JP2001131677A - 高強度焼結合金鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
に、かつ安定して発揮される高強度焼結合金鋼の製造方
法を提供する。 【解決手段】 Fe粗粉末とFe細粉末とのFe混合粉
末にNi細粉末、Mo細粉末およびMn粉末を混合して
なる原料粉末を圧粉成形して圧粉体を得、次いで該圧粉
体を焼結して焼結体を得、次いで該焼結体を熱処理す
る。鋼の組成を、Niが1.0〜7.0wt%、Moが
0.2〜1.0wt%、Mnが0.1〜0.8wt%、
Cが0.3〜0.6wt%、残部がFeおよび不可避不
純物からなるものとし、さらに、組織中のNiリッチ相
の平均Ni濃度を基地組織の平均Ni濃度に対して2.
5倍以上に調整する。
Description
の製造方法に係り、特に、Fe粉末の混合形態や含有元
素の配合を規定することによって、より高レベルな機械
的特性(引張り強度や疲労強度等)が要求される高強度
焼結合金鋼を好適に製造し得る技術に関する。
れを焼結、熱処理して得られる高強度焼結合金鋼は、各
種産業界で広く使用されており、特に、複雑な形状の機
械部品や軸受等の製品に好適である。この高強度焼結合
金鋼にあっては、高強度化の要求が益々高まる傾向にあ
り、それに応える手段として、鋼中にNiを含有させる
ことが知られている。
その1つとして、NiをFe粉中に固溶させたプレアロ
イFe粉を用いる方法がある。この方法は、圧粉体を焼
結した場合にNi濃度が均一になるという点で優れてお
り、また、焼入れ性が良好なため焼入れ後は均一なマル
テンサイト組織になり易く、疲労強度が向上するといっ
た利点があった。しかしながら、固溶硬化によって粉末
の圧縮性が低下することから機械的特性の低下を招いた
り、靱性がやや劣るといった欠点があった。鋼中へNi
を含有させる他の方法としては、特開平2−14570
3号公報によって、Ni、Cu、Moの単体元素、ある
いはこれら元素のうち2種以上の元素を予め合金させた
合金微粉を、原料粉末に拡散付着させる方法が提案され
ている。この方法は、上記プレアロイFe粉を用いる場
合に比べれば粉末の圧縮性に優れるものの、Niの合金
化による圧縮性の低下は依然として避けられず、しかも
拡散付着処理を要することによってコストが上昇すると
いう問題も含んでいる。
粉末を添加させることによって粉末の圧縮性が低下する
といった問題を抱えており、これは、鋼の強度を向上さ
せる目的に相反するものである。そこで、この問題を解
決することを目的とした技術が、特公平7−45683
号公報によって提案されている。同公報によれば、粒子
の大きさが45μm以下のNi、CuおよびMoの合金
粉末を、潤滑剤とバインダとの共溶融物によってFe粉
末の表面に付着させることにより、圧縮性に優れる粉末
を得ることができるとされている。
決策では、Niの凝集を効果的に解砕して鋼中にNiを
均一に分散させることが困難であり、そのため、機械的
特性が大きくばらつくといった問題が生じる。このよう
に、原料粉末中へのNiの添加は鋼の強度向上に有効で
あることは明白でありながら、その効果を十分に引き出
すには至っていないのが現状であった。
械的特性の向上効果が十分に、かつ安定して発揮される
高強度焼結合金鋼を好適に製造することができる方法を
提供することにある。
への効果的なNi添加方法はもとより、主体となるFe
粉末の混合形態に関して鋭意研究を重ねた。その結果、
Fe粉末の粒子の大きさを比較的粗大なものと微細なも
のの2種類とし、さらにNiを含む他の元素の粒子の大
きさおよび配合を規定した原料粉末を用いることによ
り、圧粉体成形時に良好な圧縮性を示し、ひいては機械
的特性に優れた高強度焼結合金鋼を得るに至った。よっ
て、本発明はこのような知見に基づいてなされたもので
あり、Fe粗粉末とFe細粉末とのFe混合粉末にNi
細粉末、Mo細粉末およびMn粉末を混合してなる原料
粉末を圧粉成形して圧粉体を得、次いで該圧粉体を焼結
して焼結体を得、次いで該焼結体を熱処理することによ
り、Niが1.0〜7.0wt%、Moが0.2〜1.
