JP2005336608A - 鉄基焼結合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｃｕフリー鉄基焼結合金を提供する。
【解決手段】本発明の鉄基焼結合金は、主にＦｅからなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
全体を１００質量％としたときに、Ｃが０．１〜１．０質量％であり、Ｍｎが０．０１〜１．５質量％であり、このＭｎとＳｉとの合計が０．０２〜３．５質量％であり、主たる残部がＦｅからなる。適量のＭｎおよびＳｉによって、鉄基焼結合金が強化されると共に優れた寸法安定性が発現されることを見いだした。この結果、これまで鉄基焼結合金の強化にはほぼ必須と考えられていたＣｕやＮｉの使用を抑制、廃止することができ、鉄基焼結合金のリサイクル性を高められ、さらにはそのコスト低減も図れる。
【選択図】図１

Description

本発明は、強度や寸法安定性に優れ、低コストでＣｕフリーまたはＮｉフリーを可能とする鉄基焼結合金およびその製造方法に関するものである。

機械部品等の構造部材の製造コストを削減するために、鉄を主成分とする原料粉末を加圧成形した粉末成形体を加熱し焼結させた鉄基焼結合金部材の利用が考えられる。鉄基焼結合金部材を用いれば、最終形状に近い製品（焼結体）を得ることも可能となり、機械加工削減や歩留り向上等によって、構造部材の製造コストや材料コストの低減を図り得る。このためには、鉄基焼結合金部材の強度と焼結前後の寸法安定性が重要となってくる。

このような観点から、これまで、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃ組成の原料粉末からなる粉末成形体を焼結させたＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系鉄基焼結合金が構造部材用として多用されてきた。Ｃｕが鉄基焼結合金の強度向上および焼結前後の寸法精度の安定に有効な元素だからである。従って、一般的な鉄鋼材料とは異なり鉄基焼結合金の場合、Ｃｕは、ほぼその必須成分と考えられてきた。

ＵＳ６３４６１３３ ＵＳ６３６４９２７ 特許３３０９９７０号公報 特開昭５８−２１０１４７号公報 特表平１０−５１０００７号公報 High Strength Si-Mn-Alloyed Sintered Steels. P.M.Int. vol17. No.1 (1985) "Effect of Sinter-Hardening on the Properties of High Temperature Sintered PM Steels",Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials,MPIF,2002,part13,pp1〜13 "New focus on chromium may sidestep alloy cost increases", MPR.September(2004),PP16〜19

しかし、Ｃｕ粉末は、単価が高く鉄基焼結合金中の使用量も比較的多い。このため、自ずと鉄基焼結合金の製造コストを上昇させることとなる。さらに、Ｃｕは、鉄鋼材料の熱間脆性の原因となる元素であるが、製錬等で除去困難な元素である。このため、Ｃｕを使用した鉄基焼結合金は、スクラップ等への混入が嫌われ、そのリサイクルは困難であり、Ｃｕを含む鉄基焼結合金の使用は環境対策上必ずしも好ましいものではなかった。
Ｃｕの他に、鉄基焼結合金に多用される元素としてＮｉがある。ＮｉもＣｕと同様に、鉄基焼結合金の強度等を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｎｉ粉末も高価であり、鉄基焼結合金の製造コストを上昇させる。また、Ｎｉはアレルギー性元素であり、その使用が好ましくない場合もある。

上記の特許文献１、２や非特許文献１には、Ｃｕを使用せずに、ＭｎやＳｉを含有させて強度向上等を図った鉄基焼結合金が開示されている。しかし、それらはあくまでも実験室レベルのものであって、ＭｎやＳｉの組成や添加方法等の点でも、後述する本発明とは異なっている。
特許文献３には、粉末成形体の超高密度成形方法が開示されている。
特許文献４および特許文献５には、Ｓｉ−Ｍｎ−Ｆｅ母合金の粉砕粉と鉄粉との混合粉末を圧縮成形および焼結させた鉄基焼結合金が開示されている。しかしこれらの特許文献に開示されている鉄基焼結合金は、後述する本発明の鉄基焼結合金とＣ、Ｍｎ、Ｓｉ等の組成が相違しており、両者の目的とするところは異なっている。
また、特許文献５では、Ｎｉに替えてＭｏを含有させた鉄基焼結合金をも開示している。しかし、その強度は必ずしも十分ではなく、さらなる高強度化には焼入れ、焼戻し等の熱処理を別途必要としている。言うまでもなくこのような熱処理は、多くの時間および工数を必要とし、鉄基焼結合金の製造コストを上昇させる。
これに対して非特許文献２または３には、焼結工程後の熱処理を省略しつつも、高強度の鉄基焼結合金（シンターハードニング鋼）が得られる旨が開示されている。しかし、非特許文献２は、本発明と異なり、ＭｎやＳｉを含有した鉄基焼結合金を開示していない。非特許文献３には、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏを含有するシンターハードニング鋼が開示されている。しかし、そのシンターハードニング鋼は、焼入れ性が不十分であり、焼結工程のみで必ずしも十分な高強度を発揮しない。
また、従来のシンターハードニング鋼は、焼結工程の加熱後に比較的大きな冷却速度で強制冷却することが前提とされていたため、シンターハードニングを行うには、強制冷却設備を別途、従来の焼結炉に設ける必要が生じる。しかし、製造設備の変更には多額の費用を要し、現実に採用されることは稀であった。
Ｃｒなどを多量に使用してシンターハードニング鋼の焼き入れ性を改善することも考えられる。しかし、Ｃｒ含有粉末は非常に酸化され易く、その還元も難しいことから、そのような粉末を用いた鉄基焼結合金はこれまで実用化されていなかった。

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものであり、ＣｕまたはＮｉの使用を抑制しつつも、強度等の機械的特性や焼結前後の寸法安定性を確保し得る鉄基焼結合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
さらに、高強度で寸法安定性に優れつつも、低コストで製造される鉄基焼結合金およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、適量のＭｎやＳｉを含有させて、高強度で寸法安定性に優れる鉄基焼結合金が得られることを新たに見出し、本発明を完成するに至った。
（１）鉄基焼結合金
すなわち、本発明の鉄基焼結合金は、主に鉄（Ｆｅ）からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
全体を１００質量％としたときに、炭素（Ｃ）が０．１〜１．０質量％であり、マンガン（Ｍｎ）が０．０１〜１．５質量％であり、該Ｍｎとケイ素（Ｓｉ）との合計が０．０２〜３．５質量％であり、主たる残部がＦｅであって、強度および寸法安定性に優れることを特徴とする。

本発明の鉄基焼結合金は、ＣとＭｎおよびＳｉとを適量含有させることで、Ｃｕ等を敢て含有させるまでもなく、高強度で寸法安定性に優れる。Ｃｕを使用する場合に比べて、ＭｎやＳｉは比較的安価に入手でき、しかもその使用量も比較的少なくて済む。従って、本発明の鉄基焼結合金によれば原料コストの低減も可能となる。

適量のＭｎおよびＳｉの両方を含む場合に、本発明の鉄基焼結合金の機械的特性（強度や延性等）は大きく向上し、さらには寸法安定性にも優れたものとなる。
Ｍｎは、特に鉄基焼結合金の強度向上に有効な元素である。鉄基焼結合金全体を１００％としたときに、Ｍｎの下限値は０．０１質量％、０．０５質量％、０．１質量％、０．２質量％、０．３質量％が好ましい。Ｍｎが過少ではその効果が乏しい。もっとも、原料粉末中に含まれる合金元素の種類によっては、Ｍｎが微量であっても、十分な強度の鉄基焼結合金が得られる。一方、Ｍｎの上限値は２質量％、１．５質量％、１．２質量％（特に、１．２質量％未満）、１．１５質量％、１．１質量％、１．０質量％（特に、１．０質量％未満）、０．９質量％、０．８質量％が好ましい。Ｍｎが過多になると、鉄基焼結合金の伸びが減少して靱性が低下し、寸法変化も増加して寸法安定性が阻害される。例えば、Ｍｎの組成範囲は０．２〜２質量％さらには０．３〜１．５質量％が好ましい。なお、本明細書では、特に断らない限り、成分元素の各上限値と各下限値とは任意に組み合わせることができることを断っておく。
Ｓｉは、鉄基焼結合金の強度向上にも寄与するが、特に、鉄基焼結合金の寸法安定性に大きく寄与する。特に、この傾向は、ＳｉがＭｎと共存する場合に大きい。Ｍｎは鉄基焼結合金の寸法を増加させる傾向に作用するのに対して、Ｓｉは鉄基焼結合金の寸法を減少させる傾向に作用する。両元素が共存することでそれらの傾向が打ち消し合って、鉄基焼結合金の寸法安定性が確保されると考えられる。
Ｓｉが過少では、寸法安定性が乏しく、過多になると寸法収縮量が大きくなって好ましくない。鉄基焼結合金全体を１００％としたときに、Ｓｉの下限値は０．１質量％、０．２質量％、０．３質量％が好ましい。一方、Ｓｉの上限値は３質量％、２．５質量％、２質量％、１．２質量％が好ましい。さらに、Ｓｉの組成範囲は０．１〜３質量％さらには０．２〜２質量％が好ましい。ＭｎおよびＳｉの合計でいえば、０．３〜５質量％さらには０．５〜３．５質量％が好ましい。

本発明の鉄基焼結合金は、適量のＣを含む。Ｃは鉄基焼結合金の重要な強化元素である。焼結中にＣが拡散して鉄基焼結合金が固溶強化されることは勿論のこと、Ｃを適量含むことで、鉄基焼結合金の焼入れ、焼戻しといった熱処理が可能となり、それによって鉄基焼結合金の機械的特性を一層大きく向上させることができる。Ｃが過少ではその効果が乏しくＣが過多になると延性が低下する。
鉄基焼結合金全体を１００質量％としたときに、Ｃの下限値は０．１質量％、０．２質量％、０．３質量％、０．３５質量％、０．４質量％が好ましい。一方、Ｃの上限値は１．０質量％、０．８質量％、０．７質量％、０．６質量％が好ましい。さらに、Ｃの組成範囲は０．１〜１．０質量％さらには０．２〜０．８質量％が好ましい。
さらに本発明の場合、一般的な炭素鋼に比較して、より少ないＣ量で高強度の鉄基焼結合金の高強度化を図ることができる。この理由は必ずしも定かではないが、ＭｎおよびＳｉによる影響が強いと思われる。具体的には、ＭｎおよびＳｉを添加することにより、Ｃの歩留りが向上し、さらには、焼入れ性も向上したためと考えられる。いずれにしても、従来よりも低炭素量側で鉄基焼結合金の高強度化を図れるため、高強度化を図りつつ高靱性を確保することが可能となる。つまり、一般的に背反関係にあるといわれる強度と靱性とを高次元で両立させた鉄基焼結合金が得られる。

