，在环境对策方面优选。另外，通过抑制Cu的使用，也可以谋求铁基烧结合金构件的材料成本的降低，同时还可以回避由Cu引起的铁基烧结合金构件的热脆化。
但是，本说明书中所说的本发明的铁基烧结合金构件，没有完全排除含有Cu的情况。与上述的Si及C一起含有适量Cu的情况也包含在本发明范围内。
本说明书中所说的“强度”和“尺寸稳定性”，因原料粉末的组成、成形体密度(或成形压力)、烧结条件(温度、时间、环境等)等而异。因而，这些“强度”和“尺寸稳定性”不能一概而定。勉强说的话，强度以抗弯强度计，优选为1000MPa以上、1500MPa以上、2000MPa以上、2500MPa以上以及3000MPa以上。
尺寸稳定性优选在烧结中不产生气泡，烧结前后的尺寸变化率为±1％以内、±0.5％以内、±0.3％以内以及±0.1％以内。需要说明的是，该尺寸变化率是由粉末成形体的尺寸和将其烧结而成的烧结体的尺寸的测量结果求出的，其测量位置设定为测量容易因气泡而发生尺寸变化的方向的尺寸。
尺寸稳定性的评价，不依照上述尺寸变化率，也可以根据成形体密度比和烧结体密度比的对比来进行。亦即，本发明的铁基烧结合金构件，其前述烧结体密度比相对于成形体密度比，优选为±1％、±0.5％以内、±0.3％以内以及±0.1％以内。
本说明书中所说的“铁基烧结合金构件”与其形态无关，例如，可以是锭状、棒状、管状、板状等材料，也可以是最终形状或接近它的结构构件。因而，也可以将该铁基烧结合金构件简单地改称为“铁基烧结合金”。
附图说明
图1是表示1150℃烧结体(铁基烧结合金)的Mn量和抗弯强度的关系的图。
图2是表示1250℃烧结体的Mn量和抗弯强度的关系的图。
图3是表示1150℃烧结体的Mn量和挠曲量的关系的图。
图4是表示1250℃烧结体的Mn量和挠曲量的关系的图。
图5是表示1150℃烧结体的Mn量和尺寸变化的关系的图。
图6是表示1250℃烧结体的Mn量和尺寸变化的关系的图。
图7是表示烧结体密度和抗弯强度的关系的图。
图8是表示烧结体密度和挠曲量的关系的图。
图9是表示三点弯曲疲劳试验结果的图。
图10是表示拉伸试验片形状的图。
图11是表示拉伸强度和FMS粉末组成的关系的图。
图12是表示延伸率和FMS粉末组成的关系的图。
图13是表示成形体密度和烧结后的残留碳(C)量的关系的图。
图14是表示配合碳(C)量和拉伸强度的关系的图。
图15是表示配合碳(C)量和延伸率的关系的图。
图16是表示成形压力和烧结体密度比的关系的图。
图17A是产生了气泡的烧结体的外观照片。
图17B是产生了气泡的烧结体的剖面照片。
具体实施方式
I.实施方式
(第1发明的实施方式)
例举实施方式，对本发明进行更详细地说明。需要说明的是，预先说明，本说明书中说明的内容，包含以下的实施方式，不仅可以适合于本发明的铁基烧结合金，也适合其制造方法。另外，在此当然也包括含有Cr和Mo的淬火性提高了的铁基烧结合金及其制造方法。而且，预先说明哪个实施方式是否为最佳，因对象、要求性能等而不同。
(1)原料粉末
原料粉末包含作为铁基烧结合金主要成分的Fe类粉末和包含Mn及Si的强化粉末。
Fe类粉末可以是纯铁粉，也可以是铁合金粉，还可以是这些的混合粉末。铁合金粉中包含的合金元素不考虑。该合金元素首先有：C、Mn、Si、P、S等。Mn及Si也可以作为强化粉末添加，也可以在Fe类粉末中少量含有。但是，当C、Mn、Si等的含量增加时，Fe类粉末成为硬质而成形性降低。因此，当Fe类粉末是铁合金粉时，设定C为0.02质量％以下、Mn为0.2质量％以下、Si为0.1质量％以下即可。
除了这些以外的合金元素，还有Mo、Cr、Ni、V、Co、Nb、W等。这些合金元素是对铁基烧结合金的热处理性的提高、铁基烧结合金的强化有效的元素。这些合金元素的适宜含量为：将原料粉末整体设定为100质量％时，Mo为0.1～3质量％以及0.2～2质量％，Cr为0.2～5质量％以及0.3～3.5质量％，Ni为0.5～6质量％以及1～4质量％。需要说明的是，这些合金元素没有必要作为铁合金粉含有在原料粉末中，也可以作为Fe以外的合金或化合物的粉末等混杂在原料粉末中。
强化粉末作为包含一种或两种以上的粉末整体，只限于含有Mn及Si，则不考虑其存在方式。例如，强化粉末也可以是包含Mn及Si的合金或化合物的1种Mn-Si类粉末。另外，也可以是将包含Mn的单质、合金或化合物的Mn类粉末与包含Si的单质、合金或化合物的Si类粉末组合而成的复合粉末。而且，也可以是将该Mn-Si类粉末与包含Mn的单质、合金或化合物的Mn类粉末与包含Si的单质、合金或化合物的Si类粉末中的2种以上的粉末组合而成的复合粉末。
Mn-Si类粉末优选为包含作为铁基烧结合金的主要成分的Fe与Mn及Si的合金或金属间化合物的Fe-Mn-Si粉末(以下适当将该粉末称为“FMS粉末”)。该粉末可以比较廉价地制造而得到。
该FMS粉末优选为：以该FMS粉末整体为100质量％计，Mn为15～75质量％、Si为15～75质量％、Mn和Si的合计为35～95质量％、剩余部分主要为Fe。当Mn和Si过少时，成为有延展性的铁合金，难以将其粉碎成微粉。另外，当FMS粉末在原料粉末中的添加量也多时，就会使铁基烧结合金的成本升高。另一方面，当Mn和Si过多时，由于调整成分的成本升高，因此不优选。更优选：Mn为20～65质量％、Si为20～65质量％、Mn和Si合计为50～90质量％。
FMS粉末中的Mn和Si的组成比不受限制，优选其组成比(Mn/Si)为1/3～3以及1/2～2，特别优选其组成比为1左右(0.9～1.1)，即FMS粉末中的Mn及Si为大致相当的比例(约1∶1)。其原因在于，这时容易得到强度、延展性、尺寸稳定性等任一个都优良，均衡良好的铁基烧结合金。
FMS粉末中含有的O量优选为0.4质量％以下以及0.3质量％以下。当原料粉末中的O量增加时，由Mn和Si的强化作用不能充分发挥。而且，在成形体密度比超过96％之类的超高密度粉末成形体进行烧结时，其内部存在的O会成为产生气泡(blister)的原因。关于这一点如后所述。
原料粉末中配合的强化粉末的比例，根据使用的粉末组成和所希望的铁基烧结合金的特性(铁基烧结合金中的Mn和Si的组成)而异。例如，使用FMS粉末(Mn为15～75质量％、Si为15～75质量％、Mn和Si合计为35～95质量％)作为强化粉末时，将原料粉末整体设定为100质量％时，配合0.05～5质量％以及0.1～4质量％即可。而且，其下限值优选为0.2质量％、0.3质量％、0.4质量％以及0.5质量％。
强化粉末的粒径越小，越容易得到成形体密度比和烧结体密度比提高、成分变动和离析等少的均质铁基烧结合金。但是，粒径过小的粉末因难以得到而成本高。还容易发生凝集等，操作性差。因此，当强化粉末的粒径为100μm以下、63μm以下、45μm以下以及25μm以下时，容易均匀分散。使用在上述范围内容易得到的强化粉末即可。需要说明的是，本说明书中所谓的粒径是利用筛分来指定的。
本发明的铁基烧结合金是通过Mn及Si来强化的，同时通过含有C以谋求更进一步的高强度化。特别是通过淬火、回火等热处理，可以很容易地改善或调整铁基烧结合金的机械特性。
向铁基烧结合金引入C，通常也考虑使用包含C的Fe类粉末(Fe类合金粉末)。但是，从原料粉末的成形性和C量的配合调整的容易性等考虑，使C类粉末混杂在原料粉末中即可。C类粉末可以使用C几乎为100％的石墨粉末为代表(Gr粉末)，除此之外，也可以使用Fe-C合金粉和各种碳化物粉末等。C类粉末等的配合量，如前所述，使铁基烧结合金的C量成为约0.1～约1.0质量％即可。
(2)成形工序
本发明的铁基烧结合金构件的制造方法，主要包含成形工序和烧结工序。在此，首先对成形工序进行详细说明。
成形工序是将混合了前述Fe类粉末和强化粉末的原料粉末进行加压成形，作成粉末成形体的工序。这时的成形压力、粉末成形体的密度(或成形体密度)、粉末成形体的性质等不受限制。
其中，考虑粉末成形体的处理性，其成形压力及成形体密度至少不是容易破碎的程度即可。例如，成形压力优选为350MPa以上、400MPa以上以及500MPa以上。成形体密度比优选为80％以上、85％以上以及90％以上。成形压力及成形体密度比越高，越容易得到高强度铁基烧结合金，可以根据铁基烧结合金的用途、规格来选择最合适的成形压力及成形体密度比。另外，成形工序可以是冷成形或者热成形，也可以在原料粉末中添加内部润滑剂。添加内部润滑剂时，将内部润滑剂也包含在内看作原料粉末。
但是，如专利文献3公开的，本发明者在工业水平上确立了可以进行超越了目前的一般的成形压力的超高压成形的粉末成形体的成形方法。根据此成形方法，也可以在1000MPa以上、1200MPa以上、1500MPa以上以及约2000MPa以上的超高压进行粉末成形。由此得到的粉末成形体的密度可以达到96％以上、97％以上、98％以上以及至99％。下面，对该优良的成形方法(以下将该成形方法适当称为“模具润滑热压成形法”)进行说明。
模具润滑温压成形法(成形工序)包含如下工序：向内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具填充前述原料粉末的填充工序；和将该模具内的原料粉末进行温热加压，使接触该模具内面的该原料粉末的表面生成金属皂被膜的温热加压成形工序。
根据该成形方法，即使成形压力相当大，也不会发生用一般的成形方法发生的不良情况。具体来讲，可以抑制原料粉末和模具的内面之间的磨损、排压的过大化、模具寿命的降低等。下面，对该成形方法的填充工序及热压成形工序进行更详细地说明。
(a)填充工序
在将原料粉末向模具(模穴)填充之前，在模具的内面涂敷高级脂肪酸类润滑剂(涂敷工序)。在此使用的高级脂肪酸类润滑剂，除了高级脂肪酸自身以外，也可以是高级脂肪酸的金属盐。高级脂肪酸的金属盐中有锂盐、钙盐或锌盐等。特别优选硬脂酸锂、硬脂酸钙、硬脂酸锌等。除此之外，也可以使用硬脂酸钡、棕榈酸锂、油酸锂、棕榈酸钙、油酸钙等。
涂敷工序可以如下进行：例如，在加热后的模具内，将在水、水溶液或乙醇溶液等中分散的高级脂肪酸类润滑剂进行喷雾。当高级脂肪酸类润滑剂分散在水等中时，容易将高级脂肪酸类润滑剂均匀地向模具的内面喷雾。当在加热后的模具内将其喷雾时，水分等迅速地蒸发，高级脂肪酸类润滑剂均匀地向模具的内面附着。模具的加热温度，优选考虑后述的热压成形工序的温度，例如，加热到100℃以上即可。可是，为了形成高级脂肪酸类润滑剂的均匀的膜，优选使其加热温度为高级脂肪酸类润滑剂的熔点以下。例如，使用硬脂酸锂作为高级脂肪酸类润滑剂时，将其加热温度设定为低于220℃即可。
需要说明的是，使高级脂肪酸类润滑剂分散在水等中时，将其水溶液整体的质量设定为100质量％时，当以0.1～5质量％以及0.5～2质量％的比例含有高级脂肪酸类润滑剂时，在模具的内面形成均匀的润滑膜而优选。