0wt%、Mnが0.1〜0.8wt%、Cが0.3〜
0.6wt%、残部がFeおよび不可避不純物からなる
組成を有するとともに、組織中のNiリッチ相の平均N
i濃度が基地組織の平均Ni濃度に対して2.5倍以上
を示す高強度焼結合金鋼を得ることを特徴としている。
末について定義する。粗粉末は粒子の平均粒径が50〜
80μm、細粉末は粒子の平均粒径が20μm以下、粉
末は粗粉末と細粉末の間であって、粒子の平均粒径が2
0μmを超え、かつ50μmを下回るものとする。
末との組み合わせで構成することにより、圧粉体成形時
の圧縮性が良好となり、製品の高密度化が達成される。
これは、隣接するFe粗粉末の粒子の間にFe細粉末の
粒子が緻密に埋まり、結果として空孔率が大幅に低減す
ることによる。また、原料粉末中に上記添加量でNi細
粉末が添加されることにより、製造後の鋼にあっては硬
度の高いNiリッチ相が分散する不均質組織が得られ、
この組織が疲労特性、特に亀裂伝播の挙動に大きい影響
を及ぼす。すなわち、Niリッチ相は非常に硬いマルテ
ンサイト組織であり、このNiリッチ相により亀裂の伝
播が阻害され、迂回による亀裂の偏向や亀裂の停留を引
き起こす。このため、引張り強度および疲労強度に優れ
た高強度焼結合金鋼を得ることができる。さらに、Ni
細粉末の添加量を上記範囲内で調整することにより、硬
さや強度を制御することができる。本発明では、特に原
料粉末を射出成形することなく、単なる圧粉成形によっ
て圧粉体を得るので、コストの上昇が抑えられるといっ
た利点も有する。
チ相の平均Ni濃度に関する数値限定の根拠を説明す
る。Ni:1.0〜7.0wt%、 Niは、靱性および強度
を向上させる元素として重要であり、含有量が1.0w
t%未満では靱性の向上が望めない。一方、7.0wt
%を超えると強度の向上効果は飽和する。よって、Ni
の含有量は1.0〜7.0wt%とした。
を微細化して機械的特性の向上に寄与する元素であり、
含有量が0.2wt%未満ではこれらの効果が望めな
い。一方、1.0wt%を超えると強度の向上効果は飽
和する。よって、Moの含有量は0.2〜1.0wt%
とした。
る。Mnが0.1wt%未満では焼入れ性の向上が望め
ず、0.8wt%を超えると靱性が低下する。よって、
Mnは0.1〜0.8wt%とした。
0.3wt%未満では強度向上の効果が望めない。Cが
0.6wt%を超えると過剰なCが析出して強度向上を
阻害する。よって、Cは0.3〜0.6wt%とした。
平均Ni濃度の2.5倍以上 本発明においては、Niリッチ相のNi濃度が基地組織
のNi濃度よりも高いことが不均質組織を生成させる上
で必須であり、2.5倍以上の数値が確保されていれ
ば、Niリッチ相と基地組織の硬さに明確な差異、すな
わち硬さ勾配を現出させることができる。本発明者は、
Ni細粉末を2%添加した場合の本発明の鋼につき、熱
処理温度を変えて硬さ試験を行ったところ、Niリッチ
相のNi濃度が5〜15%で、Niリッチ相と基地組織
に明確な硬さ勾配が生じることが認められ、その際の基
地組織のNi濃度はNiリッチ相のNi濃度の概ね1/
2.5であった。よって、Niリッチ相の平均Ni濃度
が基地組織の平均Ni濃度の2.5倍以上であることを
本発明の特徴とする。
におけるFe粗粉末とFe細粉末との重量比を、Fe粗
粉末:Fe細粉末=5〜9:5〜1とすることを好まし
い形態としている。Fe粗粉末が多すぎると空孔率が増
加して密度が低くなり、逆にFe細粉末が多すぎると圧
粉成形時の流動性すなわち圧縮性が低下する。Fe粗粉
末:Fe細粉末=5〜9:5〜1とすることにより、隣
接するFe粗粉末の粒子の間にFe細粉末の粒子が緻密
に埋まり、結果として空孔率が大幅に低減して高密度化
が図られ、しかも、良好な圧縮性が確保される。
の平均Ni濃度を5〜15%に調整するとともに、下記
(1)式で求められるMs点(マルテンサイト変態開始
点)を100〜300℃に調整することを好ましい形態
としている。 Ms(℃)=(823−361(C wt%)−39(Mn wt%)−5(Mo wt%) −17(Niリッチ相のNi wt%))−273 …(1)
却時にマルテンサイトを生成させる重要な温度ポイント
である。Ms点は、低温になるにしたがってマルテンサ
イトの生成量が減少するため、なるべく高温側に設定さ
れることが望ましいが、300℃を超えるとNiリッチ
相のNi量が少なくなってNiリッチ相が減少し、機械
的特性の向上が望めない。一方、Ms点が0℃未満では
マルテンサイトの生成量が少なくなって残留オーステナ
イト量が増加するため、機械的特性の向上が望めない。
Niリッチ相のNi濃度はMs点と深く関わっており、
Ni濃度が5%未満ではMs点が300℃を超え、Ni
濃度が15%を超えるとMs点が100℃を下回る。
さが基地組織よりも硬く、下記(2)式で求められる硬
さ勾配を、Hv硬さで30〜200に調整することを好