上記元素以外に、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）等の合金元素を含有していても良い。特に、調質等の熱処理を行う場合には、これらの元素を含有しているのが好ましい。それらの好適な含有量はＣ量等によっても変化するため一概には特定できないが、例えば、鉄基焼結合金全体を１００質量％として、Ｍｏは０．１〜３質量％さらには０．２〜２質量％、Ｃｒは０．２〜５質量％さらには０．３〜３．５量％、Ｎｉは０．５〜６質量％さらには１〜４質量％含まれていると好適である。
なお、鉄基焼結合金のＮｉフリー化の観点から合金元素としては特にＣｒまたはＭｏの１種以上が好ましい。これらの合金元素を含む鉄基焼結合金の詳細についは後述する。

本発明の鉄基焼結合金は、Ｃｕを含有させるまでもなく、高強度で寸法安定性に優れたものである。本発明の鉄基焼結合金が、Ｃｕを実質的に含まないＣｕフリー鉄基焼結合金であると、鉄基焼結合金のリサイクル性が向上して環境対策上好ましい。また、高価なＣｕの使用を抑制することで、鉄基焼結合金の低コスト化も図れる。さらには、鉄基焼結合金がＣｕフリーであると、Ｃｕに起因した鉄基焼結合金の熱間脆性も回避される。
一方、Ｎｉは鉄基焼結合金の高強度化に有効な元素であり、リサイクル性等が問題となることは少ない。しかし、Ｎｉはアレルギー性元素といわれ、使用が好ましくない場合がある。従って、本発明の鉄基焼結合金は、Ｎｉを実質的に含まないＮｉフリー鉄基焼結合金であると好ましい。従って、本発明のようなＣｕフリーまたはＮｉフリーの鉄基焼結合金は、環境調和型の高強度焼結合金として、今後、益々その利用範囲が拡大すると思われる。

但し、本明細書中でいう本発明に係る鉄基焼結合金は、ＣｕやＮｉの含有を全く排除するものではない。上述したＭｎやＳｉと共に適量のＣｕやＮｉを含有する場合も本発明の範囲に含まれる。また、本発明の鉄基焼結合金では、粉末成形体の成形体密度や鉄基焼結合金の焼結体密度を必ずしも問わない。

本明細書でいう「強度」や「寸法安定性」は、原料粉末の組成、成形圧力、焼結条件（温度、時間、雰囲気等）等によって異なる。従って、それら「強度」や「寸法安定性」を一概に特定することはできない。敢ていうならば、強度は、抗折力で９００ＭＰａ以上、１０００ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以上さらには１４００ＭＰａ以上であると好ましい。

寸法安定性は、焼結前後の寸法変化率で±１％以内、±０．５％以内、±０．３％以内さらには±０．１％以内であると好ましい。
また、本明細書でいう「鉄基焼結合金」はその形態を問わず、例えば、インゴット状、棒状、管状、板状等の素材であっても良いし、最終的な形状またはそれに近い構造部材（鉄基焼結合金部材）であっても良い。

（２）鉄基焼結合金の製造方法
上記鉄基焼結合金は、例えば、次のような本発明の製造方法によって製造される。
すなわち、本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、純鉄または鉄合金の少なくとも一方からなるＦｅ系粉末とＭｎおよびＳｉを粉末全体として含有する強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、該粉末成形体を加熱し焼結させる焼結工程とを備えてなり、該焼結工程後に前述した本発明の鉄基焼結合金が得られることを特徴とする。
ここで、本発明の鉄基焼結合金の強度および寸法安定性を確保する上で重要なＭｎおよびＳｉについて付言しておく。ＭｎおよびＳｉは、Ｃ、リン（Ｐ）および硫黄（Ｓ）と共に鋼の五元素と呼ばれ、溶製される鉄鋼材料では一般的な強化元素である。しかし、このＭｎおよびＳｉは、鉄基焼結合金の分野では殆ど使用されてこなかった。ＭｎおよびＳｉは酸素との親和力が極めて高く酸化物を作り易い。このため、金属組織内部に酸化物の介在した鉄基焼結合金となってその機械的特性が劣化すると一般的に考えられていたためである。このような事情は、ＭｎおよびＳｉをＦｅ系粉末とは別の粉末として原料粉末中に加えた場合に顕著である。
ＭｎおよびＳｉを予め合金化させたＦｅ系粉末を用いることも考えられるが、そのＦｅ系粉末は非常に硬質で粉末成形体の成形自体が困難となる。そこで本発明の製造方法では、ＭｎおよびＳｉをＦｅ系粉末と合金化させることなく、Ｆｅ系粉末とは別の強化粉末として原料粉末中に混在させている。
焼結工程は、ＭｎおよびＳｉを含む粉末成形体を、ＭｎおよびＳｉの酸化を十分に抑止できる酸化防止雰囲気中で加熱して行った（加熱工程）。この焼結工程中の加熱工程は、水素（Ｈ２）ガスを不活性ガス中に混在させた還元性雰囲気中で行っても良いが、例えば、酸素分圧が１０−１９ Ｐａ以下に相当する極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気中で行うと、より安全で鉄基焼結合金の低コスト化を図れる。実際、本発明者は、そのような極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気内で焼結工程を行い、上述した本発明の鉄基焼結合金を得ている。この詳細は後述する。
いずれにしても、ＣｕやＮｉを使用するまでもなく、ＭｎおよびＳｉを強化元素として使用することで、従来のＦｅ−Ｃｕ（−Ｃ）系鉄基焼結合金を凌ぐ特性のＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｃ）系鉄基焼結合金を得ることに成功した。本発明の鉄基焼結合金によれば、機械構造用炭素鋼と同等レベルの機械的特性を発現させることも可能である。

（３）鉄基焼結合金（Ｃｒ、Ｍｏ含有）
本発明者は、さらなる高強度化を可能とする新規な組成の鉄基焼結合金を見いだした。
すなわち、本発明の鉄基焼結合金は、主に鉄（Ｆｅ）からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、全体を１００質量％としたときに、
Ｃｒが０．２〜５．０質量％であり、Ｍｏが０．１〜１質量％であり、Ｍｎが０．１〜１．２質量％であり、Ｓｉが０．１〜１．２質量％であり、Ｃが０．１〜０．７質量％であり、主たる残部がＦｅからなる強度および寸法安定性に優れることを特徴とする。
本発明の鉄基焼結合金は、焼入性を促進する合金元素（ＣｒおよびＭｏ）を適量含有するため焼入性が向上し、例えば、鉄基焼結合金が大物であったとしても、その内部までＣ量に応じた十分な焼入れがなされ得る。
焼入れされた鉄基焼結合金は、マルテンサイト組織が形成されて高強度となるが、伸び等の靱性を確保するためには焼戻し等の熱処理を行うと良い。

（４）鉄基焼結合金（Ｃｒ、Ｍｏ含有）の製造方法
このような鉄基焼結合金は、例えば、以下のような製造方法を経て得られる。
すなわち、本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、ＣｒおよびＭｏを含有し主たる残部がＦｅからなるＦｅ系粉末とＣを主成分とするＣ系粉末とＭｎおよびＳｉを粉末全体として含有する強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結工程とを備え、前述した鉄基焼結合金が得られることを特徴とする。
ところで、鉄基焼結合金の焼入れは、焼結工程終了後に得られた鉄基焼結合金に、別途熱処理を施すことでもなされるが、本発明によれば必ずしもその必要はない。すなわち、焼結工程でなされる加熱工程と、それに続く冷却工程とを利用して焼入れを行うことも可能である。いわゆるシンターハードニングである。
焼結工程の加熱工程は、焼入れの観点からいえば、Ａ１変態点（約７３０℃）以上に加熱されてオーステナイト処理されるものでなければならないが、通常の焼結温度は１０５０℃以上さらには１１００℃以上である。焼結体のさらなる高強度化を図るときは、１２００℃以上、１２５０℃以上、１３００℃以上さらには１３５０℃以上といった一層高い焼結温度が選択される。例えば、本発明の焼結工程は、１１００〜１３７０℃の不活性ガス雰囲気で加熱を行う加熱工程を備えると好ましい。
焼結工程の冷却工程は、上記加熱工程に続いてなされ、鉄基焼結合金の温度を焼結温度から室温付近まで下げる工程である。焼入れの観点から厳密に言えば、鉄基焼結合金の温度を焼結温度からＭｓ点以下まで下げる工程となる。
この冷却工程における冷却速度を大きくすることで、鉄基焼結合金へ確実に焼入れを行うことができる。例えば、冷却速度を５℃／秒以上さらには１０℃／秒以上とするのが好ましい。しかし、このような冷却速度を得るためには、通常、強制冷却が必要となり、そのための装置が別途必要となり、製造コストを削減できるシンターハードニングとはならない。

本発明の鉄基焼結合金の場合、冷却速度が小さくても十分な焼入れがなされる。具体的には、冷却速度が３℃／秒以下、２℃／秒以下さらには１℃／秒でも焼入れが可能である。冷却速度が１℃／秒以下といえば、通常の（ベルト式）連続焼結炉の冷却速度程度である。従って、本発明によれば、強制冷却のために別途設備を設けるまでもなく、鉄基焼結合金に焼入れをなすことが可能である。例えば、本発明の焼結工程は、前記加熱工程後に冷却速度が１℃／秒以下の冷却を行う冷却工程を備えると好ましい。
本発明の焼結工程が上述した加熱工程および冷却工程を備えることで、前述したマルテンサイト組織を有する鉄基焼結合金が焼結工程後に得られる。そして、焼結工程終了と同時に焼入れを完了させることも可能であるので、高強度鉄基焼結合金の製造コスト低減を図れる。しかも、急冷設備等を別途設ける必要もなく、工業レベルでの実用化が十分に可能である。
このようなシンターハードニングが可能となる理由は必ずしも定かではないが、ＣｒおよびＭｏとＭｎおよびＳｉとの相乗効果によって鉄基焼結合金の焼入れ性が著しく向上したためと考えられる。
なお、言うまでもないが、本発明は、焼結工程終了後に、強度や靱性等を調整するために、別途、熱処理を行うことを妨げるものではない。例えば、焼入れ後に通常行われる焼戻し等を別途行っても良い。

実施形態を挙げて、本発明をより詳しく説明する。なお、以下の実施形態を含め、本明細書で説明する内容は、本発明に係る鉄基焼結合金のみならずその製造方法にも、適宜適用できるものであることを断っておく。また、そこには、ＣｒやＭｏを含有する焼入れ性の向上した鉄基焼結合金およびその製造方法も当然に含まれる。さらに、いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なることを断っておく。