另外，使高级脂肪酸类润滑剂向水等中分散时，当在上述水中添加表面活性剂时，可以谋求高级脂肪酸类润滑剂的均匀分散。作为上述的表面活性剂可以使用例如烷基酚类表面活性剂、壬基酚聚氧乙烯醚(EO)6、壬基酚聚氧乙烯醚(EO)10、阴离子性非离子型表面活性剂、硼酸酯类エマルボンT-80等。可以将这些两种以上组合使用。例如，使用有硬脂酸锂作为高级脂肪酸类润滑剂时，优选同时使用壬基酚聚氧乙烯醚(EO)6、壬基酚聚氧乙烯醚(EO)10及硼酸酯类乳化剂T-80三种表面活性剂。其原因在于，这时与只添加这些中的一种时相比，硬脂酸锂向水等的分散性进一步活化。
为了得到适用于喷雾的有粘度的高级脂肪酸类润滑剂的水溶液，将其水溶液整体设定为100体积％时，优选将表面活性剂的比例设定为1.5～15体积％。
除此之外，也可以添加少量的消泡剂(例如，硅类消泡剂等)。这是由于当水溶液发泡剧烈时，在将其喷雾时难以在模具的内面形成均匀的高级脂肪酸类润滑剂的被膜的缘故。将其水溶液整体体积设定为100体积％时，消泡剂的添加比例，例如为约0.1～约1体积％即可。
在水等中分散好的高级脂肪酸类润滑剂的粒子，当其最大粒径低于30μm时为适宜。这是由于当其最大粒径为30μm以上时，高级脂肪酸类润滑剂的粒子容易在水中沉淀，难以将高级脂肪酸类润滑剂均匀涂敷在模具的内面的缘故。
分散有高级脂肪酸类润滑剂的水溶液的涂敷，可以使用例如涂敷用喷枪和静电枪等来进行。需要说明的是，本发明者通过实验考察了高级脂肪酸类润滑剂的涂敷量和粉末成形体的排出压力的关系，结果发现，优选将高级脂肪酸类润滑剂附着在模具的内面，使其膜厚为约0.5～约1.5μm。
(b)温热加压成形工序
将在内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具内填充好的原料粉末进行温热加压成形，使接触该模具内面的原料粉末(或粉末成形体)的表面生成金属皂被膜，通常认为，利用该金属皂被膜的存在可以进行工业水平的超高压成形。该金属皂被膜牢固地结合在其粉末成形体的表面，发挥的润滑性能远比附着在模具的内表面的高级脂肪酸类润滑剂优良。其结果，使模具的内面和粉末成形体的外面的接触面间的摩擦力显著降低，虽然是高压成形，也不会发生磨损。另外，在非常低的排压下将粉末成形体从模具中取出，模具寿命也不会极端缩短。
金属皂被膜是由例如，高级脂肪酸类润滑剂和原料粉末中的Fe在温热高压下发生机械化学反应形成的高级脂肪酸的铁盐被膜。其代表例是，作为高级脂肪酸类润滑剂的硬脂酸锂或硬脂酸锌和Fe反应生成的硬脂酸铁被膜。
本工序中所谓的“温热”，只要是达到促进原料粉末和高级脂肪酸类润滑剂反应的程度的加热状态即可。一般来讲，将成形温度设定为100℃以上即可。其中，从防止高级脂肪酸类润滑剂的变质的观点考虑，适宜设定为200℃以下。将成形温度设定为120～180℃更合适。
本工序中所谓的“加压”，只要在考虑铁基烧结合金的规格的同时在形成金属皂被膜的范围内适当确定即可。考虑模具寿命和生产性，优选将其成形压力的上限设定为2000MPa。当成形压力为1500MPa左右时，得到的粉末成形体的密度也接近真密度(成形体密度比为98～99％)，即使加压至2000MPa以上，也没有希望更进一步高密度化。
需要说明的是，当使用该模具润滑热压成形法时，没有必要使用内部润滑剂，可以得到更高密度的粉末成形体。另外，使其粉末成形体烧结时，也不会伴随内部润滑剂的分解、放出等而污染炉内。其中，事先说明，本发明没有排除内部润滑剂的使用。
(3)烧结工序
烧结工序是将成形工序得到的粉末成形体在抗氧化环境中进行加热、使其烧结的工序。
考虑铁基烧结合金的所希望特性、生产性等来适当选择烧结温度及烧结时间。烧结温度越高，在越短的时间内得到高强度铁基烧结合金。但是，当烧结温度过高时，产生液相，尺寸收缩变大，不优选。当烧结温度过低时，强化元素的扩散变得不充分，不优选。另外，如果烧结时间延长，则铁基烧结合金的生产性降低。烧结温度适宜为900～1400℃以及1100～1350℃。特别是为了得到高强度的铁基烧结合金时，适宜将烧结温度设定为1150℃以上。另外，考虑烧结温度、铁基烧结合金的规格、生产性、成本等，烧结时间适宜设定为0.1～3小时以及0.1～2小时。
烧结环境适宜为抗氧化环境。强化粉末中含有的Mn及Si是和O的亲和力极强的非常容易被氧化的元素。特别是使用FMS粉末时，与Mn及Si的单质相比，其氧化物生成自由能低，可能会与加热炉内仅有的O键合，在烧结体内部形成Mn及Si的氧化物。由于这样的氧化物的夹杂，会使铁基烧结合金的机械特性劣化，因此不优选。因此，烧结环境优选真空环境、惰性气体环境、氮气环境等抗氧化环境。即使是这样的环境，其中的残留氧(氧分压)还成问题时，也可以采用在氮气中混合了数体积％(例如5～10％)氢气(在低露点(例如-30℃以下)纯化而成的高纯度氢气)的还原环境。
但是，由于氢气的使用在工业上不太优选，因此，本发明的烧结工序更优选在氧分压相当于10-19Pa以下(以CO浓度计为100ppm以下)的极低氧分压的惰性气体环境中进行。在这样的极低氧分压的惰性气体环境下，即使在烧结中FMS粉末和附着于原料粉末等的O反应形成复合氧化物等，其也进一步分解。其结果，可以得到没有氧化物等夹杂物的健全组织的铁基烧结合金。需要说明的是，实现极低氧分压的惰性气体(N2气)环境的连续烧结炉有市售品(关东冶金工业株式会社制オキシノン炉)。
(4)超高密度铁基烧结合金
本发明的铁基烧结合金，其密度的高低不受限制。亦即，可以是象目前的铁基烧结合金那样的，将低压成形后的粉末成形体进行烧结而成的低密度铁基烧结合金而成，也可以是将使用上述的模具润滑热压成形法进行高压成形后的高密度粉末成形体进行烧结而成的高密度铁基烧结合金。不管哪种情况，都可以利用Mn及Si谋求铁基烧结合金的强度及尺寸稳定性的提高。但是，为了得到能与通过2次成形2次烧结(2P2S)得到的烧结体和锻造烧结体还有熔炼材料相匹敌的高强度铁基烧结合金，优选粉末成形体和烧结体是更高密度的。例如，成形体密度比和烧结体密度比适宜为92％以上、95％以上、96％以上以及97％以上。
但是，根据本发明者的研究可知，将这样的超高密度的粉末成形体(例如，成形体密度比为96％以上)进行烧结时，容易发生气泡(blister)。特别是原料粉末中因石墨粉末等而含有C时，容易发生那样的气泡。当发生这样的气泡时，当然其烧结前后的尺寸稳定性极端差。具体来讲，铁基烧结合金的尺寸比粉末成形体的尺寸大大扩大，烧结体密度极端降低。而且，可以在铁基烧结合金内部由气孔而形成的气泡，不仅成为铁基烧结合金的内部缺陷，而且其气泡剧烈时，发生破裂，烧结体无法保留原形。总之，当发生这样的气泡时，其铁基烧结合金成为不良制品。
发生这样的气泡的原因在于，在烧结工序的加热过程中，附着在原料粉末的粒子表面的水分和氧化物等被还原、分解，生成H2O、CO和CO2等各种气体。通常认为这些气体被关在烧结体内的封闭孔内，在烧结工序的加热过程中膨胀，在烧结体上发生气泡。当然，通常认为如果粉末成形体的密度是如目前之类的低密度，由于其产生的气体通过原料粉末的粒子间形成的空隙向外放出，故发生如上所述的气泡的情况少。
当形成如本发明所述的密度比为92％以上以及96％以上的超高密度成形体时，通常认为各组成粒子的接触情况也和目前的不同，各组成粒子呈紧密粘合状态。其内部存在的微小的残留气孔也通过周围的粒子形成密闭的独立气孔。通常认为，在该部分产生的气体没有逸出的场所，由于烧结工序中的高温加热而成为异常高压，而且破坏金属粒子间的接触和键合，膨胀后的结果是产生大的气泡。
为了得到高强度尺寸稳定性优良的铁基烧结合金，谋求一种铁基烧结合金及其制造方法，该合金即使在将包含含有石墨等C的原料粉末的超高密度粉末成形体在高温下进行烧结时，也不发生上述气泡。
本发明者认为，通过在原料粉末中存在的O和其周围存在的石墨等反应生成CO气体等气体之前，使该O作为稳定的固体(氧化物)固定在烧结体中，来抑制CO气体等的发生。具体来讲，认为将与相比C与O的亲和力强的氧化物生成自由能低的物质(即氧吸收剂)添加在原料粉末中。而且最新发现，前述强化粉末中含有的Mn和Si(特别是Si)有作为上述氧吸收剂的效果。
亦即，通过使铁基烧结合金中含有Si等，不仅可以谋求提高如前所述的强度和尺寸稳定性，而且还可以谋求防止烧结超高密度成形体时的气泡。
由此，根据本发明，可以得到从低密度的到超高密度的高强度、尺寸稳定性优良且成本低廉的铁基烧结合金，铁基烧结合金的应用范围(用途)显著扩大。特别是只要利用上述的模具润滑热压成形法，无需像目前的那样采用2P2S和粉末锻造法，通过1次加压成形和1次烧结(1P1S)，就可以得到更高强度、尺寸稳定性优良、成本低廉的铁基烧结合金。这样的高密度的铁基烧结合金及其制造方法，例如，进行如下规定。
亦即，铁基烧结合金规定为：是将主要包含铁(Fe)的原料粉末进行加压成形后的粉末成形体进行烧结而成的铁基烧结合金，其特征在于，其将整体设定为100质量％时，包含Si为0.01～2质量％、C为0.1～1.0质量％、剩余部分主要为Fe，其体积密度(ρ’)与理论密度(ρ0’)之比，即烧结体密度比(ρ’/ρ0’×100％)为92％以上以及96％以上的高密度。
另外，其制造方法规定为：其特征在于，其具有如下工序：成形工序，将混合了Fe类粉末和C类粉末和Si类粉末的原料粉末进行加压成形，得到体积密度(ρ’)与理论密度(ρ0’)之比即成形体密度比(ρ’/ρ0’×100％)为92％以上以及96％以上的粉末成形体，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金中的至少一种，所述C类粉末主要含有C，所述Si类粉末包含Si的单质、合金或化合物；和烧结工序，将该粉末成形体进行加热、使其烧结，在该烧结工序后，可以得到上述的高密度的铁基烧结合金。
(5)烧结前后的C变化量和尺寸稳定性
本发明者最新发现，当原料粉末中混杂FMS粉末时，烧结前后的C量的变化显著减小。而且可知，C变化量越小，铁基烧结合金的尺寸变化也越小。而且还可知，其C变化量和烧结前的粉末成形体的密度有关。亦即，粉末成形体的密度越高，其烧结前后的C变化量越小，当粉末成形体接近真密度时，其烧结前后的C量几乎没有变化，也表明稳定。
通常认为，过去在烧结中C散逸，烧结前后C量减少10～20％左右是正常的。但是，根据本发明，其烧结前后的C变化量可以非常小，可以提高原料粉末中混杂的C类粉末的材料利用率，削减铁基烧结合金的原料成本。特别是由于Gr粉末比较昂贵，通过提高其材料利用率，可以大大降低原料成本。
另外，由于原料粉末的配合组成几乎直接反映烧结后的合金组成，因此，可以制造所希望的组成的铁基烧结合金。这样一来，利用C的铁基烧结合金的强化作用也可以稳定地发挥，不只是尺寸稳定性，从强度等机械特性的观点考虑，铁基烧结合金的品质管理也变得容易。
这样的C变化量变小的理由尚不明确，根据现状推测如下。亦即，在烧结过程中，原料粉末中含有的氧(O)通过同一原料粉末中含有的FMS粉末优先放入，结果和Gr粉末等C几乎不反应。因此，通常认为，成为CO和CO2等排到外部的C急剧减少，可以显著抑制铁基烧结合金中的C量的减少。例如，本发明者通过实验确认，在从室温到1350℃的范围测定放出的氧量时，根据FMS粉末的有无，其放出氧量从0.1％减少到0.06％。