ましい形態としている。 硬さ勾配(ΔHv)=(Niリッチ相のHv硬さ)−(基地組織のHv硬さ)…(2) このようにNiリッチ相と基地組織の硬さ勾配を調整す
ることにより、前述した不均質組織が確保される。硬さ
勾配は、Niリッチ相におけるNi濃度、ひいてはNi
の添加量によって調整することができる。
詳細に説明する。[実施例1]Fe粗粉末+Fe細粉末、Ni2% 300−200メッシュで分級したアトマイズFe粉末
(粒径:53〜74μm)と、カーボニルFe粉末(平
均粒径:5μm)とを、重量比7:3で混合しFe粉末
を得た。このFe粉末に、カーボニルNi細粉末(平均
粒径:5μm)、Mo細粉末(平均粒径:5μm以
下)、FeMn粉末(平均粒径:20〜40μm)およ
びC(黒鉛)粉末を、Ni:2wt%、Mo:0.5w
t%、Mn:0.2wt%、C:0.4wt%の組成に
なるよう混合させた。さらに、この混合粉末に潤滑剤と
してステアリン酸亜鉛粉末を0.75wt%混合させ、
実施例1の原料粉末を得た。次いで、この原料粉末に適
宜量のメチルアルコール溶液を潤滑剤として添加してか
ら、原料粉末を金型に充填し、686MPaの圧力で加
圧して圧粉体を成形した。次いで、圧粉体を水素と窒素
の混合ガス雰囲気に調整された加熱炉内において125
0℃で60分間加熱して焼結し、炉冷した。次いで、9
00℃のアルゴンガス雰囲気中で30分間の溶体化処理
を施した後、油中に投入して焼入れし、同雰囲気中で2
00℃、60分間の焼戻しを施した。これにより、実施
例1の鋼を得た。[実施例2]Fe粗粉末+Fe細粉末、Ni6% Niの含有量を6wt%にした以外は実施例1と同様に
して、実施例2の鋼を得た。
ズFe粉末(粒径:74μm以下)のみを用いた以外は
実施例1と同様にして、比較例1の鋼を得た。[比較例2]熱処理せず鍛造 焼結後、鍛造処理を行った以外は実施例1と同様の熱処
理を施して、比較例2の鋼を得た。上記各実施例および
各比較例のFe粉末およびニッケル粉末の仕様を表1
に、また、各元素の組成を表2にそれぞれ示す。
疲労試験を行って機械的特性を調べた。また、相対密度
を調べるとともに、Niリッチ相と基地組織の硬さを調
べ、硬さ勾配を算出した。これらの結果を、表3に示
す。
鋼の硬さ勾配は、比較例と比べると大きく、また、機械
的特性では、特に引張り強度に優れていることが判る。
硬さ勾配が大きいことにより、不均質組織が生成されて
亀裂の伝播を阻害する作用が十分に発揮され、機械的特
性が向上したことが推察された。なお、比較例2では焼
結後に鍛造を行ったため、組織が混練されてNiリッチ
相が生じていない。このため、硬さと引張り強度が他と
比べてかなり低下した。
織を顕微鏡で調べた。図1、図2は、それぞれ実施例
1、比較例1の各鋼の内部組織を示す顕微鏡写真であ
る。両者においては、Aで示す白い部分のNiリッチ相
を残存したまま、Bで示す基地組織が焼戻しマルテンサ
イト組織となっていることが認められる。しかしなが
ら、実施例1は比較例1に比べNiリッチ相が小さく、
かつ多数分散しており、亀裂の伝播を阻害しやすく、も
って鋼の強度が高まることが理解される。
1の各鋼の疲労亀裂伝播経路を示す顕微鏡写真であり、
写真の左側の黒い部分が亀裂である。これらの図から不
均質組織による疲労亀裂伝播の違いが明らかである。す
なわち、図3では、疲労亀裂の進路はNiリッチ相を迂
回するように伝播しており、亀裂の伝播に大きなエネル
ギーが消費されたことを示している。一方、図4では、
Niリッチ相は観察されるものの、その量、大きさとも
に小さく、亀裂伝播を抑制する効果が少ない。よって、
図4では、亀裂が基地組織を伝播し易く、破断し易くな
っている。このことから、図3に示す組織の方が図4に
比べて強度が高いことがわかる。
高強度焼結合金鋼を製造するにあたって、原料粉末の主
体となるFe粉末を粗粉末と細粉末との組み合わせで構
成し、さらに、Niおよび他の元素の組成ならびに粉末
の大きさを適切に規定したことにより、引張り強度や疲
労強度等の機械的特性に優れた高強度焼結合金鋼を好適
に製造することができるといった効果を奏する。
である。
微鏡写真である。
である。
Claims (1)
- 【請求項1】 Fe粗粉末とFe細粉末とのFe混合粉
末にNi細粉末、Mo細粉末およびMn粉末を混合して
なる原料粉末を圧粉成形して圧粉体を得、次いで該圧粉
体を焼結して焼結体を得、次いで該焼結体を熱処理する
ことにより、Niが1.0〜7.0wt%、Moが0.
2〜1.0wt%、Mnが0.1〜0.8wt%、Cが
0.3〜0.6wt%、残部がFeおよび不可避不純物
からなる組成を有するとともに、組織中のNiリッチ相
の平均Ni濃度が基地組織の平均Ni濃度に対して2.
5倍以上を示す高強度焼結合金鋼を得ることを特徴とす
る高強度焼結合金鋼の製造方法。
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