（１）原料粉末
原料粉末は、鉄基焼結合金の主成分であるＦｅ系粉末と、ＭｎおよびＳｉを含む強化粉末とからなる。
Ｆｅ系粉末は、純鉄粉でも鉄合金粉でもそれらの混合粉末でも良い。鉄合金粉に含まれる合金元素は問わない。この合金元素として、先ず、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ等がある。ＭｎおよびＳｉは、強化粉末としても添加されるが、Ｆｅ系粉末中に少量含まれていても良い。但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ等の含有量が増加すると、Ｆｅ系粉末が硬質となって成形性が低下する。そこで、Ｆｅ系粉末が鉄合金粉である場合は、Ｃ：０．０２質量％以下、Ｍｎ：０．２質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下とするのが良い。

それら以外の合金元素として、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｗ等がある。これらの合金元素は、鉄基焼結合金の熱処理性を向上させ、鉄基焼結合金を強化する有効な元素である。これらの合金元素は、原料粉末全体を１００質量％としたときに、Ｍｏ：０．１〜３質量％さらには０．２〜２質量％、Ｃｒ：０．２〜５質量％さらには０．３〜３．５質量％、Ｎｉ：０．５〜６質量％さらには１〜４質量％程度含まれていると好適である。なお、これらの合金元素は、鉄合金粉として原料粉末中に含有させる必要はなく、Ｆｅ以外の合金または化合物の粉末等として原料粉末中に混在させても良い。

強化粉末は、１種または２種以上からなる粉末全体として、ＭｎおよびＳｉを含む限り、その存在形態を問わない。例えば、強化粉末は、ＭｎおよびＳｉの合金若しくは化合物からなるＭｎ−Ｓｉ系粉末１種であっても良い。また、Ｍｎの単体、合金若しくは化合物からなるＭｎ系粉末とＳｉの単体、合金若しくは化合物からなるＳｉ系粉末とを組み合わせた複合粉末であっても良い。さらには、このＭｎ−Ｓｉ系粉末とＭｎの単体、合金若しくは化合物からなるＭｎ系粉末とＳｉの単体、合金若しくは化合物からなるＳｉ系粉末とから２種以上の粉末を組み合わせた複合粉末であっても良い。

Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、鉄基焼結合金の主成分であるＦｅとＭｎおよびＳｉとの合金または金属間化合物からなるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末（以下適宜、この粉末を「ＦＭＳ粉末」という。）であると好ましい。この粉末は比較的安価に製造したり入手することが可能である。

このＦＭＳ粉末は、ＦＭＳ粉末全体を１００質量％として、Ｍｎが１５〜７５質量％、Ｓｉが１５〜７５質量％、ＭｎとＳｉとの合計が３５〜９５質量％であり、主たる残部がＦｅであると好ましい。ＭｎやＳｉが過少だと、延性のある鉄合金となり、それを微粉に粉砕するのが困難となる。また、ＦＭＳ粉末の原料粉末中における添加量も多くなり、鉄基焼結合金のコストを上昇させてしまう。一方、ＭｎやＳｉが過多だと、成分調整のためコストが上昇するので好ましくない。Ｍｎが２０〜６５質量％、Ｓｉが２０〜６５質量％、ＭｎとＳｉとの合計が５０〜９０質量％であるとより好ましい。

ＦＭＳ粉末中のＭｎとＳｉとの組成比は問わないが、その組成比（Ｍｎ／Ｓｉ）が１／３〜３さらには１／２〜２、特にその組成比が１付近（０．９〜１．１）、つまりＦＭＳ粉末中のＭｎおよびＳｉが同程度の割合（約１：１）であると好ましい。その場合に、強度、延性、寸法安定性等のいずれにおいても優れた、バランスの良い鉄基焼結合金を得易いからである。

ＦＭＳ粉末は、含有するＯ量が０．４質量％以下さらには０．３質量％以下であると好ましい。原料粉末中のＯ量が増加すると、ＭｎやＳｉによる強化作用が十分に発揮されない。さらに、成形体密度比が９６％を超えるような超高密度の粉末成形体を焼結させた場合、その内部に存在するＯは焼結体に膨れ（ブリスター）を生じさせる原因となり得る。この点については後述する。

原料粉末中に配合する強化粉末の割合は、使用する粉末組成や鉄基焼結合金の所望特性（鉄基焼結合金中のＭｎやＳｉの組成）に応じて異なる。例えば、強化粉末としてＦＭＳ粉末（Ｍｎが１５〜７５質量％、Ｓｉが１５〜７５質量％、ＭｎとＳｉとの合計が３５〜９５質量％）を使用する場合、原料粉末全体を１００質量％としたときに、０．０５〜５質量％さらには０．１〜４質量％配合すると良い。さらにはその下限値は、０．２質量％、０．３質量％、０．４質量％さらには０．５質量％であると好ましい。

強化粉末の粒径は小さい程、成形体密度比や焼結体密度比が向上し、成分変動や偏析等の少ない均質な鉄基焼結合金が得られ易い。しかし、粒径が過小な粉末は入手が困難でコスト高である。凝集等も生じ易く取扱性が悪い。そこで強化粉末は、粒径が１００μｍ以下、６３μｍ以下、４５μｍ以下さらには２５μｍ以下であると、均一分散し易い。その範囲で入手の容易なものを使用すれば良い。なお、本明細書でいう粒径は、篩い分けにより特定されるものである。

本発明の鉄基焼結合金は、ＭｎおよびＳｉによって強化されるが、併せてＣを含有することで一層の高強度化が図られる。特に、焼入、焼戻等の熱処理によって、鉄基焼結合金の機械的特性を改善または調整することが容易となる。

鉄基焼結合金へのＣの導入には、Ｃを含むＦｅ系粉末（Ｆｅ系合金粉末）を使用することも考えられる。しかし、原料粉末の成形性やＣ量の配合調整の容易性等から、原料粉末中にＣ系粉末を混在させるのが良い。Ｃ系粉末は、Ｃがほぼ１００％の黒鉛粉末（Ｇｒ粉末）が代表的であるが、その他、Ｆｅ−Ｃ合金粉や各種の炭化物粉末等を使用することもできる。Ｃ系粉末等の配合量は、前述したように鉄基焼結合金中のＣ量が０．１〜１．０量％程度となるようにすると良い。

（２）成形工程
本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、主に成形工程と焼結工程とからなる。ここでは、先ず成形工程について詳しく説明する。
成形工程は、前述したＦｅ系粉末と強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする工程である。この際の成形圧力、粉末成形体の密度（または成形体密度比）、粉末成形体の形状等は問わない。
但し、成形圧力および成形体密度は、粉末成形体のハンドリング性を考慮して、少なくとも容易に崩壊しない程度が良い。例えば、成形圧力は、３５０ＭＰａ以上、４００ＭＰａ以上さらには５００ＭＰａ以上が好ましい。成形体密度比でいうなら、８０％以上、８５％以上さらには９０％以上が好ましい。成形圧力や成形体密度比が高くなる程、高強度の鉄基焼結合金が得られ易いが、鉄基焼結合金の用途、仕様に応じて最適な成形圧力や成形体密度比を選択すれば良い。また、成形工程は、冷間成形でも温間成形でも良く、原料粉末中に内部潤滑剤を添加しても良い。内部潤滑剤を添加する場合は、内部潤滑剤をも含めて原料粉末と考える。

ところで、本発明者は、特許文献３にも開示があるように、工業レベルで従来の一般的な成形圧力を超越した超高圧成形を可能とする粉末成形体の成形方法を確立している。この成形方法によれば、１０００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以上、１５００ＭＰａ以上さらには約２０００ＭＰａといった超高圧での粉末成形も可能である。これにより得られる粉末成形体の密度は９６％以上、９７％以上、９８％以上さらには９９％までにも到達し得る。以下、この優れた成形方法（以下、この成形方法を適宜「金型潤滑温間加圧成形法」という。）について説明する。

金型潤滑温間加圧成形法（成形工程）は、高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型へ前記原料粉末を充填する充填工程と、この金型内の原料粉末を温間で加圧して金型内面に接する原料粉末の表面に金属石鹸皮膜を生成させる温間加圧成形工程とからなる。

この成形方法に依れば、成形圧力を相当大きくしても、一般的な成形方法で生じるような不具合を生じない。具体的には、原料粉末と金型の内面との間のかじり、抜圧の過大化、金型寿命の低下等が抑止される。以下、この成形方法の充填工程および温間加圧成形工程についてさらに詳細に説明する。

（ａ）充填工程
原料粉末を金型（キャビティ）へ充填する前に、金型の内面に高級脂肪酸系潤滑剤を塗布しておく（塗布工程）。ここで使用する高級脂肪酸系潤滑剤は、高級脂肪酸自体の他、高級脂肪酸の金属塩であっても良い。高級脂肪酸の金属塩には、リチウム塩、カルシウム塩又は亜鉛塩等がある。特に、ステアリン酸リチウム、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸亜鉛等が好ましい。この他、ステアリン酸バリウム、パルミチン酸リチウム、オレイン酸リチウム、パルミチン酸カルシウム、オレイン酸カルシウム等を用いることもできる。

塗布工程は、例えば、加熱された金型内に水、水溶液またはアルコール溶液等に分散させた高級脂肪酸系潤滑剤を噴霧して行える。高級脂肪酸系潤滑剤が水等に分散していると、金型の内面へ高級脂肪酸系潤滑剤を均一に噴霧し易い。加熱された金型内にそれを噴霧すると、水分等が素早く蒸発して、金型の内面へ高級脂肪酸系潤滑剤が均一に付着する。金型の加熱温度は、後述する温間加圧成形工程の温度を考慮すると好ましいが、例えば、１００℃以上に加熱しておけば足る。もっとも、高級脂肪酸系潤滑剤の均一な膜を形成するために、その加熱温度を高級脂肪酸系潤滑剤の融点未満にすると好ましい。例えば、高級脂肪酸系潤滑剤としてステアリン酸リチウムを用いた場合、その加熱温度を２２０℃未満とすると良い。

なお、高級脂肪酸系潤滑剤を水等に分散させる際、その水溶液全体の質量を１００質量％としたときに、高級脂肪酸系潤滑剤が０．１〜５質量％、さらには、０．５〜２質量％の割合で含まれるようにすると、均一な潤滑膜が金型の内面に形成されて好ましい。

また、高級脂肪酸系潤滑剤を水等へ分散させる際、界面活性剤をその水に添加しておくと、高級脂肪酸系潤滑剤の均一な分散が図れる。そのような界面活性剤として、例えば、アルキルフェノール系の界面活性剤、ポリオキシエチレンノニルフェニルエーテル（ＥＯ）６、ポリオキシエチレンノニルフェニルエーテル（ＥＯ）１０、アニオン性非イオン型界面活性剤、ホウ酸エステル系エマルボンＴ−８０等を用いることができる。これらを２種以上組合わせて使用しても良い。例えば、高級脂肪酸系潤滑剤としてステアリン酸リチウムを用いた場合、ポリオキシエチレンノニルフェニルエーテル（ＥＯ）６、ポリオキシエチレンノニルフェニルエーテル（ＥＯ）１０及びホウ酸エステルエマルボンＴ−８０の３種類の界面活性剤を同時に用いると好ましい。この場合、それらの１種のみを添加した場合に較べて、ステアリン酸リチウムの水等への分散性が一層活性化されるからである。