根据以上情况，本发明粉末成形体的成形体密度比(ρ/ρ0’×100％)优选为92％以上、94％、96％以上以及98％以上。另外，希望本发明的制造方法的成形工序是可以得到这样的高密度粉末成形体的工序。
即使不是成形体密度比，着眼于烧结体密度比，这种情况也同样。其原因在于，随着C变化量的降低，烧结前后的重量变化及尺寸变化变小，成形体密度比和烧结体密度比之间变得没有实质上的不同。因此，可以说本发明的铁基烧结合金的烧结体密度比(ρ’/ρ0’×100％)也优选为92％以上、94％、96％以上以及98％以上。
需要说明的是，有关上述烧结前后的C变化量的内容，不拘泥于铁基烧结合金或Fe类粉末的组成。但是，当含有的Cr比Mo多时，C变化量有变小的倾向。
(6)其它
本发明的铁基烧结合金，根据其规格，还可以进行退火、正火、老化、调质(淬火、回火)、浸碳、氮化等热处理工序。当然，铁基烧结合金优选为根据热处理种类不同的组成(C、Mo、Cr等)。
本发明的铁基烧结合金的形态和用途不受限制。当例举使用本发明的铁基烧结合金得到的铁基烧结合金构件的一个实例时，在汽车领域有：各种滑轮、变速器的同步轮毂、发动机的连杆、毂套、链轮齿、环形齿轮、制动齿轮、小齿轮等。其它还有：中心轮、传动齿轮、从动齿轮、减速齿轮等。
(第2发明的实施方式)
例举实施方式，对本发明进行更详细地说明。需要预先说明的是，本说明书中说明的内容包含以下的实施方式，不只适用于本发明的铁基烧结合金构件，也适用于其制造方法。另外，预先说明哪个实施方式是否为最佳，根据对象、要求性能等而不同。
(1)原料粉末
原料粉末包含Fe类粉末、C类粉末及Si类粉末。
Fe类粉末可以是纯铁粉，也可以是铁合金粉，或者也可以是这些的混合粉末。铁合金粉中包含的合金元素不受限制。该合金元素首先有：C、Mn、Si、P、S等。C可以作为C类粉末配合，Si可以作为Si类粉末配合，也可以在Fe类粉末中少量含有。其中，当C和Si等的含量增加时，Fe类粉末成为硬质而成形性降低。因此，Fe类粉末是铁合金粉时，设定C为0.02质量％以下、Si为0.1质量％以下即可。
除了这些以外的合金元素还有：Mo、Cr、Ni、V等。这些合金元素是对铁基烧结合金的热处理性的提高、铁基烧结合金的强化有效的元素。这些合金元素的适宜含量为：将原料粉末整体设定为100质量％时， Mo为0.3～2质量％以及0.5～1.5质量％，Cr为0.3～5质量％以及0.5～3.5质量％，Ni为0.5～6质量％以及1～4质量％。需要说明的是，这些合金元素没有必要作为铁合金粉含有在原料粉末中，也可以作为Fe以外的合金或化合物的粉末等混杂在原料粉末中。
从原料粉末的成形性和配合的容易性等考虑，C类粉末使用石墨(Gr粉末)等为宜。如前所述，其配合量以使铁基烧结合金构件的C量成为约0.1～约0.8％为宜。
Si类粉末只要含有Si，可以是一种粉末，也可以是两种以上的粉末，其存在形态不受限制。具体来讲，Si类粉末为Si的单质、合金或化合物的粉末。该Si类粉末优选为包含作为铁基烧结合金的主要成分的Fe与Mn及Si的合金或金属间化合物的Fe-Mn-Si粉末(以下适当将该粉末称为“FMS粉末”)。该粉末可以比较廉价地制造而得到。Fe-Mn-Si粉末优选为：以该Fe-Mn-Si粉末整体为100质量％计，Si为15～75质量％、Mn为15～75质量％、Si和Mn合计为35～95质量％、剩余部分主要为Fe。当Si和Mn过少时，成为有延展性的铁合金，难以将其粉碎成微粉。另外，当FMS粉末在原料粉末中的添加量也多时，就会使铁基烧结合金构件的成本升高。另一方面，当Si和Mn过多时，由于用于成分调整的成本升高，因此不优选。更优选：Si为20～65质量％、Mn为20～65质量％、Mn和Si合计为50～90质量％。
FMS粉末中的Mn和Si的组成比不受限制，优选其组成比(Mn/Si)为1/3～3，特别优选其组成比为1左右(0.9～1.1)，即FMS粉末中的Mn及Si为大致相当的比例(约1∶1)。这时容易抑制气泡。另外，得到强度、延展性、尺寸稳定性等均衡的铁基烧结合金构件。
FMS粉末中含有的O量优选为0.4质量％以下以及0.3质量％以下。其原因在于，当原料粉末中的O量增加时，导致烧结体气泡的CO等气体也增加。并且，其原因还在于，与烧结体中的氧化物的增加有关，铁基烧结合金构件的机械特性会劣化。
原料粉末中配合的Si类粉末的比例，根据使用的粉末组成、成形体密度比、烧结条件等而异。例如，使用FMS粉末(Si为15～75质量％、Mn为15～75质量％、Si和Mn合计为35～95质量％)作为Si类粉末时，将原料粉末整体设定为100质量％时，配合0.01～5质量％以及0.05～3质量％以及0.1～2质量％即可。
Si类粉末的粒径越小，越能得到成形体密度比和烧结体密度比提高、成分变动和离析等少的均质铁基烧结合金构件。但是，粒径过小的粉末因难以得到而成本高。还容易发生凝集等，操作性差。因此，Si类粉末使用粒径为63μm以下以及45μm以下以及25μm以下容易得到的物质即可。顺便提一下，原料粉末(Fe类粉末或低合金钢粉)的粒径为200μm以下以及180μm以下程度就足够了。需要说明的是，本说明书中所谓的粒径，是利用筛分来判定的。
(2)成形工序
本发明的铁基烧结合金构件的制造方法，主要包含成形工序和烧结工序。在此，首先对成形工序进行详细说明。
成形工序是将混合了前述Fe类粉末和C类粉末和Si类粉末的原料粉末进行加压成形，作成粉末成形体的工序。在本发明中，粉末成形体的形状和成形压力自身不作为问题对待，其以成形体密度比为96％以上的高密度成形体为对象。其原因在于，成形体密度比小的物质，在其烧结中不怎么发生气泡。
本发明者已经确立了可以得到这样的高密度成形体的成形方法(参照专利文献3)。根据该成形方法，可以在工业水平进行超越了目前水平的成形压力为1000MPa以上、1200MPa以上、1500MPa以上以及约2000MPa的超高压成形。由此得到的粉末成形体的密度可以达到96％以上、97％以上、98％以上以及至99％。下面，对该优良的成形方法(以下将该成形方法适当称为“模具润滑热压成形法”)进行说明。
模具润滑热压成形法(成形工序)包含如下工序：向内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具填充前述原料粉末的填充工序；将该模具内的原料粉末进行温热加压，使接触该模具内面的该原料粉末的表面生成金属皂被膜的温热加压成形工序。
根据该成形方法，即使成形压力相当大，也不会发生用一般的成形方法发生的诸类不良情况。具体来讲，可以抑制原料粉末和模具的内面之间的磨损、排压的过大化、模具寿命的降低等。下面，对该成形方法的填充工序及热压成形工序进行更详细地说明。
(a)填充工序
在将原料粉末向模具(模穴)填充之前，在模具的内面涂敷高级脂肪酸类润滑剂(涂敷工序)。在此使用的高级脂肪酸类润滑剂，除了高级脂肪酸自身以外，也可以是高级脂肪酸的金属盐。高级脂肪酸的金属盐有：锂盐、钙盐或锌盐等。特别优选硬脂酸锂、硬脂酸钙、硬脂酸锌等。除此之外，也可以使用硬脂酸钡、棕榈酸锂、油酸锂、棕榈酸钙、油酸钙等。
涂敷工序可以如下进行：例如，在加热好的模具内，将在水、水溶液或乙醇溶液等中分散好的高级脂肪酸类润滑剂进行喷雾。当高级脂肪酸类润滑剂分散在水等中时，容易将高级脂肪酸类润滑剂均匀地向模具的内面喷雾。当在加热好的模具内将其喷雾时，水分等很快蒸发，高级脂肪酸类润滑剂均匀地向模具的内面附着。模具的加热温度，优选考虑后述的热压成形工序的温度，例如，加热到100℃以上即可。可是，为了形成高级脂肪酸类润滑剂的均匀的膜，优选使其加热温度为高级脂肪酸类润滑剂的熔点以下。例如，使用硬脂酸锂作为高级脂肪酸类润滑剂时，将其加热温度设定为低于220℃即可。
需要说明的是，使高级脂肪酸类润滑剂分散在水等中时，将其水溶液整体的质量设定为100质量％时，当以0.1～5质量％以及0.5～2质量％的比例含有高级脂肪酸类润滑剂时，在模具的内面形成均匀的润滑膜，因此优选。
另外，使高级脂肪酸类润滑剂向水等中分散时，当在上述水中添加表面活性剂时，可以谋求高级脂肪酸类润滑剂的均匀分散。作为上述的表面活性剂可以使用例如有：烷基酚类表面活性剂、壬基酚聚氧乙烯醚(EO)6、壬基酚聚氧乙烯醚(EO)10、阴离子性非离子型表面活性剂、硼酸酯类エマルボンT-80等。可以将这些两种以上组合使用。例如，使用有硬脂酸锂作为高级脂肪酸类润滑剂时，优选同时使用壬基酚聚氧乙烯醚(EO)6、壬基酚聚氧乙烯醚(EO)10及硼酸酯类乳化剂T-80三种表面活性剂。其原因在于，这时与只添加这些中的一种时相比，硬脂酸锂向水等的分散性进一步活化。
为了得到适用于喷雾的有粘度的高级脂肪酸类润滑剂的水溶液，将其水溶液整体设定为100体积％时，优选将表面活性剂的比例设定为1.5～15体积％。
除此之外，也可以添加少量的消泡剂(例如，硅类消泡剂等)。这是由于当水溶液发泡剧烈时，在将其喷雾时难以在模具的内面形成均匀的高级脂肪酸类润滑剂的被膜的缘故。将其水溶液整体体积设定为100体积％时，消泡剂的添加比例，例如为约0.1～约1体积％即可。
在水等中分散好的高级脂肪酸类润滑剂的粒子，当其最大粒径低于30μm时适宜。这是由于当其最大粒径为30μm以上时，高级脂肪酸类润滑剂的粒子容易在水溶液中沉淀，难以将高级脂肪酸类润滑剂均匀涂敷在模具的内面的缘故。
分散有高级脂肪酸类润滑剂的水溶液的涂敷，可以使用例如涂敷用喷枪和静电枪等来进行。需要说明的是，本发明者通过实验考察了高级脂肪酸类润滑剂的涂敷量和粉末成形体的排出压力的关系，结果发现，优选将高级脂肪酸类润滑剂附着在模具的内面，以使其膜厚为0.5～1.5μm左右。
(b)温热加压成形工序
将在内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具内填充好的原料粉末进行温热加压成形，使接触该模具内面的原料粉末(或粉末成形体)的表面生成金属皂被膜，通常认为，利用该金属皂被膜的存在可以进行工业水平的超高压成形。该金属皂被膜牢固地结合在其粉末成形体表面，发挥的润滑性能远比附着在模具的内表面的高级脂肪酸类润滑剂优良。其结果，使模具的内面和粉末成形体的外面的接触面间的摩擦力显著降低，虽然是高压成形，也不会发生磨损。另外，在非常低的排压下将粉末成形体从模具中取出，模具寿命也不会极端缩短。
金属皂被膜是由例如，高级脂肪酸类润滑剂和原料粉末中的Fe在温热高压下发生机械化学反应形成的高级脂肪酸的铁盐被膜。其代表例是，作为高级脂肪酸类润滑剂的硬脂酸锂或硬脂酸锌和Fe反应生成的硬脂酸铁被膜。
本工序中所谓的“温热”，只要是达到促进原料粉末和高级脂肪酸类润滑剂的反应的程度的加热状态即可。一般来讲，将成形温度设定为100℃以上即可。其中，从防止高级脂肪酸类润滑剂的变质的观点考虑，适宜设定为200℃以下。将成形温度设定为120～180℃更合适。
本工序中所谓的“加压”，只要在考虑铁基烧结合金构件的规格的同时在形成金属皂被膜的范围内适当确定即可。考虑模具寿命和生产性，优选将其成形压力的上限设定为2000MPa。当成形压力为1500MPa左右时，得到的粉末成形体的密度也接近真密度(成形体密度比为98～99％)，即使加压至2000MPa以上，也不可能希望更进一步高密度化。