噴霧に適した粘度の高級脂肪酸系潤滑剤の水溶液を得るために、その水溶液全体を１００体積％として、界面活性剤の割合を１．５〜１５体積％とすると好ましい。

この他、少量の消泡剤（例えば、シリコン系の消泡剤等）を添加しても良い。水溶液の泡立ちが激しいと、それを噴霧したときに金型の内面に均一な高級脂肪酸系潤滑剤の被膜が形成され難いからである。消泡剤の添加割合は、その水溶液の全体積を１００体積％としたときに、例えば０．１〜１体積％程度であればよい。

水等に分散した高級脂肪酸系潤滑剤の粒子は、最大粒径が３０μｍ未満であると、好適である。最大粒径が３０μｍ以上になると、高級脂肪酸系潤滑剤の粒子が水溶液中に沈殿し易く、金型の内面に高級脂肪酸系潤滑剤を均一に塗布することが困難となるからである。

高級脂肪酸系潤滑剤の分散した水溶液の塗布には、例えば、塗装用のスプレーガンや静電ガン等を用いて行うことができる。なお、本発明者が高級脂肪酸系潤滑剤の塗布量と粉末成形体の抜出圧力との関係を実験により調べた結果、膜厚が０．５〜１．５μｍ程度となるように高級脂肪酸系潤滑剤を金型の内面に付着させると好ましい。

（ｂ）温間加圧成形工程
高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型に充填された原料粉末を温間で加圧成形すると、金型内面に接する原料粉末（または粉末成形体）の表面に金属石鹸皮膜が生成され、この金属石鹸皮膜の存在によって工業レベルでの超高圧成形が可能になったと考えられる。この金属石鹸被膜は、その粉末成形体の表面に強固に結合し、金型の内表面に付着していた高級脂肪酸系潤滑剤よりも遙かに優れた潤滑性能を発揮する。その結果、金型の内面と粉末成形体の外面との接触面間での摩擦力を著しく低減させ、高圧成形にも拘らず、かじり等を生じさせない。また、非常に低い抜圧で粉末成形体を金型から取出せ、金型寿命の極端な短縮もなくなった。

金属石鹸被膜は、例えば、高級脂肪酸系潤滑剤と原料粉末中のＦｅとが温間高圧下でメカノケミカル反応を生じて形成された、高級脂肪酸の鉄塩被膜である。この代表例は、高級脂肪酸系潤滑剤であるステアリン酸リチウムまたはステアリン酸亜鉛と、Ｆｅとが反応して生成されたステアリン酸鉄皮膜である。

本工程でいう「温間」は、原料粉末と高級脂肪酸系潤滑剤との反応が促進される程度の加熱状態であれば良い。概していえば、成形温度を１００℃以上とすれば良い。但し、高級脂肪酸系潤滑剤の変質を防止する観点から、成形温度を２００℃以下とするのが良い。成形温度を１２０〜１８０℃とするとより好適である。

本工程でいう「加圧」は、鉄基焼結合金の仕様を考慮しつつ、金属石鹸皮膜が形成される範囲内で適宜決定されれば良い。金型寿命や生産性を考慮して、その成形圧力の上限を２０００ＭＰａとすると好ましい。成形圧力が１５００ＭＰａ程度になると、得られる粉末成形体の密度も真密度に近付き（成形体密度比で９８〜９９％となり）、２０００ＭＰａ以上に加圧してもさらなる高密度化は望めない。

なお、この金型潤滑温間加圧成形法を用いると、内部潤滑剤を使用する必要がなく、より高密度な粉末成形体が得られる。また、その粉末成形体を焼結させたときに、内部潤滑剤の分解、放出等に伴って炉内が汚染されることもない。但し、本発明では、内部潤滑剤の使用を排除するものではないことを断っておく。

（３）焼結工程
焼結工程は、成形工程で得られた粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱して焼結させる工程である。
焼結温度および焼結時間は、鉄基焼結合金の所望特性、生産性等を考慮して適宜選択される。焼結温度は高い程、短時間で高強度な鉄基焼結合金が得られる。もっとも、焼結温度が高すぎると液相が発生したり、寸法収縮が大きくなって好ましくない。焼結温度が低すぎると強化元素の拡散が不十分となり好ましくない。また、焼結時間が長くなって、鉄基焼結合金の生産性が低下する。焼結温度は、９００〜１４００℃さらには１１００〜１３５０℃が良い。特に、高強度の鉄基焼結合金を得る場合には、焼結温度を１１５０℃以上とするのが良い。また、焼結時間は、焼結温度、鉄基焼結合金の仕様、生産性、コスト等を考慮しつつ０．１〜３時間さらには０．１〜２時間とするのが良い。

焼結雰囲気は酸化防止雰囲気が良い。強化粉末に含まれるＭｎおよびＳｉは、Ｏとの親和力が極めて強く非常に酸化され易い元素である。特に、ＦＭＳ粉末を使用する場合、ＭｎおよびＳｉの単体よりも酸化物生成自由エネルギーが低く、加熱炉内の僅かなＯとも結合して、焼結体内部にＭｎおよびＳｉの酸化物を形成するおそれがある。このような酸化物の介在は、鉄基焼結合金の機械的性質を劣化させるので好ましくない。そこで、焼結雰囲気は、真空雰囲気、不活性ガス雰囲気、窒素ガス雰囲気等の酸化防止雰囲気が好ましい。このような雰囲気であっても、その中の残留酸素（酸素分圧）がさらに問題となるときは、窒素ガスに水素ガス（低い露点（例えば、−３０℃以下）に精製された高純度水素ガス）を数体積％（例えば、５〜１０％）混合した還元雰囲気を採用しても良い。

もっとも、水素ガスの使用は工業上あまり好ましくないので、本発明の焼結工程を、酸素分圧が１０−１９Ｐａ以下（ＣＯ濃度で１００ｐｐｍ以下）に相当する極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気内で行うとより好ましい。このような極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気下では、焼結中にＦＭＳ粉末と原料粉末に付着等したＯとが反応して複合酸化物などが形成されても、それがさらに分解される。その結果、酸化物等の介在物のない健全な組織の鉄基焼結合金が得られる。なお、極低酸素分圧の不活性ガス（Ｎ２ガス）雰囲気を実現する連続焼結炉は市販されている（関東冶金工業株式会社製オキシノン炉）。

（４）超高密度鉄基焼結合金
本発明の鉄基焼結合金は、その密度の高低を問わない。すなわち、従来の鉄基焼結合金のように、低圧成形した粉末成形体を焼結させた低密度鉄基焼結合金であっても良いし、上述した金型潤滑温間加圧成形法を用いて高圧成形した高密度粉末成形体を焼結させた高密度鉄基焼結合金であっても良い。いずれの場合であっても、ＭｎおよびＳｉにより、鉄基焼結合金の強度および寸法安定性の向上が図られ得る。しかし、２回成形２回焼結（２Ｐ２Ｓ）により得られる焼結体や鍛造焼結体さらには溶製材に匹敵するような高強度の鉄基焼結合金を得るには、粉末成形体や焼結体がより高密度である方が好ましい。例えば、成形体密度比や焼結体密度比が９２％以上、９５％以上、９６％以上さらには９７％以上であると好適である。

ところが本発明者の研究によると、このような超高密度な粉末成形体（例えば、成形体密度比が９６％以上）を焼結させた場合、膨れ（ブリスタ）を生じ易いことが明らかとなった。特に、原料粉末中に黒鉛粉末等によってＣを含む場合に、そのような膨れが発生し易い。このような膨れが発生すると、当然ながら焼結前後の寸法安定性が極端に崩れる。具体的には、鉄基焼結合金の寸法が粉末成形体の寸法よりも異常に拡大してしまい、焼結体密度が極端に低下してしまう。さらに、鉄基焼結合金の内部に気孔が形成されてできた膨れは、鉄基焼結合金の内部欠陥となるばかりでなく、その膨れが激しい場合には破裂して焼結体が原形を留めないことも生じ得る。いずれにしても、そのような膨れが発生すると、その鉄基焼結合金は不良品となってしまう。

このような膨れが発生する原因は、原料粉末の粒子表面に付着していた水分や酸化物等が、焼結工程の加熱中に還元されたり分解して発生した、Ｈ₂Ｏ、ＣＯやＣＯ₂等の様々なガスにある。これらのガスが焼結体内部の封孔に閉じ込められ、焼結工程の加熱中に膨張して、焼結体に膨れが発生したと考えられる。勿論、粉末成形体が従来のような低密度なら、原料粉末の粒子間にできた隙間からその発生したガスは外部へ放出されるため、上記のような膨れの発生は少ないと思われる。

本発明のように密度比が９２％以上さらには９６％以上の超高密度成形体になると、各構成粒子の接触状況も従来とは異なったものとなって、各構成粒子がぴったりと密着した状態になると思われる。内部に存在するミクロな残留気孔も、周囲の粒子によって封印された独立気孔になる。その部分で発生したガスは逃げ場を失い、焼結工程中の高温加熱によって異常に高圧となり、さらには金属粒子間の接触や結合を破壊して膨張した結果、マクロ的な膨れとなって出現したと思われる。

高強度で寸法安定性に優れる鉄基焼結合金を得るには、黒鉛等のＣを含む原料粉末からなる超高密度の粉末成形体を、高温で焼結させたときであっても、上記膨れを生じない鉄基焼結合金およびその製造方法が求められる。

本発明者は、原料粉末中に存在するＯがその周囲にある黒鉛等と反応してＣＯガス等の気体を発生する前に、そのＯを安定的な固体（酸化物）として焼結体中に固定することで、ＣＯガス等の発生を抑止することを考えた。具体的には、ＣよりもＯとの親和力が強くて酸化物生成自由エネルギーの低い物質（つまり、酸素ゲッター）を原料粉末に添加することを考えた。そして、前述した強化粉末に含まれるＭｎやＳｉ（特にＳｉ）に、その酸素ゲッターとしての効果があることを新たに見いだした。

すなわち、鉄基焼結合金中にＳｉ等を含ませることで、前述したような強度や寸法安定性の向上が図られるのみならず、超高密度成形体を焼結した際の膨れ防止も図れるようになる。
こうして本発明によれば、高強度で寸法安定性に優れしかも低コストな鉄基焼結合金を、低密度のものから超高密度のものまで得ることができるようになり、鉄基焼結合金の応用範囲（用途）が著しく拡張することとなった。特に、上述の金型潤滑温間加圧成形法を利用すれば、従来のような２Ｐ２Ｓや粉末鍛造法を採用するまでもなく、１回の加圧成形と１回の焼結（１Ｐ１Ｓ）で、より高強度で寸法安定性にも優れた低コストの鉄基焼結合金が得られる。このような高密度の鉄基焼結合金およびその製造方法は、例えば、次のように特定される。

すなわち、鉄基焼結合金は、主にＦｅからなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、全体を１００質量％としたときに、Ｓｉが０．０１〜２質量％と、Ｃが０．１〜１．０質量％と、主たる残部であるＦｅとからなり、理論密度（ρ０’）に対する嵩密度（ρ’）の比である焼結体密度比（ρ’／ρ０ ’ｘ１００％）が９２％以上さらには９６％以上の高密度であることを特徴とするものと特定される。
また、その製造方法は、純鉄または鉄合金の少なくとも一方からなるＦｅ系粉末とＣを主に含むＣ系粉末とＳｉの単体、合金若しくは化合物からなるＳｉ系粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して、理論密度（ρ０’）に対する嵩密度（ρ’）の比である成形体密度比（ρ’／ρ０’ｘ１００％）が９２％以上さらには９６％以上の粉末成形体を得る成形工程と、該粉末成形体を加熱し焼結させる焼結工程とを備え、該焼結工程後に上述した高密度の鉄基焼結合金が得られることを特徴とするものと特定される。

（５）焼結前後のＣ変化量と寸法安定性
本発明者は、原料粉末中にＦＭＳ粉末を混在させると、焼結前後におけるＣ量の変化が著しく小さくなることを新たに見いだした。そしてＣ変化量が小さいほど、鉄基焼結合金の寸法変化も小さくなることが解った。さらに、そのＣ変化量は、焼結前の粉末成形体の密度と関係することも解った。すなわち、粉末成形体が高密度である程、焼結前後のＣ変化量が小さくなり、粉末成形体が真密度に近づくと、焼結前後においてＣ量は殆ど変化しなくなり、安定することも明らかとなった。
これまで焼結中にＣが散逸して焼結前後でＣ量が１０〜２０％程度減少することは当然のように考えられてきた。しかし、本発明によれば、焼結前後におけるＣ変化量を非常に小さくでき、原料粉末中に混在させるＣ系粉末の歩留りが向上し、鉄基焼結合金の原料コストの削減が可能となる。特に、Ｇｒ粉末は比較的高価であるから、その歩留り向上によって原料コストは大きく低減される。
また、原料粉末の配合組成が、焼結後の合金組成にほぼそのまま反映されるから、所望組成の鉄基焼結合金の製造が可能となる。これにより、Ｃによる鉄基焼結合金の強化作用も安定的に発揮され、寸法安定性のみならず強度等の機械的特性の観点からも、鉄基焼結合金の品質管理が容易となる。
このようにＣ変化量が小さくなる理由は必ずしも明らかではないが、現状、次のように考えられる。すなわち、原料粉末中に含まれる酸素（Ｏ）は、焼結中に、同じく原料粉末中に含まれるＦＭＳ粉末によって優先的に取り込まれる結果、Ｇｒ粉末等のＣと殆ど反応しなくなる。このため、ＣＯやＣＯ２等となって外部に放出されるＣが急激に減少し、鉄基焼結合金中におけるＣ量の減少が著しく抑制されるようになったと考えられる。例えば、本発明者の実験によると、室温から１３５０℃の範囲で放出酸素量を測定したとき、ＦＭＳ粉末の有無によって、その放出酸素量が０．１％から０．０６％へ減少することを確認している。

以上のことを踏まえて、本発明は、粉末成形体の成形体密度比（ρ／ρ０ ’ｘ１００％）が９２％以上、９４％、９６％以上さらには９８％以上であると好ましい。また、本発明の製造方法に係る成形工程は、このような高密度の粉末成形体が得られる工程であると望ましい。
このことは、成形体密度比ではなく焼結体密度比に着目しても同様である。なぜなら、Ｃ変化量の低減に伴って、焼結前後の重量変化および寸法変化が小さくなり、成形体密度比と焼結体密度比との間に実質的な相違を生じなくなるからである。そこで、本発明の鉄基焼結合金の焼結体密度比（ρ’／ρ０ ’ｘ１００％）も、９２％以上、９４％、９６％以上さらには９８％以上であると好ましいといえる。
なお、上述した焼結前後のＣ変化量に関する内容は、鉄基焼結合金またはＦｅ系粉末の組成に拘わらず該当する。もっとも、ＭｏよりもＣｒを多く含有する場合の方が、Ｃ変化量は小さくなる傾向にある。

（６）その他
本発明の鉄基焼結合金はその仕様に応じて、さらに、焼鈍、焼準、時効、調質（焼き入れ、焼き戻し）、浸炭、窒化等の熱処理工程が施されても良い。勿論、鉄基焼結合金は、熱処理の種類に応じた組成（Ｃ、Ｍｏ、Ｃｒ等）であることが好ましい。
本発明の鉄基焼結合金の形態や用途は問わない。本発明の鉄基焼結合金が使用され得る鉄基焼結合金部材の一例を挙げると、自動車分野では、各種プーリー、変速機のシンクロハブ、エンジンのコンロッド、ハブスリーブ、スプロケット、リングギヤ、パーキングギヤ、ピニオンギヤ等がある。その他、サンギヤ、ドライブギヤ、ドリブンギヤ、リダクションギヤ等もある。

実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
Ａ：第１実施例〜第５実施例
（試料の製造）
（１）Ｆｅ系粉末として純鉄粉（ヘガネス社製ＡＳＣ１００．２９、粒径２０〜１８０μｍ）を、強化粉末としてＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末（ＦＭＳ粉末）を用意した。

ＦＭＳ粉末は、Ａｒガス雰囲気中で溶製した表６に示す各種組成の鋳塊（インゴット）を大気中で粉砕し、粒径が２５μｍ以下（５００メッシュ）の粉末に篩い分けしたものである。以下、表６中の番号（Ｉ〜IX）を示すことによってＦＭＳ粉末の組成を特定する。また、強化粉末として、Ｍｎ系粉末であるＦｅ−７５．６％Ｍｎ粉末（福田金属箔粉社製）、Ｓｉ系粉末であるＦｅ−７６．４％Ｓｉ粉末（福田金属箔粉社製）も用意した。これらの粉末粒度はいずれも−２５０ｍｅｓｈ（６３μｍ以下）であった。組成の単位は質量％である（特に断らない限り、以下同様である。）。

Ｃ系粉末である黒鉛（Ｇｒ）粉末（日本黒鉛社製ＪＣＰＢ）も用意した。この粉末の粒径は４５μｍ以下であった。さらに、Ｃｕを含有した比較材を製造するために、Ｆｅ−１０％Ｃｕ部分拡散合金粉末（ヘガネス社製ＤｉｓｔａｌｏｙＡＣｕ、粒径２０〜１８０μｍ）を用意した。

これらの各種粉末を所望組成となるように配合し、ボールミル式回転混合を十分に行って、各試料毎に均一な混合粉末からなる原料粉末を用意した。

（２）粉末成形体は、主に金型潤滑温間加圧成形法により行った。具体的には以下の通りである。
φ２３ｍｍの円柱型キャビティと１０ｘ５５ｍｍの抗折試験片型キャビティを有する２種の超硬製金型を用意した。各金型の内周面には予めＴｉＮコート処理を施し、その表面粗さを０．４Ｚとした。各金型はバンドヒータで予め１５０℃に加熱しておいた。加熱した金型の内周面に、高級脂肪酸系潤滑剤であるステアリン酸リチウム（ＬｉＳｔ）を分散させた水溶液をスプレーガンにて１ｃｍ³／秒程度の割合で均一に塗布した（塗布工程）。これにより、各金型の内周面には約１μｍ程度のＬｉＳｔの被膜が形成された。

ここで用いた水溶液は、水に界面活性剤と消泡剤とを添加したものにＬｉＳｔを分散させたものである。界面活性剤には、ポリオキシエチレンノニルフェニルエーテル（ＥＯ）６、（ＥＯ）１０及びホウ酸エステルエマルボンＴ−８０を用いて、それぞれを水溶液全体（１００体積％）に対して１体積％づつ添加した。消泡剤には、ＦＳアンチフォーム８０を用い、水溶液全体（１００体積％）に対して０．２体積％添加した。ＬｉＳｔには、融点が約２２５℃で、平均粒径が２０μｍのものを用いた。その分散量は上記水溶液１００ｃｍ³に対して２５ｇとした。ＬｉＳｔを分散させた水溶液をさらにボールミル式粉砕装置で微細化処理（テフロンコート鋼球：１００時間）した。こうして得られた原液を２０倍に希釈して、最終濃度１％の水溶液を上記塗布工程に供した。

ＬｉＳｔの均一な被膜が内面に形成された各金型のキャビティへ前述した各種原料粉末を自然充填した（充填工程）。原料粉末は、金型と同温の１５０℃に乾燥機で予め加熱しておいた。
金型に充填された各原料粉末を各種成形圧力で成形して粉末成形体を得た（温間加圧成形工程）。いずれの成形圧力の場合であっても、金型の内面にかじり等を生じることはなく、低い抜出力で粉末成形体を金型から容易に取出すことができた。

なお、一部の試料は、内部潤滑剤であるＬｉＳｔを０．８％添加し混合した混合粉末を原料粉末として使用した。これに通常の室温成形を施して、粉末成形体を得た（表５参照）。純鉄粉等とＬｉＳｔ（粉末状）との混合は、Ｖ型ミキサーや回転ボールミルで行った。また、金型潤滑温間加圧成形法以外の成形方法を採用したときは、金型の損傷を防止するために、成形圧力を３９２ＭＰａ、４９０ＭＰａ、５８８ＭＰａおよび６８６ＭＰａの４段階とした。

（３）得られた各粉末成形体を、連続焼結炉（関東冶金工業製オキシノン炉）を用いて、１１５０℃または１２５０℃の窒素ガス雰囲気中でそれぞれ焼結させた（焼結工程）。均熱保持時間は３０分とし、焼結後の冷却速度は４０℃／ｍｉｎ（０．６７℃／秒）であった。なお、その焼結炉内は、ＣＯ濃度で５０〜１００ｐｐｍ（酸素分圧に換算で１０−１９〜１０−２１Ｐａ相当）の極低酸素分圧雰囲気とした。こうして各種の鉄基焼結合金からなる、φ２３ｍｍの円柱型試料と、１０ｘ５５ｍｍの抗折試験片型試料を得た。

（実施例の測定）
（１）上記円柱型試料を用いて、その焼結前後の重量と寸法から、成形体密度、焼結体密度および寸法変化（外径の変化）を計算で求めた。

（２）上記抗折試験片型試料を用いて、支点間距離４０ｍｍの三点曲げにより抗折試験を行った。これにより、各試料の折断までの強度（抗折力）とたわみを求めた。
また、抗折試験片型試料の側面の硬さを、ビッカース硬さ計により荷重３０ｋｇで測定した。