需要说明的是，当使用该模具润滑热压成形法时，没有必要使用内部润滑剂，可以得到更高密度的粉末成形体。另外，使其粉末成形体烧结时，也不会伴随内部润滑剂的分解、放出等而污染炉内。其中，事先说明本发明没有排除内部润滑剂的使用。
(3)烧结工序
烧结工序是将成形工序得到的粉末成形体在抗氧化环境中进行加热、使其烧结的工序。
考虑铁基烧结合金构件的所希望特性、生产性等来适当选择烧结温度及烧结时间。烧结温度越高，可以在越短时间得到高强度的铁基烧结合金构件。但是，当烧结温度过高时，产生液相，尺寸变化变大，不优选。当烧结温度过低时，强化元素的扩散不充分，不优选。另外，如果烧结时间延长，则铁基烧结合金构件的生产性降低。烧结温度适宜为1100～1400℃以及1150～1350℃。特别是为了得到高强度的铁基烧结合金构件时，适宜将烧结温度设定为1200℃以上。另外，考虑烧结温度、铁基烧结合金构件的规格、生产性、成本等，烧结时间适宜设定为0.1～3小时以及为0.1～2小时。
在此，关于作为对烧结环境和抑制高强度烧结体的气泡有效的元素的Si和Mn进行说明。首先，Si和C、Mn、磷(P)及硫(S)一起称为钢的五元素，在熔炼的钢铁材料中是普通的强化元素。但是，Si类粉末中的Si是和氧的亲和力极高、非常容易氧化的元素。使用FMS粉末作为Si类粉末时，Fe-Mn-Si合金(化合物)比Si单质的氧化物生成自由能低，可能会与加热炉内仅有的O键合，在烧结体内部形成Si的氧化物。由于这样的氧化物的夹杂，会使铁基烧结合金构件的机械特性劣化，因此不优选。因此，含有Si的铁基烧结合金现在几乎没有了。
在本发明的制造方法中，为了抑制由于含Si的铁基烧结合金构件的劣化，在抗氧化环境中进行烧结工序。具体来讲，有真空环境、惰性气体环境、氮气环境等。即使是这样的环境，其中的残留氧(氧分压)还成问题时，可以采用在氮气中混合了数％的氢气(在低露点纯化而成的高纯度氢气)的还原环境。但是，由于氢气的使用在工业上不太优选，因此，本发明的烧结工序更优选在氧分压相当于10-19Pa以下(以CO浓度计为100ppm以下)的极低氧分压的惰性气体环境中进行。实现这样的极低氧分压的惰性气体(N2气)环境的连续烧结炉有市售品(关东冶金工业株式会社制オキシノン炉)。
在这样的极低氧分压的惰性气体环境下，即使在烧结中Si类粉末和附着于原料粉末等的O反应形成复合氧化物等，其也进一步分解，可以得到没有氧化物等夹杂物的健全组织的铁基烧结合金构件，抑制其劣化。
(4)其它
本发明的铁基烧结合金构件，根据其规格，还可以进行退火、正火、老化、调质(淬火、回火)、浸碳、氮化等热处理工序。当然，铁基烧结合金构件优选为根据热处理种类不同的组成(C、Mo、Cr等)。
本发明的铁基烧结合金构件的形态和用途不受限制。当例举铁基烧结合金构件的用途的一个实例时，在汽车领域有：各种滑轮、变速器的同步轮毂、发动机的连杆、链轮齿、环形齿轮、小齿轮等。其它还有：中心轮、传动齿轮、从动齿轮等各种齿轮部件。
(第1发明的实施例)
例举实施例对本发明进行更具体地说明，
A：第1实施例～第5实施例
(试样的制造)
(1)准备纯铁粉(ヘガネス社制ASC100.29、粒径20～180μm)作为Fe类粉末、Fe-Mn-Si粉末(FMS粉末)作为强化粉末。
FMS粉末是将在Ar气环境中熔炼而成的如表6所示的各种组成的铸锭(ingot)在大气中粉碎，筛分成粒径为25μm以下(500目)的粉末。下面，通过表6中表示的编号(I～IX)规定FMS粉末的组成。另外，再准备作为Mn类粉末的Fe-75.6％Mn粉末(福田金属箔粉社制)、作为Si类粉末的Fe-76.4％Si粉末(福田金属箔粉社制)作为强化粉末。这些的粉末粒度都是-250目(63μm以下)。组成的单位为质量％(只要不特别说明，则以下相同)。
再准备作为C类粉末的石墨(Gr)粉末(日本石墨社制JCPB)。该粉末的粒径为45μm以下。而且，为了制造含有Cu的比较材料，准备Fe-10％Cu部分扩散的合金粉末(ヘガネス社制DistaloyACu、粒径20～180μm)。
将这些各种粉末进行配合使其为所希望的组成，充分进行球磨式旋转混合，准备好包含各种试样中的每一个的均匀的混合粉末的原料粉末。
(2)粉末成形体主要利用模具润滑热压成形法进行。具体情况如下所述。准备具有Ф23mm的圆柱型模穴和10×55mm的抗弯试验片型模穴的2种超硬质模具。在各模具的内周面预先进行TiN涂敷处理，使其表面粗糙度为0.4Z。各模具用带式加热器预先加热至150℃。在加热好的模具的内周面，将分散有作为高级脂肪酸类润滑剂的硬脂酸锂(LiSt)的水溶液用喷枪以1cm3/秒左右的比例进行均匀涂敷(涂敷工序)。由此，在各模具的内周面形成约1μm左右的LiSt被膜。
在此使用的水溶液，是在水中添加了表面活性剂和消泡剂形成的溶液中使LiSt分散而成的。表面活性剂使用壬基酚聚氧乙烯醚醚(EO)6、(EO)10及硼酸酯类乳化剂T-80，其相对水溶液整体(100体积％)的添加比例分别为1体积％。消泡剂使用FS消泡剂(antifoam)80，其相对水溶液整体(100体积％)的添加比例为0.2体积％。LiSt使用熔点约为225℃、平均粒径为20μm的。其分散量相对上述水溶液100cm3为25g。将分散有LiSt的水溶液进一步用球磨式粉碎装置进行微细化处理(聚四氟乙烯涂层钢球：100小时)。将由此得到的原液稀释20倍，将最终浓度1％的水溶液供给上述涂敷工序。
向在内面形成了LiSt的均匀被膜的各模具的模穴自然填充前述各种原料粉末(填充工序)。原料粉末是用干燥机预先加热至和模具相同的温度150℃。
将模具中填充好的各原料粉末用各种成形压力成形，得到粉末成形体(热压成形工序)。不管是哪种成形压力的情况，模具的内面都不会发生磨损等，可以在低的排出力将粉末成形体很容易地从模具取出。
需要说明的是，一部分试样以添加了作为内部润滑剂的LiSt0.8％混合后的混合粉末作为原料粉末使用。这时通常进行室温成形，得到粉末成形体(参照表5)。纯铁粉等和LiSt(粉末状)的混合用V型混合器和旋转球磨机进行。另外，采用模具润滑热压成形法以外的成形方法时，为了防止模具的损伤，将成形压力设定为392MPa、490MPa、588MPa及686MPa四个阶段。
(3)用连续烧结炉(关东冶金工业制オキシノン炉)，将得到的各粉末成形体在1150℃或1250℃的氮气环境中分别烧结(烧结工序)。保温时间设定为30分钟，烧结后的冷却速度为40℃/min(0.67℃/秒)。需要说明的是，其烧结炉内设定的环境为：以CO浓度计为50～100ppm(换算成氧分压相当于10-19～10-21Pa)的极低氧分压环境。由此得到各种由铁基烧结合金构成的Ф23mm的圆柱型试样和10×55mm的抗弯试验片型试样。
(实施例的测定)
(1)使用上述圆柱型试样，从其烧结前后的重量和尺寸，通过计算求出成形体密度、烧结体密度及尺寸变化(外径的变化)。
(2)使用上述抗弯试验片型试样，利用支点间距离40mm的三点弯曲进行抗弯试验。由此求出各试样折断时的强度(抗弯强度)和挠度。另外，利用维氏硬度计，在荷重30kg下测定抗弯试验片型试样侧面的硬度。
(实施例的内容和评价)
(1)第1实施例(试样No.E1～E14、试样No.E00～E03)
使用将由前述的纯铁粉和包含Fe-75.6％Mn粉末及Fe-76.4％Si粉末的强化粉末和石墨粉末混合而成的各种组成的原料粉末，利用模具润滑热压成形法成形为粉末成形体，将该粉末成形体烧结得到试样No.E1～14。将得到的粉末成形体及烧结体(Fe-Mn-Si-C类铁基烧结合金)的各种特性和各配合组成一起表示于表1A及表1B。表中的粉末成形体的特性(密度)表示的是以在1150℃烧结而成的粉末成形体为代表的(以下相同)。在1250℃烧结而成的粉末成形体的特性也和在1150℃烧结而成的粉末成形体的几乎一致，两者之间实质上没有区别，粉末成形体的特性非常稳定。
需要说明的是，试样No.E00是没有强化粉末的Fe-C类铁基烧结合金的情况，试样No.E01～E03是使用前述Fe-10％Cu粉末代替强化粉末的Fe-Cu-C类铁基烧结合金的情况。
试样No.E1～E5是一面将Mn+Si量设定为2％固定，一面将其比例(组成比)进行各种变更而成的物质。可以确认，相对试样No.E02(C量和试样No.E2等相同为0.6％，Cu量也和这些的Mn+Si量相同为2％)，Mn/Si为3～1/3的试样No.E2～4都可以得到同等以上的强度。
另一方面，如试样No.E1和试样No.E5，只含有Mn或Si中的一种时，停留在和试样No.E02同等程度的强度。如试样No.E1只含有Mn时，尺寸变化量变大为正数侧。另一方面还可知，如试样No.E2～E5含有Si时，其尺寸变化小、尺寸稳定性优良。特别是如No.E3，Si量为1％左右时，其尺寸变化几乎为零。
试样No.E6～E14是设定Mn/Si＝1固定，使Mn+Si量及C量变化而成的物质。当C量固定时观察到，如试样No.E9～E11，Mn+Si量为2％时，可知烧结体的强度都最高。另外，比较试样No.E9～E11和试样No.E01～E03可知，C量只要相同，含有Mn及Si与含有Cu的相比，可以得到更高强度的烧结体。
而且，通过Mn及Si强化过的烧结体，与通过Cu强化过的烧结体相比可知，其挠曲量大幅度提高，显示出非常优良的延展性。另外，比较试样No.E6～8和试样No.E01～03可知，如果C量相同，与Cu相比，使用少量的Mn+Si可以得到更高强度、高延展性的烧结体。需要说明的是，不管上述的哪种趋势，在烧结温度为1150℃或1250℃都是相同的。
(2)第2实施例(试样No.E17～E27)
使用将由前述纯铁粉和FMS粉末(I号、II号及III号)和石墨粉末混合而成的各种组成的原料粉末，利用模具润滑热压成形法成形为粉末成形体，将该粉末成形体烧结得到试样No.E17～E27。将得到的粉末成形体及烧结体(Fe-Mn-Si-C类铁基烧结合金)的各种特性和各配合组成一起表示于表2A及表2B。需要说明的是，在此使用的FMS粉末是将Mn+Si量设定为66％(粉末整体为100％)固定，使Mn/Si在2～1/2的范围变化而成的物质。
将FMS粉末的配合量为2％固定，C量分别不同的试样No.E18～E20、这些和Mn+Si量在同等程度的范围内的试样No.E6～E8或试样No.E9～E11进行比较，试样No.E18～E20的强度及延展性都优良。亦即，可知，与以强化粉末作为Fe-Mn粉末和Fe-Si类粉末进行配合相比，作为Fe-Mn-Si粉末进行配合的，可以得到机械特性优良的烧结体。该趋势，在烧结温度1150℃或1250℃都是相同的。
使用有I号FMS粉末时，与C量相同的试样No.E17、E19、E27和试样No.E21～E26相比，不管烧结温度，随着FMS粉末量的增加，其强度就增加。使用有II号FMS粉末时，烧结温度为1150℃时FMS粉末为2％的烧结体的强度最大，烧结温度为1250℃时FMS粉末为3％的强度最大。使用有III号FMS粉末时，不管烧结温度，FMS粉末为2％时烧结体的强度最大。