（実施例の内容と評価）
（１）第１実施例（試料Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ１４、試料Ｎｏ．Ｅ００〜Ｅ０３）
前述した純鉄粉とＦｅ−７５．６％Ｍｎ粉末およびＦｅ−７６．４％Ｓｉ粉末からなる強化粉末と黒鉛粉末とを混合した種々の組成の原料粉末を用いて、金型潤滑温間加圧成形法により粉末成形体を成形し、その粉末成形体を焼結して試料Ｎｏ．Ｅ１〜１４を得た。得られた粉末成形体および焼結体（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系鉄基焼結合金）の各特性を各配合組成と共に表１Ａおよび表１Ｂに示した。表中の粉末成形体の特性（密度）は、１１５０℃で焼結した粉末成形体のものを代表的に示した（以下、同様）。１２５０℃で焼結した粉末成形体の特性も１１５０℃で焼結した粉末成形体のものと殆ど一致しており、両者の間に実質的に相違はなく、粉末成形体の特性は非常に安定していた。

なお、試料Ｎｏ．Ｅ００は強化粉末なしのＦｅ−Ｃ系鉄基焼結合金の場合であり、試料Ｎｏ．Ｅ０１〜０３は強化粉末の替わりに前述したＦｅ−１０％Ｃｕ粉末を使用したＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系鉄基焼結合金の場合である。

試料Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ５は、Ｍｎ＋Ｓｉ量を２％で一定としつつ、その割合（組成比）を種々変更したものである。Ｍｎ／Ｓｉが３〜１／３にある試料Ｎｏ．Ｅ２〜４はいずれも、試料Ｎｏ．Ｅ０２（Ｃ量が試料Ｎｏ．Ｅ２等と同じ０．６％、Ｃｕ量もそれらのＭｎ＋Ｓｉ量と同じ２％）に対して、同等以上の強度が得られることが確認された。

一方、試料Ｎｏ．Ｅ１や試料Ｎｏ．Ｅ５のように、ＭｎまたはＳｉの一方のみを含有する場合は、試料Ｎｏ．Ｅ０２と同程度の強度に留まった。試料Ｎｏ．Ｅ１のようにＭｎのみでは、寸法変化量がプラス側に大きくなった。一方、試料Ｎｏ．Ｅ２〜Ｅ５のように、Ｓｉを含む場合は、その寸法変化が小さく寸法安定性に優れることも分かった。特に試料Ｎｏ．Ｅ３のように、Ｓｉ量が１％程度の場合、その寸法変化は殆ど零であった。

試料Ｎｏ．Ｅ６〜Ｅ１４は、Ｍｎ／Ｓｉ＝１で一定とし、Ｍｎ＋Ｓｉ量およびＣ量を変化させたものである。Ｃ量を固定して観ると、試料Ｎｏ．Ｅ９〜Ｅ１１のようにＭｎ＋Ｓｉ量が２％のとき、焼結体の強度がいずれも最高となっているのが分かる。また、試料Ｎｏ．Ｅ９〜１１と試料Ｎｏ．Ｅ０１〜０３と比較すると、Ｃ量が同じである限り、ＣｕよりもＭｎおよびＳｉを含む方が、より高強度の焼結体が得られることも分かった。

さらに、ＭｎおよびＳｉによって強化された焼結体は、Ｃｕによって強化された焼結体よりも、たわみ量が大幅に向上しており、非常に優れた延性を示すことも分かった。また、試料Ｎｏ．Ｅ６〜８と試料Ｎｏ．Ｅ０１〜０３と比較すれば分かるように、Ｃ量が同じなら、Ｃｕよりも少ないＭｎ＋Ｓｉの使用で、より高強度で高延性の焼結体が得られることも明らかとなった。なお、上述したいずれの傾向も、焼結温度が１１５０℃でも１２５０℃でも同じであった。

（２）第２実施例（試料Ｎｏ．Ｅ１７〜Ｅ２７）
前述した純鉄粉とＦＭＳ粉末（Ｉ番、II番およびIII番）と黒鉛粉末とを混合した種々の組成の原料粉末を用いて、金型潤滑温間加圧成形法により粉末成形体を成形し、その粉末成形体を焼結して試料Ｎｏ．Ｅ１７〜Ｅ２７を得た。得られた粉末成形体および焼結体（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系鉄基焼結合金）の各特性を各配合組成と共に表２Ａおよび表２Ｂに示した。なお、ここで用いたＦＭＳ粉末は、Ｍｎ＋Ｓｉ量を６６％（粉末全体：１００％）で一定として、Ｍｎ／Ｓｉを２〜１／２の範囲で変化させたものである。

ＦＭＳ粉末の配合量が２％と一定でＣ量がそれぞれ異なる試料Ｎｏ．Ｅ１８〜Ｅ２０と、それらとＭｎ＋Ｓｉ量が同程度の範囲にある試料Ｎｏ．Ｅ６〜Ｅ８または試料Ｎｏ．Ｅ９〜Ｅ１１とを比較すると、試料Ｎｏ．Ｅ１８〜Ｅ２０の方が強度および延性共に優れていた。つまり、強化粉末をＦｅ−Ｍｎ粉末やＦｅ−Ｓｉ系粉末として配合するよりも、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末として配合する方が機械的特性に優れた焼結体が得られることが分かった。この傾向は、焼結温度が１１５０℃でも１２５０℃でも同じであった。

Ｃ量が同じ試料Ｎｏ．Ｅ１７、Ｅ１９、Ｅ２７と試料Ｎｏ．Ｅ２１〜Ｅ２６とを比較すると、Ｉ番のＦＭＳ粉末を使用した場合、焼結温度に拘らず、ＦＭＳ粉末量の増加と共に強度が増加した。II番のＦＭＳ粉末を使用した場合、焼結温度が１１５０℃のときはＦＭＳ粉末が２％で焼結体の強度が最大となり、焼結温度が１２５０℃のときはＦＭＳ粉末が３％で強度が最大となった。III番のＦＭＳ粉末を使用した場合、焼結温度に拘らず、ＦＭＳ粉末が２％で焼結体の強度が最大となった。

試料Ｎｏ．Ｅ１７〜Ｅ２７はいずれも寸法が安定していた。特に、試料Ｎｏ．Ｅ０１〜Ｅ０３のＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系焼結体や試料Ｎｏ．Ｅ１のＦｅ−Ｍｎ−Ｃ系焼結体と比較すると分るように、Ｃ量の変化や成形圧力の変化に対する寸法変化は非常に小さく、優れた寸法安定性を示した。ＦＭＳ粉末量の増加に伴って焼結体の寸法は増加（つまり膨張）する傾向にあるが、試料Ｎｏ．Ｅ２１〜２３からも分るようにII番のＦＭＳ粉末を使用したときは、寸法変化はＦＭＳ粉末量に殆ど影響受けず、非常に安定していた。従って、Ｍｎ／Ｓｉ＝１／２程度（Ｍｎ／Ｓｉ＝０．３〜０．７）のＦＭＳ粉末を適量使用すると、寸法安定性の点から特に好ましいと思われる。なお、上述したいずれの傾向も、焼結温度が１１５０℃でも１２５０℃でも同じであった。

（３）第３実施例（試料Ｎｏ．Ｅ４６〜Ｅ６０）
前述した純鉄粉とＦＭＳ粉末（Ｖ番、VI番およびVII番）と黒鉛粉末とを混合した種々の組成の原料粉末を用いて、金型潤滑温間加圧成形法により粉末成形体を成形し、その粉末成形体を焼結して試料Ｎｏ．Ｅ４６〜Ｅ６０を得た。得られた粉末成形体および焼結体（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系鉄基焼結合金）の各特性を各配合組成と共に表３Ａおよび表３Ｂに示した。なお、Ｍｎ＋Ｓｉ量が８０％（粉末全体：１００％）一定で、Ｍｎ／Ｓｉが３〜１のＦＭＳ粉末を使用し、Ｃ量は０．６％で一定とした。VI番のＦＭＳ粉末のＳｉ量が３３％となっているのは、狙いの３０％から組成が多少ずれただけでありそのこと自体に特別な意図はない。

試料Ｎｏ．Ｅ４６〜Ｅ５０から分るように、Ｖ番のＦＭＳ粉末を使用した場合は、ＦＭＳ粉末が２％のとき（試料Ｎｏ．Ｅ４８）に強度が最大となった。試料Ｎｏ．Ｅ５１〜Ｅ５５から分るように、VI番のＦＭＳ粉末を使用した場合は、ＦＭＳ粉末が２．５％のとき（試料Ｎｏ．Ｅ５４）に強度が最大となった。試料Ｎｏ．Ｅ５６〜Ｅ６０から分るように、VII番のＦＭＳ粉末を使用した場合は、ＦＭＳ粉末が３％のとき（試料Ｎｏ．Ｅ６０）に強度が最大となった。

焼結体の硬さは、いずれのＦＭＳ粉末を用いた場合であってもその量が増加する程硬くなった。逆に、たわみ（延性）は、いずれのＦＭＳ粉末を用いた場合であってもその量が増加する程低下した。また、寸法変化量は、いずれのＦＭＳ粉末を用いた場合であってもその量が増加する程増加した。なお、上述したいずれの傾向も、焼結温度が１１５０℃でも１２５０℃でも同じであったが、焼結温度が高温とき（１２５０℃）の方が強度、延性および寸法安定性のいずれの特性も優れていた。

以上の結果を、焼結温度毎にＭｎ量に関して整理したものを図１〜図６に示す。図１および図２はＭｎ量と抗折力の関係を示し、図３および図４はＭｎ量とたわみ量との関係を示し、図５および図６はＭｎ量と焼結前後の寸法変化量の関係を示す。

ＦＭＳ粉末の配合量で観れば、抗折力が最高となる複数の配合量が存在したが、図１および図２から分るように、焼結体の全体組成としてみれば、いずれもＭｎ量が１．２％付近で抗折力が最高値を示す傾向が明らかとなった。一方、たわみ量および寸法変化は、ＦＭＳ粉末量の増加に伴ってほぼ単調に減少した。これらの結果から、焼結体（鉄基焼結合金）全体を１００％として、Ｍｎ量の上限は１．５％以下、１．４％、１．３％さらには１．２％とするのが好ましい。一方、Ｓｉ量の上限は２．０％さらには１．５％とするのが良い。

（４）第４実施例（試料Ｎｏ．Ｅ３１、Ｅ４４、Ｅ４５）
ＦＭＳ粉末の粒径と焼結温度が焼結体の特性に及す影響を次のように調査した。
先ず、VI番のＦＭＳ粉末を−２５０メッシュ（粒径６３μｍ以下）、−３５０メッシュ（粒径４５μｍ以下）および−５００メッシュ（粒径２５μｍ以下）にそれぞれ機械粉砕したものを用意した。選別は篩い分けによって行った。

ちなみに、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系鋳塊（ＦＭＳ鋳塊）は脆いため、それを機械粉砕することでＦＭＳ粉末を容易に得ることができる。但し、IV番の組成をもつＦＭＳ鋳塊（ＭｎおよびＳｉ量が少なく比較的延性が高いもの）は、機械粉砕のみで−２５０メッシュ（−６３μｍ以下）の微粉にするのは容易ではなかった。