试样No.E17～E27的尺寸都是稳定的。特别是比较试样No.E01～E03的Fe-Cu-C类烧结体和试样No.E1的Fe-Mn-C类烧结体可知，相对C量变化和成形压力的变化的尺寸变化非常小，显示出优良的尺寸稳定性。虽然随着FMS粉末量的增加烧结体的尺寸有增加(即膨胀)的趋势，但是如由试样No.E21～23那样可知，使用有II号FMS粉末时，其尺寸变化几乎不受FMS粉末量的影响，非常稳定。因而，通常认为，当适量使用Mn/Si＝1/2左右(Mn/Si＝0.3～0.7)的FMS粉末时，从尺寸稳定性方面考虑特别优选。需要说明的是，不管上述的哪种趋势，在烧结温度1150℃或1250℃都是相同的。
(3)第3实施例(试样No.E46～E60)
使用将由前述纯铁粉和FMS粉末(V号、VI号及VII号)和石墨粉末混合而成的各种组成的原料粉末，利用模具润滑热压成形法成形为粉末成形体，将该粉末成形体烧结得到试样No.E46～E60。将得到的粉末成形体及烧结体(Fe-Mn-Si-C类铁基烧结合金)的各种特性和各配合组成一起表示于表3A及表3B。需要说明的是，使用Mn+Si量为80％(粉末整体为100％)固定、Mn/Si为3～1的FMS粉末，C量设定为0.6％固定。之所以VI号FMS粉末的Si量为33％，只是组成稍微偏离目的30％，对其自身没有特别的意图。
由试样No.E46～E50可知，使用有V号FMS粉末时，FMS粉末为2％时(试样No.E48)的强度最大。由试样No.E51～E55可知，使用有VI号FMS粉末时，FMS粉末为2.5％时(试样No.E54)的强度最大。由试样No.E56～E60可知，使用有VII号FMS粉末时，FMS粉末为3％时(试样No.E60)的强度最大。
不管使用哪种FMS粉末时，其量越增加，烧结体的硬度越大。相反地，不管使用哪种FMS粉末时，其量越增加，其挠度(延展性)越低。另外，不管使用哪种FMS粉末时，其量越增加，尺寸变化量越增加。需要说明的是，不管上述的哪种趋势，在烧结温度为1150℃或1250℃都是相同的，烧结温度为高温时(1250℃)的烧结体的强度、延展性及尺寸稳定性的任一特性都优良。
每个烧结温度与Mn量相关，将以上结果进行整理，显示在图1～图6中。图1及图2表示Mn量和抗弯强度的关系，图3及图4表示Mn量和挠曲量的关系，图5及图6表示Mn量和烧结前后的尺寸变化量的关系。
从FMS粉末的配合量来看，存在抗弯强度为最高的多个配合量，由图1及图2可知，作为烧结体的整体组成来看，都是在Mn量为1.2％左右抗弯强度显示出最高值的趋势。另一方面，随着FMS粉末量的增加，挠曲量及尺寸变化基本上为单调减少。从这些结果考虑，将烧结体(铁基烧结合金)整体设定为100％，Mn量的上限优选设定为1.5％以下、1.4％、1.3％以及1.2％。另一方面，Si量的上限适宜设定为2.0％以及1.5％。
(4)第4实施例(试样No.E31、E44、E45)
对FMS粉末的粒径和烧结温度对烧结体的特性的影响进行了如下研究。
首先，准备将VI号FMS粉末分别粉碎成-250目(粒径为63μm以下)、-350目(粒径为45μm以下)及-500目(粒径为25μm以下)的粉末。利用筛分进行筛选。
顺便说一下，由于Fe-Mn-Si类铸锭(FMS铸锭)脆，因此通过将其机械粉碎可以容易地得到FMS粉末。但是，具有VI号组成的FMS铸锭(Mn及Si量少，延展性较高的物质)，只用机械粉碎不容易作成-250目(-63μm以下)的微粉。
然后，将具有上述3种粒径的各种FMS粉末和前述纯铁粉及石墨粉末混合，配制成Fe-2FMSVI-0.6C组成的原料粉末。将各种原料粉末利用模具润滑热压成形法成形为粉末成形体，将该粉末成形体烧结得到试样No.E31、E44、E45。得到的粉末成形体及烧结体(Fe-Mn-Si-C类铁基烧结合金)的各种特性如表4所示。
使用的FMS粉末的粒径越小，烧结体的强度越高，但FMS粉末的粒度对烧结体的硬度、挠曲量、尺寸变化的影响小。
另一方面，烧结温度越高，不管使用哪种粒度的FMS粉末的场合，其强度、硬度、延展性(挠度)都会提高。得知只要是使用有粒度为-250目左右的FMS粉末的烧结体，就会充分超过作为比较材料的Fe-Cu-C类烧结体(试样No.E02)的强度。当然，只要使用更细的FMS粉末，就会得到比目前的烧结体强度更高的烧结体。
(5)第5实施例
利用与可以进行高密度成形的模具润滑热压成形法不同的成形方法(普通的成形方法)，成形粉末成形体，将该粉末成形体烧结而成。将由此得到的试样No.E41、E42及E04的粉末成形体及烧结体的各种特性和各配合组成一起表示于表5。
试样No.E41及E42是在使用有VI号FMS粉末(-250目粉末)的Fe-2FMSVI-0.8C组成的原料粉末中分别添加0.1％及0.8％的内部润滑剂(LiSt)而成形、烧结而成的。试样No.E41含有0.1％的内部润滑剂，是在和上述模具润滑热压成形法相同的成形条件成形而成的，试样No.E42是利用没有模具润滑的室温成形法成形而成的。
试样No.E04是在Fe-2Cu-0.8C组成的原料粉末中分别添加0.8％的内部润滑剂(LiSt)室温成形(和试样No.E42同样)、烧结而成的。烧结工序都和Fe-Cu-C类烧结体的一般烧结条件一致，在N2-5％H2环境中进行1140℃×20分钟。烧结后的试样的冷却速度约为40℃/min。
实验表明，即使在利用模具润滑热压成形法以外的一般成形方法成形时，而且，即使在不是极低氧分压的氮气环境的N2-5％H2环境中进行烧结时，使用有FMS粉末的Fe-Mn-Si类烧结体(试样No.E41、E42)显示出和目前的Fe-Cu-C类烧结体(试样No.E04)同等以上的强度和延展性。
将这些结果用烧结体密度进行整理，结果如图7及图8所示。图7表示烧结体密度和抗弯强度的关系，图8表示烧结体密度和挠曲量的关系。可以确认，抗弯强度及挠曲量都和烧结体密度的增加一起基本上单调增加(比例)。而且，图9表示对试样No.E42和试样No.E04的烧结体进行三点弯曲疲劳试验的结果。由此可以确认，本发明的烧结体具有和目前的烧结体同等以上的耐疲劳性。
B：第6实施例～第8实施例
(试样的制造)
(1)准备作为Fe类粉末的铁合金粉(ヘガネス社制AstaloyCrM：粒径20～180μm及ヘガネス社制AstaloyMo：粒径20～180μm)及前述纯铁粉(ヘガネス社制ASC100.29)、作为强化粉末的前述FMS粉末、作为C类粉末的前述Gr粉末。作为铁合金粉的AstaloyCrM的组成是Fe-3Cr-0.5Mo(质量％)，AstaloyMo的组成是Fe-1.5Mo(质量％)。FMS粉末使用了前述表6的VI号、VII号及VIII号粉末。FMS粉末的制法、分级、粒径等如前所述。
将这些各种粉末进行配合，以使其为所希望的组成，充分进行球磨式旋转混合，准备好包含各试样中的每一个的均匀的混合粉末的原料粉末。
(2)粉末成形体是利用前述模具润滑热压成形法制造的。各种条件等基本相同。但是，粉末成形体的形状设定为Ф23mm的圆柱型及如图10所示的拉伸试验片形状。准备具有符合这些形状的模穴的2种超硬质模具，进行模具润滑热压成形。
(3)用连续烧结炉(关东冶金工业制オキシノン炉)，使得到的各粉末成形体在1150℃、1250℃或1350℃的氮气环境中分别烧结(烧结工序)。保温时间(加热工序的时间)、烧结后的冷却速度(冷却工序的速度)、烧结炉内的环境都和前述情况同样设定。
但是，如前所述，得到的试样是Ф23mm的圆柱型试样和如图10所示的拉伸试验片型试样。而且，拉伸试验片型试样是在大气环境中进行了200℃×60分钟的加热(回火工序)。
(实施例的测定)
(1)使用上述圆柱型试样，从其烧结前后的重量和尺寸，通过计算求出成形体密度、烧结体密度及尺寸变化(外径的变化)。
(2)使用上述拉伸试验片型试样，以基准点距离为22mm，利用英斯特朗试验器以拉伸速度为0.5mm/分钟进行拉伸试验。利用维氏硬度计，在负重30kg下测定拉伸试验片型试样夹头部的硬度。
(实施例的内容和评价)
(1)第6实施例(试样No.E137～E144)
在前述AstaloyCrM中，以0.5质量％的比例配合Gr粉末、以1质量％的比例配合各FMS粉末，使用由此混合而成的原料粉末，成形各种粉末成形体。使这些粉末成形体在1250℃烧结作成烧结体(Fe-Cr-Mo-Mn-Si-C类铁基烧结合金)，得到试样No.E137～E144。将得到的粉末成形体及烧结体的各种特性和各配合组成一起表示于表7。顺便说一下，FMS粉末的VI号、VII号及VIII号是分别将Mn/Si比变化为1.5、1及0.6的粉末。
以表7所示的数据为基准，FMS粉末的组成的不同对拉伸强度(MPa)及延伸率(％)的影响如图11及图12所示。由图11及图12可以了解如下情况。
使用有FMS粉末的试样(E131、E143、E144)与没有使用FMS粉末的试样(E137)相比，拉伸强度提高了200～300MPa左右。特别是即使成形压力为784MPa时，使用有FMS粉末的试样也显示出大致1500MPa以上的拉伸强度。当然，将成形压力设定为1176MPa的试样，显示出充分超过1600MPa的更高的拉伸强度。因而可知，利用FMS粉末的铁基烧结合金的高强度化，与FMS粉末的种类和成形压力的大小无关。而且本实施例的场合，在烧结工序的冷却工序中无需进行强制冷却，用通常的冷却速度可以得到超高强度的铁基烧结合金。另外，本实施例的烧结体的尺寸变化，也在成为基准的试样No.E137的同等以下。因而，使用有本实施例的FMS粉末的各铁基烧结合金，都是可以实现超高强度、同时尺寸变化小、制造成本降低的物质。
(2)第7实施例
使用前述纯铁粉或铁合金粉、0.5质量％的Gr粉末和、1质量％的FMS粉末(VI号)，制造如表8所示的各种试样。粉末成形体的成形压力设定为784MPa或1176MPa，粉末成形体的烧结温度设定为1250℃。使用由此得到的各试样，用使FMS粉末混合在原料粉末中形成的试样和未混合FMS粉末的试样，测定烧结前后的C量的变化。将各试样的特性和其组成及成形压力一起表示于表8。需要说明的是，C量是利用燃烧-红外线吸收法求出的。
由表8可知，没有使用FMS粉末的试样，与其组成无关，配合的C量(Gr量)减少6～14％。特别是与成形压力为1176MPa时的相比，成形压力为784MPa时的C量的减少幅度大。另一方面，使用有FMS粉末的试样，C量的减少幅度仅为2～6％。特别是在1176MPa的高压下成形时，C量的减少幅度小，仅为2～4％。
由此可知，通过这样使用FMS粉末，因烧结而减少的C量变得非常少，配合的C量几乎残留在铁基烧结合金中。而且还表明，越是包含成形压力大的粉末成形体的试样，减少的C量越少，残留的C量越多。因而，通过使用FMS粉末，没有必要估计C量的减少部分而预先过量配合Gr粉末，从而也可以谋求降低其过剩部分。因而，可以谋求使用的Gr粉末的材料利用率的提高、铁基烧结合金的原料成本的降低。而且，得到所希望的组成的铁基烧结合金比较容易，即使在大量生产时，也可以得到强度和尺寸等稳定的高品质铁基烧结合金，其品质管理也变得容易。
从使用有AstaloyCrM粉末和0.5质量％的Gr粉末的各种试样的特性考虑，粉末成形体的成形体密度和烧结体的碳量的关系如图13所示。由该图可知，包含FMS粉末时(AstaloyCrM-1％FMSVI-0.5C)，随着粉末成形体的成形体密度的上升，烧结后的C量也增加(亦即，烧结前后的C变化量变小)，当成形体密度为7.4g/cm3(密度比94％)以上时，C量几乎没有减少(减少幅度为2％以下左右)。相对于此可知，不含FMS粉末时(AstaloyCrM-0.5C)，当粉末成形体的成形体密度减少时，烧结后的C量也急剧减少(亦即，烧结前后的C变化量急剧增大)。而且，这时即使成形体密度为7.4g/cm3以上，C量的减少幅度也不可能为6％以下。因而，通过使原料粉末中含有FMS粉末，在成形体密度较宽的范围区域，可以提高C量的材料利用率。
(3)第8实施例
使用前述铁合金粉(AstaloyCrM)、Gr粉末、FMS粉末(VI号)，制造各粉末的配合量、成形压力及烧结温度分别不同的各种试样。将各试样的各种特性和其组成及成形压力一起表示于表9～11。表9、表10、表11是分别将烧结温度设定为1150℃、1250℃及1350℃的场合。另外，以表10所示的试样(成形压力：784MPa)数据为基准，Gr粉末的配合量(配合C量)和拉伸强度或延伸率的关系分别如图14及图15所示。
首先，由图14可知，原料粉末中含有FMS粉末时，Gr粉末为0.4～0.6质量％时拉伸强度显示最大值。另外，FMS粉末的配合量越多的组成，拉伸强度的最大值变得更大。即使FMS粉末的配合量、成形压力及烧结温度不同，该趋势也基本成立。其次可知，FMS粉末的配合量越增加，在配合C量更少的区域拉伸强度显示出最大值。即使成形压力及烧结温度不同，该趋势也基本成立。另外，如果将含有FMS粉末的情况和不含FMS粉末的情况进行比较即可知，即使微少地配合FMS粉末，铁基烧结合金的拉伸强度也会急剧增加。特别是在配合C量少的组成域，其效果显著。
其次，由图15可知，延伸率随配合C量的增加而降低。另外，含有FMS粉末对延伸率几乎没有影响，反而含有FMS粉末的试样的延伸率和不含FMS粉末的试样的延伸率没有显著差别。
因而，通过配合FMS粉末，可以得到不仅避免了延伸率减少，同时拉伸强度增大的铁基烧结合金。亦即，可以得到确保韧性的高强度的铁基烧结合金。
如表9～表11所示，存在着烧结温度越上升，得到的铁基烧结合金的强度越高的趋势。在一般的烧结温度为1150℃，无需进行特别的热处理，就可以得到1000MPa以上、1100MPa以上、1200MPa以上以及1300MPa以上的铁基烧结合金。如果烧结温度为1250℃时，则可以得到1400MPa以上、1500MPa以上以及1600MPa以上的铁基烧结合金。另外，将成形体密度为96％以上的超高密度粉末成形体在1350℃烧结时，可以得到1600MPa以上、1700MPa以上以及1800MPa以上的超高强度的铁基烧结合金。
[表1A]
[表1B]
[表2A]
[表2B]
[表3A]
[表3B]
[表4]
Fe-2FMSVI-0.6C组成的粉末成形体及烧结体的特性
与FMS粉末的粒度及烧结温度的关系
[表5]
[表6]
[表7]
[表8]
[表9A]
原料粉末：Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5Mo)+FMSVI粉末(Fe-50Mn-33Si)+Gr粉末
烧结温度：1150℃
[表9B]
原料粉末：Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5Mo)+FMSVI粉末(Fe-50Mn-33Si)+Gr粉末
烧结温度：1150℃
[表10A]
原料粉末：:Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5Mo)+FMSVI粉末(Fe-50Mn-33Si)+Gr粉末
烧结温度：:1250℃
[表10B]
原料粉末：Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5Mo)+FMSVI粉末(Fe-50Mn-33Si)+Gr粉末
烧结温度：1250℃
[表11A]
原料粉末：Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5Mo)+FMSVI粉末(Fe-50Mn-33Si)+Gr粉末
烧结温度：1350℃
[表11B]
原料粉末：Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5Mo)+FMSVI粉末(Fe-50Mn-33Si)+Gr粉末
烧结温度：1350℃
(第2发明的实施例)
例举实施例对本发明进行更具体地说明，
(试样的制造)
(1)准备作为Fe类粉末的ヘガネス社制的Astaloy Mo(Fe-1.5Mo、粒径20～180μm)、ヘガネス社制的Distaloy AE(Fe-4.0Ni-1.5Cu-0.5Mo、粒径20～180μm)、JFEスチ一ル社制的KIP30CRV(Fe-3Cr-0.3Mo-0.3Mn-0.3V、粒径20～180μm)及JFEスチ一ル社制的KIP 103V(Fe-1Cr-0.3Mo-0.3V、粒径20～180μm)。
准备作为Si类粉末的Fe-Mn-Si粉末(FMS粉末)。该FMS粉末是将在Ar气环境中熔炼而成的如表22所示的各种组成的Fe-Mn-Si类铸锭(ingot)在大气中粉碎，筛分成粒径为25μm以下的粉末。下面，通过表22中的编号(I～III)规定FMS粉末的种类。顺便说一下，由于Fe-Mn-Si类铸锭(FMS铸锭)脆，因此通过将其机械粉碎可以容易地得到FMS粉末。但是，Si+Mn量为35％以下的FMS铸锭延展性较高，只用机械粉碎难以作成微粉。
在本实施例中，从FMS铸锭的粉碎性及使FMS粉末的配合量变少的观点考虑，设定使用Si+Mn量较多(例如80质量％)的FMS粉末。FMS粉末的各合金组成，从烧结体的尺寸精度的观点考虑，选定利用热力学平衡相求出的液相温度不同的物质。
除了FMS粉末以外，再准备纯Si粉末(福田金属箔粉社制)、作为Si类粉末的Fe-76.4％Si粉末(福田金属箔粉社制)和、作为Mn类粉末的Fe-75.6％Mn粉末(福田金属箔粉社制)。组成的单位为质量％(只要不特别说明，则以下同样)。这些粉末都使用粉末粒度为-500目(25μm以下)的。再准备作为C类粉末的石墨(Gr)粉末(日本石墨社制JCPB)。该粉末的粒径为45μm以下。
将这些各种粉末进行配合，以使其为所希望的组成，充分进行球磨式旋转混合，配制包含各试样中每一个均匀的混合粉末的原料粉末。
(2)粉末成形体主要是利用模具润滑热压成形法进行。具体情况如下所述。准备具有Ф23mm的圆柱型模穴和10×55mm的抗弯试验片型模穴的2种超硬质模具。在各模具的内周面预先进行TiN涂敷处理，使其表面粗糙度为0.4Z。各模具用带式加热器预先加热至150℃。在加热好的模具的内周面，将分散有作为高级脂肪酸类润滑剂的硬脂酸锂(LiSt)的水溶液用喷枪以1cm3/秒左右的比例进行均匀涂敷(涂敷工序)。由此，在各模具的内周面形成约1μm左右的LiSt被膜。
在此使用的水溶液，是在水中添加了表面活性剂和消泡剂形成的溶液中使LiSt分散而成的。表面活性剂使用壬基酚聚氧乙烯醚(EO)6、(EO)10及硼酸酯类乳化剂T-80，其相对水溶液整体(100体积％)的添加比例分别为1体积％。消泡剂使用FS消泡剂80，其相对水溶液整体(100体积％)，添加0.2体积％。LiSt使用熔点约为225℃、平均粒径为20μm的。其分散量相对上述水溶液100cm3为25g。将分散有LiSt的水溶液进一步用球磨式粉碎装置进行微细化处理(聚四氟乙烯涂层钢球：100小时)。将由此得到的原液稀释20倍，将最终浓度1％的水溶液供给上述涂敷工序。
向内面形成了LiSt均匀被膜的各模具的模穴自然填充前述各种原料粉末(填充工序)。原料粉末是用干燥机预先加热至和模具相同的温度150℃的。
将模具中填充好的各原料粉末用各种成形压力成形，得到粉末成形体(热压成形工序)。不管是哪种成形压力的情况，模具的内面都不会发生磨损等，可以在低的排出压力下将粉末成形体很容易地从模具取出。
(3)用连续烧结炉(关东冶金工业制オキシノン炉)，将得到的各粉末成形体在1350℃的氮气环境中烧结(烧结工序)。保温时间设定为30分钟，烧结后的冷却速度为40℃/min。需要说明的是，其烧结炉内设定的环境为：以CO浓度计为50～100ppm(换算成氧分压相当于10-19～10-21Pa)的极低氧分压环境。由此得到包含各种铁基烧结合金构件的Ф23mm的圆柱型试样和10×55mm的抗弯试验片型试样。
需要说明的是，抗弯试验片在烧结后进行了淬火·回火热处理。淬火是在氮气环境中加热850℃×1小时后，在60℃的油中进行急冷。其后的回火是在大气中进行加热200℃×1小时。
(测定)
(1)使用上述圆柱型试样，从其烧结前后的重量和尺寸，通过计算求出成形体密度(G.D)及其密度比、烧结体密度(S.D)及其密度比、以及尺寸变化(高度变化ΔT及外径变化ΔD)。需要说明的是，产生了气泡的试样的烧结体密度为参考值。
(2)使用上述抗弯试验片型试样，利用支点间距离40mm的三点弯曲进行抗弯试验。由此求出各试样折断时的强度(抗弯强度)和挠度。另外，利用维氏硬度计，在荷重30kg测定抗弯试验片型试样侧面的硬度。
(比较例：试样No.HS8)
配合前述的Astaloy Mo粉末及石墨(Gr)粉末，配制混合了各种组成的原料粉末。这些原料粉末是不含Si类粉末的物质。将这些原料粉末利用模具润滑热压成形法在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表21所示的试样No.HS8的各烧结体(铁基烧结合金构件)。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表21。
在试样No.HS8中，Gr粉末的配合量为0(只有Astaloy Mo)的烧结体，都是尺寸稍稍收缩致密化过的。而且，没有发生气泡。可以确认，这是由于成形压力为1960MPa时的烧结体密度为7.86g/cm3(烧结体密度比99.7％)的非常超高密度的缘故。
在试样No.HS8中，Gr粉末的配合量为0.3～0.6％的烧结体，在成形压力为1568MPa以上或1960Mpa以上时产生气泡。可以确认，产生气泡是由于尺寸变化(特别是高度尺寸)在正数侧发生大的变化，还可以确认，烧结体的密度比急剧降低。例如，在将成形体密度比为98％以上的粉末成形体烧结时，也由于其烧结体密度比超过成形体密度比的±1％而急剧降低至90％以下，因此可以判定产生了气泡。
图16表示在使用有Gr粉末的配合量为0.5％的原料粉末时，成形体密度比及烧结体密度比和成形压力的关系。图17A、图17B分别表示发生了气泡的试样(Gr粉末的配合量为0.5％、成形压力为1960MPa)的外观照片及其剖面照片。由图17B可知，烧结体的内部形成了大的气孔是产生气泡的原因。