次に、上記３種の粒径をもつそれぞれのＦＭＳ粉末と、前述した純鉄粉および黒鉛粉末とを混合して、Ｆｅ−２ＦＭＳVI−０．６Ｃ組成の原料粉末を調製した。各原料粉末を金型潤滑温間加圧成形法によって粉末成形体に成形し、その粉末成形体を焼結して試料Ｎｏ．Ｅ３１、Ｅ４４およびＥ４５を得た。得られた粉末成形体および焼結体（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系鉄基焼結合金）の各特性を表４に示した。

粒径の小さいＦＭＳ粉末を用いる程、焼結体の強度は向上したが、ＦＭＳ粉末の粒度が焼結体の硬さ、たわみ量、寸法変化に与える影響は小さかった。

一方、焼結温度が高くなる程、いずれの粒度のＦＭＳ粉末を用いた場合でも、強度、硬さ、延性（たわみ）ともに向上した。粒度が−２５０メッシュ程度のＦＭＳ粉末を用いた焼結体であれば、比較材であるＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系焼結体（試料Ｎｏ．Ｅ０２）の強度を十分上回ることも分った。勿論、さらに細かなＦＭＳ粉末を使用するば、従来の焼結体よりも一層高強度な焼結体が得られた。

（５）第５実施例
高密度成形が可能な金型潤滑温間加圧成形法とは異なる成形方法（一般的な成形方法）により粉末成形体を成形し、その粉末成形体を焼結させた。こうして得られた試料Ｎｏ．Ｅ４１、Ｅ４２およびＥ０４の粉末成形体および焼結体の各特性を各配合組成と共に表５に示した。

試料Ｎｏ．Ｅ４１およびＥ４２は、VI番のＦＭＳ粉末（−２５０メッシュ粉末）を使用したＦｅ−２ＦＭＳVI−０．８Ｃ組成の原料粉末に、０．１％および０．８％の内部潤滑剤（ＬｉＳｔ）をそれぞれに添加して成形、焼結したものである。試料Ｎｏ．Ｅ４１は、０．１％の内部潤滑剤を含んでいるが、上述の金型潤滑温間加圧成形法と同じ成形条件で成形したものであり、試料Ｎｏ．Ｅ４２は、金型潤滑なしの室温成形法により成形したものである。

試料Ｎｏ．Ｅ０４は、Ｆｅ−２Ｃｕ−０．８Ｃ組成の原料粉末に０．８％の内部潤滑剤（ＬｉＳｔ）を添加して室温成形して（試料Ｎｏ．Ｅ４２と同様）、焼結したものである。焼結工程はいずれも、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃ系焼結体の一般的な焼結条件に併せて、Ｎ２−５％Ｈ２雰囲気で１１４０℃ｘ２０分間行った。焼結後の試料の冷却速度は約４０℃／ｍｉｎであった。

金型潤滑温間加圧成形法以外の一般的な成形方法により成形した場合であっても、また、極低酸素分圧の窒素ガス雰囲気ではないＮ２−５％Ｈ２雰囲気で焼結した場合であっても、ＦＭＳ粉末を用いたＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系焼結体（試料Ｎｏ．Ｅ４１、Ｅ４２）は、従来のＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系焼結体（試料Ｎｏ．Ｅ０４）と同等以上の強度や延性を示すことが明らかとなった。

これらの結果を焼結体密度で整理した結果を図７および図８に示す。図７は焼結体密度と抗折力の関係を示し、図８は焼結体密度とたわみ量の関係を示す。抗折力およびたわみ量のいずれも焼結体密度の増加と共にほぼ単調に増加（比例）することが確認された。さらに試料Ｎｏ．Ｅ４２と試料Ｎｏ．Ｅ０４の焼結体について３点曲げ疲労試験を行った結果を図９に示した。これより、本発明に係る焼結体は従来の焼結体と同等以上の耐疲労性を有していることが確認された。

Ｂ：第６実施例〜第８実施例
（試料の製造）
（１）Ｆｅ系粉末である鉄合金粉（ヘガネス社製ＡｓｔａｌｏｙＣｒＭ：粒径２０〜１８０μｍおよびヘガネス社製ＡｓｔａｌｏｙＭｏ：粒径２０〜１８０μｍ）および前述した純鉄粉（ヘガネス社製ＡＳＣ１００．２９）と、強化粉末である前述のＦＭＳ粉末と、Ｃ系粉末である前述のＧｒ粉末とを用意した。鉄合金粉であるＡｓｔａｌｏｙＣｒＭの組成はＦｅ−３Ｃｒ−０．５Ｍｏ（質量％）であり、ＡｓｔａｌｏｙＭｏの組成はＦｅ−１．５Ｍｏ（質量％）である。ＦＭＳ粉末は前述した表６のVI番、VII番およびVIII番の粉末を使用した。ＦＭＳ粉末の製法、分級、粒径等は前述した通りである。
これらの各種粉末を所望組成となるように配合し、ボールミル式回転混合を十分に行って、各試料毎に均一な混合粉末からなる原料粉末を用意した。

（２）粉末成形体は、前述した金型潤滑温間加圧成形法により製造した。各種条件等は基本的に同様である。但し、粉末成形体の形状は、φ２３ｍｍの円柱型および図１０に示す引張試験片形状とした。これらの形状に応じたキャビティを有する２種の超硬製金型を用意して、金型潤滑温間加圧成形を行った。

（３）得られた各粉末成形体を、連続焼結炉（関東冶金工業製オキシノン炉）を用いて、１１５０℃、１２５０℃または１３５０℃の窒素ガス雰囲気中でそれぞれ焼結させた（焼結工程）。均熱保持時間（加熱工程の時間）、焼結後の冷却速度（冷却工程の速度）、焼結炉内の雰囲気も前述の場合と同様とした。
但し、得られた試料は、前述したように、φ２３ｍｍの円柱型試料と、図１０に示した引張試験片型試料である。そして、引張試験片型試料については、大気中雰囲気で２００℃×６０分の加熱を行った（焼戻工程）。

（実施例の測定）
（１）上記円柱型試料を用いて、その焼結前後の重量と寸法から、成形体密度、焼結体密度および寸法変化（外径の変化）を計算で求めた。

（２）上記引張試験片型試料を用いて、標点間距離を２２ｍｍとし、インストロン試験機による引張速度を０．５ｍｍ／分として引張試験を行った。硬さは、引張試験片型試料のチャック部をビッカース硬さ計により荷重３０ｋｇで測定した。

（実施例の内容と評価）
（１）第６実施例（試料Ｎｏ．Ｅ１３７〜Ｅ１４４）
前述したＡｓｔａｌｏｙＣｒＭに、Ｇｒ粉末を０．５質量％、各ＦＭＳ粉末を１質量％の割合で配合、混合した原料粉末を用いて、種々の粉末成形体を成形した。これらの粉末成形体を１２５０℃で焼結させて焼結体（Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃ系鉄基焼結合金）とし、試料Ｎｏ．Ｅ１３７〜Ｅ１４４を得た。得られた粉末成形体および焼結体のそれぞれの特性を配合組成と共に表７に示した。ちなみに、ＦＭＳ粉末のVI番、VII番およびVIII番は、それぞれ、Ｍｎ／Ｓｉの比を１．５、１および０．６に変化させたものである。
表７に示したデータに基づいて、引張強さ（Ｍｐａ）および伸び（％）のＦＭＳ粉末の組成の相違による影響を図１１および図１２に示した。図１１および図１２から次のことが解る。

ＦＭＳ粉末を使用した試料（Ｅ１３１、Ｅ１４３、Ｅ１４４）は、ＦＭＳ粉末を使用していない試料（Ｅ１３７）よりも、引張強さが２００〜３００Ｍｐａ程度向上した。特に、成形圧力が７８４Ｍｐａの場合であっても、ＦＭＳ粉末を使用した試料は、概ね１５００Ｍｐａ以上の引張強さを示した。勿論、成形圧力を１１７６Ｍｐａとした試料は、１６００Ｍｐａをゆうに超える一層高い引張強さを示した。従って、ＦＭＳ粉末による鉄基焼結合金の高強度化は、ＦＭＳ粉末の種類や成形圧力の大小を問わないことも解った。しかも本実施例の場合、焼結工程の冷却工程で強制冷却を行うまでもなく、通常の冷却速度で超高強度の鉄基焼結合金が得られた。また、本実施例の焼結体の寸法変化は、ベースとなる試料Ｎｏ．Ｅ１３７と同等以下でもあった。
従って、本実施例に係るＦＭＳ粉末を使用した各鉄基焼結合金は、いずれも超高強度であると共に寸法変化が小さく、製造コストの低減を図れるものである。

（２）第７実施例
前述した純鉄粉または鉄合金粉と、０．５質量％のＧｒ粉末と、１質量％のＦＭＳ粉末（VI番）を用いて、表８に示す各種の試料を製造した。粉末成形体の成形圧力は７８４Ｍ
ｐａまたは１１７６Ｍｐａとし、粉末成形体の焼結温度は１２５０℃とした。こうして得られた各試料を用いて、ＦＭＳ粉末を原料粉末中に混在させた試料とそうでない試料とで、焼結前後におけるＣ量の変化を測定した。各試料の特性をその組成および成形圧力と併せて表８に示した。なお、Ｃ量は、燃焼−赤外線吸収法により求めた。
表８から、ＦＭＳ粉末を使用しない試料では、その組成に拘わらず、配合したＣ量（Ｇｒ量）の６〜１４％が減少することが解った。特に成形圧力が１１７６Ｍｐａの場合よりも、７８４Ｍｐａの場合の方がＣ量の減少幅が大きかった。一方、ＦＭＳ粉末を使用した試料では、Ｃ量の減少幅は２〜６％と僅かであった。特に、１１７６Ｍｐａの高圧で成形した場合、Ｃ量の減少幅は２〜４％と小さかった。

このようにＦＭＳ粉末を使用することで、焼結により減少するＣ量が極端に少なくなり、配合したＣ量の殆どが鉄基焼結合金中に残留することが解った。しかも、成形圧力が大きい粉末成形体からなる試料ほど、減少Ｃ量が少なく残量Ｃ量が多くなることも明らかとなった。従って、ＦＭＳ粉末を使用することで、Ｃ量の減少分を見込んでＧｒ粉末を予め余分に配合しておく必要がないか、またはその過剰分の低減を図ることができる。従って、使用するＧｒ粉末の歩留りが向上して鉄基焼結合金の原料コストの低減を図れる。さらには、所望組成の鉄基焼結合金を得ることが容易になり、大量生産した場合であっても、強度や寸法等が安定した高品質の鉄基焼結合金が得られ、その品質管理が容易となる。