(各种实施例)
(1)第1实施例(试样No.HS9～HS12)
配合前述的Astaloy Mo粉末和石墨(Gr)粉末和I号的FMS粉末，进行混合配制成各种组成的原料粉末。使用该原料粉末，利用模具润滑热压成形法在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表12所示的试样No.HS9～HS12的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表12。
由试样No.HS9可知，FMS粉末的配合量为0.01％的极微量时，与Gr粉末的配合量无关，成形压力为1568MPa以上的试样产生了气泡。由试样No.HS10可知，FMS粉末的配合量为0.05％时，Gr粉末的配合量为0.5％、成形压力为1568MPa以上的试样产生了气泡。由试样No.HS11可知，FMS粉末的配合量为0.1％时，只有Gr粉末的配合量为0.5％、成形压力为1960MPa以上的试样产生了气泡。
在此，表中的高度变化(ΔT)是Ф23的圆柱型试样的压缩方向的尺寸变化量。该ΔT最显著地表示气泡的行为。该ΔT的负值意味烧结体由粉末成形体收缩而成。只要是ΔT为负值的烧结体，就不会产生气泡，作为铁基烧结合金构件则没有实用上的问题。即使ΔT为正值，如果是ΔT为0.5％以下的烧结体，其密度几乎没有降低，没有实用上的问题。另一方面，相反地，当该ΔT超过1％时，烧结体的气泡用肉眼就可以很容易地判定。通常认为，ΔT为负值时自然不用说，只要ΔT为+0.5％以下或烧结体密度比为96％以上，其烧结体就没有实用上的问题。
从表12的各试样考虑，为了防止超高密度烧结体(C：0.3～0.6％)的气泡，FMS粉末的配合量优选为0.1％以上以及0.2％以上。当将其换算成Si量时，可以说Si量优选为0.02％以上以及0.04％以上。
(2)第2实施例(试样No.HS13～16)
配合前述的Astaloy Mo粉末和石墨(Gr)粉末和II号的FMS粉末，进行混合配制成各种组成的原料粉末。利用模具润滑热压成形法，将该原料粉末在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表13所示的试样No.HS13～HS16的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表13。
由试样No.HS13可知，FMS粉末的配合量为0.01％的极微量时，与Gr粉末的配合量无关，成形压力为1568MPa以上的试样产生了气泡。
由试样No.HS14可知，FMS粉末的配合量为0.05％时，Gr粉末的配合量为0.3％、成形压力为1568MPa以上时或Gr粉末的配合量为0.5％、成形压力为1960MPa以上时，ΔT稍微成为大的正值。但是，由于这些ΔT都为0.5％以下，因此，可以说这些没有产生气泡。
由试样No.HS15及HS16可知，FMS粉末的配合量为0.1％以上的烧结体，与Gr粉末的配合量和成形压力无关，ΔT都是负值，那些试样中没有产生气泡。
从表13的各试样考虑，为了防止超高密度烧结体(C：0.3～0.6％)的气泡，FMS粉末的配合量优选为0.1％以上以及0.2％以上。当将其换算成Si量时，可以说Si量优选为0.03％以上以及0.06％以上。
(3)第3实施例(试样No.HS17～20)
配合前述的Astaloy Mo粉末和石墨(Gr)粉末和III号的FMS粉末，进行混合配制成各种组成的原料粉末。利用模具润滑热压成形法，将该原料粉末在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表14所示的试样No.HS17～HS20的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表14。
由试样No.HS17可知，FMS粉末的配合量为0.01％的极微量时，与Gr粉末的配合量无关，成形压力为1568MPa以上的试样产生了气泡。
由试样No.HS18可知，FMS粉末的配合量为0.05％时，Gr粉末的配合量为0.3％、成形压力为1568MPa以上时或Gr粉末的配合量为0.5％、成形压力为1960MPa以上时，ΔT成为正值。但是，这些ΔT都非常小(0.15％以下)，这些没有产生气泡。
由试样No.HS19及HS20可知，FMS粉末的配合量为0.1％以上的烧结体，与Gr粉末的配合量和成形压力无关，ΔT都是负值，那些试样没有产生气泡。
从表14的各试样考虑，为了防止超高密度烧结体(C：0.3～0.6％)的气泡，FMS粉末的配合量优选为0.05％以上、0.1％以上以及0.2％以上。当将其换算成Si量时，可以说Si量优选为0.02％以上、0.04％以上以及0.08％以上。
(4)第4实施例(试样No.HS11、HS15、HS19)
在上述试样No.HS11、HS15、HS19中，将Gr粉末的配合量设定为0.5％、FMS粉末的配合量设定为0.1％、成形压力设定为1568MPa，分别制成和各试样同样的抗弯试验片型烧结体。对这些进行前述过的热处理，得到抗弯试验片(铁基烧结合金构件)。用该试验片进行抗弯实验，研究其各自的弯曲强度特性。该结果如表15所示。
不管是使用有哪种FMS粉末的试验片，都有充分的密度，发挥出延展性，没有因FMS粉末种类的不同而导致显著的不同。如果再考察表12～14所示的尺寸变化(ΔT及ΔD)，可以说优选II号的FMS粉末，但其它FMS粉末实质上也没有问题。
(5)第5实施例(试样No.HS1～HS7、试样No.C1、C2)
配合前述的各种低合金粉末和石墨(Gr)粉末和II号的FMS粉末，进行混合配制成各种组成的原料粉末。利用模具润滑热压成形法，将该原料粉末在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到试样No.HS1～HS7及试样No.C1、C2的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表16及表17。需要说明的是，原料粉末的配合，根据第5实施例的结果使用有II号的FMS粉末。使用有Astaloy Mo的试样No.HS1～HS4，是使FMS粉末的配合量在0.1～1质量％的范围内变化而成的。其它的Fe类粉末的情况是将FMS粉末的配合量设定为0.5质量％固定。其中，试样No.C1、C2没有配合FMS粉末。Gr粉末的配合量，全部试样都设定为0.5质量％固定。
由表16可知：使用有Distaloy AE以外的Fe类粉末的试样，全都是高度变化ΔT为负值而显示出烧结体的收缩。另一方面还可知，使用还含有1.5％Cu的Distaloy AE时，烧结体的气泡最容易发生。但是，尽管Distaloy AE本来不是在1350℃这样的高温下烧结的材料，但是当包含其的烧结体的ΔT低于+0.3％时，可以和目前的普通烧结体同程度地抑制气泡。由此可以确认，FMS粉末不依赖于Fe类粉末的种类，发挥出抑制烧结体气泡的效果或尺寸稳定性效果。
另外，使用有Distaloy AE以外的Fe类粉末的试样，大部分外径变化ΔD为负值，特别是成形压力超过1000MPa的试样的ΔD为±0.1％以内，非常小。由此可知，根据本发明，可以充分期待铁基烧结合金构件的最终成形(net-shape)化。
由表17可知：在原料粉末中配合有FMS粉末的试样，全都是不依赖于Fe类粉末的种类，不仅是高强度而且是延展性(位移量)优良的。只要和不含FMS粉末的试样No.C1、C2比较就可明了。由试样No.HS1～HS4表明，使用有Astaloy Mo的情况，FMS粉末的配合量为0.1～0.2％(Mn、Si：0.03～0.1％)时显现强度的峰值。
在Fe类粉末中，使用有Astaloy Mo的试样是最高的强度。但是，即使是使用有Fe-Cr低合金类的KIP 30CRV和KIP 103V的试样，只要和试样No.C1、C2比较就可明了，其强度及延展性提高了。
(6)第6实施例(试样No.HS29、HS21～23)
使用Fe-76.4％Si粉末替代FMS粉末制成烧结体。亦即，配合Astaloy Mo粉末和石墨(Gr)粉末和Fe-76.4％Si粉末(-500目)，进行混合配制成各种组成的原料粉末。利用模具润滑热压成形法，将该原料粉末在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表18所示的试样No.HS29、HS21～23的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表18。
虽然只有试样No.HS29中的在1960Mpa下成形的试样的ΔT稍稍为正值，但为0.5％以下。除此之外，任何一种试样都没有产生气泡，高度变化ΔT及外径变化ΔD都为负值，尺寸稳定性优良。由表18的结果可以确认，Si是对防止烧结体的气泡和确保尺寸稳定性非常有效的元素。需要说明的是，这时在烧结体整体(或粉末成形体整体)中，Si量占0.015～0.15％。
(7)第7实施例(试样No.HS24)
使用Fe-75.6％Mn粉末替代FMS粉末制成烧结体。亦即，配合Astaloy Mo粉末和石墨(Gr)粉末和Fe-75.6％Mn粉末(-500目)，进行混合配制成各种组成的原料粉末。利用模具润滑热压成形法，将该原料粉末在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表19所示的试样No.HS24的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表19。
这时，Gr粉末的配合量为0.3％、0.5％中的成形压力为1568MPa以上的试样都产生了气泡，烧结体的高度及外径扩张了。由表19的结果可以确认，Mn对防止烧结体的气泡和尺寸的稳定化不太有效。
(8)第8实施例(试样No.HS25～28及试样No.HS30)
使用替代FMS粉末的纯Si粉末制成烧结体。亦即，配合Astaloy Mo粉末和石墨(Gr)粉末和纯Si粉末(-500目)，进行混合配制成各种组成的原料粉末。利用模具润滑热压成形法，将该原料粉末在各种成形压力下进行成形，将得到的各粉末成形体烧结，得到如表20所示的试样No.HS25～28的烧结体。将各粉末成形体及各烧结体的特性和各自的原料粉末的配合组成一起表示于表20。
如试样No.HS25及HS26所示，Si量为0.01％及0.02％时，在1568MPa以上的压力下成形的试样产生了气泡。相对于此，如试样No.HS27、HS28及HS30所示，Si量为0.03％以上时，在1960MPa的超高压下成形的试样也没有产生气泡。
[表12]
FMS I添加试样的成形体和烧结体的特性
基础粉末：AstaloyMo 1350℃，30分钟，氮气中烧结
成形体密度比通过(成形体密度)/(烧结体的真密度)求出
这时的烧结体的真密度设定为7.88g/cm3.