ＡｓｔａｌｏｙＣｒＭ粉末と０．５質量％のＧｒ粉末とを用いた各種試料の特性から、粉末成形体の成形体密度と焼結体の炭素量との関係を図１３に示した。この図から、ＦＭＳ粉末を含む場合（ＡｓｔａｌｏｙＣｒＭ−１％ＦＭＳVI−０．５Ｃ）は、粉末成形体の
成形体密度の上昇に伴って焼結後のＣ量も増加し（つまり、焼結前後のＣ変化量が小さくなり）、成形体密度が７．４ｇ／ｃｍ３（密度比９４％）以上になると、Ｃ量は殆ど減少しない（減少幅は２％以下程度となる）ことが解った。これに対して、ＦＭＳ粉末を含まない場合（ＡｓｔａｌｏｙＣｒＭ−０．５Ｃ）は、粉末成形体の成形体密度が減少すると、急激に焼結後のＣ量も減少すること（つまり、焼結前後のＣ変化量が急激に大きくなること）が解った。さらにこの場合、成形体密度が７．４ｇ／ｃｍ３以上となっても、Ｃ量の減少幅は６％以下にはならないことも解った。従って、ＦＭＳ粉末を原料粉末に含有させることで、成形体密度の広範囲な領域で、Ｃ量の歩留りを高めることができる。

（３）第８実施例
前述した鉄合金粉（ＡｓｔａｌｏｙＣｒＭ）と、Ｇｒ粉末と、ＦＭＳ粉末（VI番）を用
いて、各粉末の配合量、成形圧力および焼結温度がそれぞれ異なる各種の試料を製造した。各試料の各種特性をその組成および成形圧力と併せて表９〜１１に示した。表９、表１０および表１１は、焼結温度をそれぞれ１１５０℃、１２５０℃および１３５０℃とした場合である。また、表１０に示した試料（成形圧力：７８４Ｍｐａ）データに基づいて、Ｇｒ粉末の配合量（配合Ｃ量）と引張強さまたは伸びとの関係をそれぞれ図１４および図１５に示した。

先ず図１４から、原料粉末中にＦＭＳ粉末を含有する場合、Ｇｒ粉末が０．４〜０．６質量％のときに引張強さが最大値を示すことが解る。また、ＦＭＳ粉末の配合量が多い組成ほど、引張強さの最大値はより大きくなった。この傾向は、ＦＭＳ粉末の配合量、成形圧力および焼結温度が相違してもほぼ成立する。次に、ＦＭＳ粉末の配合量が増加するほど、配合Ｃ量のより少ない領域で引張強さが最大値を示すことも明らかとなった。この傾向も、成形圧力や焼結温度が相違してもほぼ成立する。また、ＦＭＳ粉末を含有する場合としない場合とを比較すれば明らかなように、たとえ僅かでもＦＭＳ粉末を配合させることで、鉄基焼結合金の引張強さが急激に増加することも明らかとなった。特に、配合Ｃ量の少ない組成域でその効果は顕著である。

次に図１５から、伸びは配合Ｃ量の増加と共に低下することが解る。また、ＦＭＳ粉末を含むことによる伸びへの影響はほとんどなく、むしろ、ＦＭＳ粉末を含む試料の伸びはＦＭＳ粉末を含まない試料の伸びと大差ない。
従って、ＦＭＳ粉末を配合させることで、伸びの減少を回避しつつ引張強さを増大させた鉄基焼結合金を得ることができる。つまり、靱性を確保しつつも高強度な鉄基焼結合金が得られる。

表９〜表１１に示したように、焼結温度が上昇する程、より高強度の鉄基焼結合金が得られる傾向にある。一般的な焼結温度である１１５０℃では、特別な熱処理を施すまでもなく、１０００Ｍｐａ以上、１１００Ｍｐａ以上、１２００Ｍｐａ以上さらには１３００Ｍｐａ以上の鉄基焼結合金が得られている。焼結温度が１２５０℃の場合であれば、１４００Ｍｐａ以上、１５００Ｍｐａ以上さらには１６００Ｍｐａ以上の鉄基焼結合金が得られる。また、成形体密度が９６％以上の超高密度な粉末成形体を１３５０℃で焼結させた場合、１６００Ｍｐａ以上、１７００Ｍｐａ以上さらには１８００Ｍｐａ以上もの超高強度な鉄基焼結合金が得られる。

１１５０℃焼結体（鉄基焼結合金）のＭｎ量と抗折力の関係を示すグラフである。 １２５０℃焼結体のＭｎ量と抗折力の関係を示すグラフである。 １１５０℃焼結体のＭｎ量とたわみ量の関係を示すグラフである。 １２５０℃焼結体のＭｎ量とたわみ量の関係を示すグラフである。 １１５０℃焼結体のＭｎ量と寸法変化の関係を示すグラフである。 １２５０℃焼結体のＭｎ量と寸法変化の関係を示すグラフである。 焼結体密度と抗折力の関係を示すグラフである。 焼結体密度とたわみ量の関係を示すグラフである。 三点曲げ疲労試験結果を示すグラフである。 引張試験片形状を示す図である。 引張強さとＦＭＳ粉末組成の関係を示す図である。 伸びとＦＭＳ粉末組成の関係を示す図である。 成形体密度と焼結後の残留炭素（Ｃ）量の関係を示す図である。 配合炭素（Ｃ）量と引張強さの関係を示す図である。 配合炭素（Ｃ）量と伸びの関係を示す図である。

Claims (26)

1. 主に鉄（Ｆｅ）からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
   全体を１００質量％としたときに、
   炭素（Ｃ）が０．１〜１．０質量％であり、
   マンガン（Ｍｎ）が０．０１〜１．５質量％であり、
   該Ｍｎとケイ素（Ｓｉ）との合計が０．０２〜３．５質量％であり、
   主たる残部がＦｅであって、
   強度および寸法安定性に優れることを特徴とする鉄基焼結合金。
2. さらに、全体を１００質量％としたときに、クロム（Ｃｒ）を０．２〜５．０質量％含む請求項１または２に記載の鉄基焼結合金。
3. さらに、全体を１００質量％としたときに、モリブデン（Ｍｏ）を０．１〜３．０質量％含む請求項１〜３のいずれかに記載の鉄基焼結合金。
4. マルテンサイト組織を有する請求項２または３に記載の鉄基焼結合金。
5. 銅（Ｃｕ）を実質的に含まないＣｕフリー鉄基焼結合金またはニッケル（Ｎｉ）を実質的に含まないＮｉフリー鉄基焼結合金である請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基焼結合金。
6. 純鉄または鉄合金の少なくとも一方からなるＦｅ系粉末とマンガン（Ｍｎ）およびケイ素（Ｓｉ）を粉末全体として含有する強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、
   該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結工程とを備え、
   該焼結工程後に請求項１〜５に記載したいずれかの鉄基焼結合金が得られることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
7. 前記強化粉末は、ＭｎおよびＳｉの合金若しくは化合物からなるＭｎ−Ｓｉ系粉末１種または該Ｍｎ−Ｓｉ系粉末とＭｎの単体、合金若しくは化合物からなるＭｎ系粉末とＳｉの単体、合金若しくは化合物からなるＳｉ系粉末とから２種以上の粉末を組み合わせた複合粉末である請求項６に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
8. 前記Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、Ｆｅ、ＭｎおよびＳｉの合金または金属間化合物からなるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末である請求項７に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
9. 前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末は、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末全体を１００質量％として、Ｍｎが１５〜７５質量％、Ｓｉが１５〜７５質量％、ＭｎとＳｉとの合計が３５〜９５質量％であり、主たる残部がＦｅであり、酸素（Ｏ）は０．４質量％以下である請求項８に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
10. 前記Ｍｎと前記Ｓｉとの組成比（Ｍｎ／Ｓｉ）は、１／３〜３である請求項９に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
11. 前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末は、前記原料粉末全体を１００質量％としたときに、０．５〜５質量％含まれる請求項９または１０に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
12. 前記強化粉末は、粒径が１００μｍ以下の粒子からなる請求項６に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
13. 前記原料粉末は、さらに黒鉛（Ｇｒ）粉末を含む請求項６に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
14. 前記成形工程は、高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型へ前記原料粉末を充填する充填工程と、
    該金型内の原料粉末を温間で加圧して該金型内面に接する該原料粉末の表面に金属石鹸皮膜を生成させる温間加圧成形工程である請求項６に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
15. 前記焼結工程は、酸素分圧が１０−１９Ｐａ以下に相当する極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気内で行う工程である請求項６に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
16. 主に鉄（Ｆｅ）からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
    全体を１００質量％としたときに、
    Ｃｒが０．２〜５．０質量％であり、
    Ｍｏが０．１〜１質量％であり、
    Ｍｎが０．１〜１．２質量％であり、
    Ｓｉが０．１〜１．２質量％であり、
    Ｃが０．１〜０．７質量％であり、
    主たる残部がＦｅからなる強度および寸法安定性に優れることを特徴とする鉄基焼結合金。
17. マルテンサイト組織を有する請求項１６に記載の鉄基焼結合金。
18. 理論密度（ρ０’）に対する嵩密度（ρ’）の比である焼結体密度比（ρ’／ρ０ ’ｘ１００％）が９２％以上である請求項１または１６に記載の鉄基焼結合金。
19. ＣｒおよびＭｏを含有し主たる残部がＦｅからなるＦｅ系粉末とＣを主成分とするＣ系粉末とＭｎおよびＳｉを粉末全体として含有する強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、
    該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結工程とを備え、
    該焼結工程後に請求項１６に記載した鉄基焼結合金が得られることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
20. 前記Ｃ系粉末は、Ｇｒ粉末である請求項１９に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
21. 前記強化粉末は、Ｆｅ、ＭｎおよびＳｉの合金または金属間化合物からなるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末である請求項１９に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
22. 前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末は、粒径が６３μｍ以下の粒子からなる請求項２１に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
23. 前記成形工程は、理論密度（ρ０’）に対する粉末成形体の嵩密度（ρ）の比である成形体密度比（ρ／ρ０ ’ｘ１００％）が９２％以上の粉末成形体を得る工程である請求項１３または２０に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
24. 前記成形工程は、高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型へ前記原料粉末を充填する充填工程と、該金型内の原料粉末を温間で加圧して該金型内面に接する該原料粉末の表面に金属石鹸皮膜を生成させる温間加圧成形工程とからなる請求項２３に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
25. 前記焼結工程は、１１００〜１３７０℃の不活性ガス雰囲気で加熱を行う加熱工程と、
    該加熱工程後に冷却速度が１℃／秒以下の冷却を行う冷却工程とからなり、
    該冷却工程後に請求項１７に記載の鉄基焼結合金が得られる請求項１９に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
26. 前記不活性ガス雰囲気は、酸素分圧が１０−１９Ｐａ以下に相当する極低酸素分圧の窒素ガス雰囲気である請求項２５に記載の鉄基焼結合金の製造方法。

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