[表13]
FMS II添加试样的成形体和烧结体的特性
基础粉末：AstaloyMo 1350℃，30分钟，氮气中烧结
成形体密度比通过(成形体密度)/(烧结体的真密度)求出
这时的烧结体的真密度设定为7.88g/cm3.
[表14]
FMS III添加试样的成形体和烧结体的特性
基础粉末：AstaloyMo 1350℃，30分钟，氮气中烧结
成形体密度比通过(成形体密度)/(烧结体的真密度)求出
这时的烧结体的真密度设定为7.88g/cm3.
[表15]
[表16]
各种低合金钢中.FMS II添加试样的形成体和烧结体特性
成形体密度比通过(成形体密度)/(烧结体的真密度)求出
烧结体的真密度值使用下述值
AstaloyMo材：7.88g/cm3
DistaloyAE材：7.88g/cm3
KIP30CRV材：7.83g/cm3
KIP103V材：7.85g/cm3
[表17]
[表18]
[表19]
[表20]
[表21]
[表22]
Claims (35)
1.一种铁基烧结合金，通过将混合了Fe类粉末和强化粉末的原料粉末进行加压成形后形成的粉末成形体烧结而得到，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金中的至少一种，所述强化粉末由含有铁、锰及硅，且该Mn和该Si的组成比Mn/Si为1/3～0.9的Fe-Mn-Si粉末构成，该铁基烧结合金特征在于，
将整体设定为100质量％时，
碳为0.1～1.0质量％、
锰为至少0.01质量％且小于1.2质量％、
Mn和硅合计为0.02～3.5质量％、
剩余部分为Fe，
其强度及尺寸稳定性优良，
该铁基烧结合金的强度以抗弯强度计为900MPa以上，尺寸稳定性以烧结前后的尺寸变化率计为±1％以内。
2.如权利要求1所述的铁基烧结合金，其中，将整体设定为100质量％时，其还包含铬0.2～5.0质量％。
3.如权利要求1所述的铁基烧结合金，其中，将整体设定为100质量％时，其还包含钼0.1～3.0质量％。
4.如权利要求2所述的铁基烧结合金，其具有马氏体组织。
5.如权利要求1所述的铁基烧结合金，其是实质上不含铜的无Cu铁基烧结合金或实质上不含镍的无Ni铁基烧结合金。
6.一种铁基烧结合金的制造方法，其特征在于，其包括如下工序：
成形工序，将混合了Fe类粉末和强化粉末的原料粉末进行加压成形，作成粉末成形体，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金中的至 少一种，所述强化粉末由含有Fe、Mn及Si，且该Mn和该Si的组成比Mn/Si为1/3～0.9的Fe-Mn-Si粉末构成；和
烧结工序，将该粉末成形体在抗氧化环境中进行加热、使其烧结，
在该烧结工序后，可以得到如权利要求1所述的铁基烧结合金。
7.如权利要求6所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述Fe-Mn-Si粉末包含Fe、Mn及Si的合金或金属间化合物。
8.如权利要求7所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，将该Fe-Mn-Si粉末整体设定为100质量％时，所述Fe-Mn-Si粉末包含：Mn为15～75质量％、Si为15～75质量％、Mn和Si合计为35～95质量％、剩余部分主要为Fe，氧为0.4质量％以下。
9.如权利要求8所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，将所述原料粉末整体设定为100质量％时，所述Fe-Mn-Si粉末的含量为0.5～5质量％。
10.如权利要求6所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述强化粉末包含粒径为100μm以下的粒子。
11.如权利要求6所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述原料粉末还包含石墨粉末。
12.如权利要求6所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述成形工序包含如下工序：
填充工序，向内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具填充所述原料粉末；和
温热加压成形工序，将该模具内的原料粉末进行温热加压，使接触该模具内面的该原料粉末的表面上生成金属皂被膜。
13.如权利要求6所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述烧结工序是在氧分压相当于10-19Pa以下的极低氧分压的惰性气体环境中进行的工序。
14.一种铁基烧结合金，通过将至少含有铁类粉末和强化粉末的原料粉末加压成形后形成的粉末成形体进行烧结而得到，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金中的至少一种，所述强化粉末由含有Fe、Mn及Si，且该Mn和该Si的组成比Mn/Si为1/3～0.9的Fe-Mn-Si粉末构成，该铁基烧结合金的特征在于，
将整体设定为100质量％时，
Cr为0.2～5.0质量％、
Mo为0.1～1质量％、
Mn为至少0.1质量％且小于1.2质量％、
Si为0.1～1.2质量％、
C为0.1～0.7质量％、
剩余部分为Fe，
其强度及尺寸稳定性优良，
该铁基烧结合金的强度以抗弯强度计为900MPa以上，尺寸稳定性以烧结前后的尺寸变化率计为±1％以内。
15.如权利要求14所述的铁基烧结合金，其具有马氏体组织。
16.如权利要求1所述的铁基烧结合金，其中，体积密度ρ’与理论密度ρ0’之比即烧结体密度比ρ’/ρ0’×100％为92％以上。
17.一种铁基烧结合金的制造方法，其特征在于，具有如下工序：
成形工序，将混合了Fe类粉末和C类粉末和强化粉末的原料粉末进行加压成形，作成粉末成形体，其中，所述Fe类粉含有Cr及Mo，剩余部分主要为Fe；所述C类粉末以C为主要成分；所述强化粉末由含有Fe、Mn及Si，且该Mn和该Si的组成比Mn/Si为1/3～0.9的Fe-Mn-Si 粉末构成；和
烧结工序，将该粉末成形体在抗氧化环境中进行加热、使其烧结，在该烧结工序后，可以得到如权利要求14所述的铁基烧结合金。
18.如权利要求17所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述C类粉末是石墨粉末。
19.如权利要求17所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述Fe-Mn-Si粉末包含Fe、Mn及Si的合金或金属间化合物。
20.如权利要求19所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述Fe-Mn-Si粉末包含粒径为63μm以下的粒子。
21.如权利要求11所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述成形工序是得到粉末成形体的体积密度ρ与理论密度ρ0’之比，即成形体密度比ρ/ρ0’×100％为92％以上的粉末成形体的工序。
22.如权利要求21所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述成形工序包含如下工序：
填充工序，向内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具填充前述原料粉末；和
温热加压成形工序，将该模具内的原料粉末进行温热加压，使接触该模具内面的该原料粉末的表面上生成金属皂被膜。
23.如权利要求17所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述烧结工序包含如下工序：
加热工序，在1100～1370℃的惰性气体环境中进行加热；和
冷却工序，在该加热工序后以1℃/秒以下的冷却速度进行冷却，在该冷却工序后，可以得到如权利要求15所述的铁基烧结合金。
24.如权利要求23所述的铁基烧结合金的制造方法，其中，所述惰性气体环境是氧分压相当于10-19Pa以下的极低氧分压的氮气环境。
25.一种铁基烧结合金构件的制造方法，其特征在于，具有如下工序：
成形工序，将混合了Fe类粉末和C类粉末和Si类粉末的原料粉末进行加压成形，得到成形体的体积密度ρ与烧结体的理论密度ρ0’之比即成形体密度比ρ/ρ0’×100％为96％以上的粉末成形体，其中，所述Fe类粉末包含纯铁或铁合金中的至少一种，所述C类粉末主要含有C，所述Si类粉末包含Si的单质、合金或化合物；和
烧结工序，将该粉末成形体在抗氧化环境中进行加热、使其烧结，在该烧结工序后，可以得到高密度的铁基烧结合金构件，
其中将整体设定为100质量％时，所述铁基烧结合金构件中，硅为0.01～2质量％，碳为0.1～0.8质量％，剩余部分为Fe，
所述铁基烧结合金构件的体积密度ρ’与理论密度ρ0’之比，即烧结体密度比ρ’/ρ0’×100％为96％以上。
26.如权利要求25所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述铁基烧结合金构件的体积密度ρ’与理论密度ρ0’之比，即烧结体密度比ρ’/ρ0’×100％相对于所述成形体密度比在±1％的范围内。
27.如权利要求25所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述Si类粉末是包含Mn及Si的合金或化合物的Mn-Si类粉末。
28.如权利要求27所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述Mn-Si类粉末是包含Fe、Mn及Si的合金或金属间化合物的Fe-Mn-Si粉末。
29.如权利要求28所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，将该Fe-Mn-Si粉末整体设定为100质量％时，所述Fe-Mn-Si粉末包含： Mn为15～75质量％、Si为15～75质量％、Mn和Si合计为35～95质量％、剩余部分主要为Fe，氧为0.4质量％以下。
30.如权利要求29所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，将所述原料粉末整体设定为100质量％时，所述Fe-Mn-Si粉末的含量为0.01～5质量％。
31.如权利要求25所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述Si类粉末包含粒径为50μm以下的粒子。
32.如权利要求25所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述成形工序包含如下工序：
填充工序，向内面涂敷有高级脂肪酸类润滑剂的模具填充前述原料粉末；和
温热加压成形工序，将该模具内填充的原料粉末进行温热加压，使接触该模具内面的该原料粉末的表面上生成金属皂被膜。
33.如权利要求32所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述成形工序的成形压力为1150MPa以上。
34.如权利要求25所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述烧结工序是在氧分压相当于10-19Pa以下的极低氧分压的惰性气体环境中进行的工序。
35.如权利要求25所述的铁基烧结合金构件的制造方法，其中，所述烧结工序的烧结温度为1200℃以上。
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