JP2014185380A - 鉄基焼結合金及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い機械的強さとともに高い靱性を有するとともに安価な鉄基焼結合金及びその製造方法を提供する。
【解決手段】全体組成が、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．５％、Ｃ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、気孔を除く基地面積の５〜７０％のマルテンサイト相と、２５〜９０％のベイナイト相の金属組織を示すことを特徴とする鉄基焼結合金とする。全体組成においてＳｉが、０．６５質量％以下含む鉄基焼結合金。Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末、Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末からなる群より少なくとも１種と黒鉛粉末を混合して、前記の質量比の組成の粉末を混合して原料粉末と金型で圧縮成型し、焼結することを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
【選択図】なし
【解決手段】全体組成が、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．５％、Ｃ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、気孔を除く基地面積の５〜７０％のマルテンサイト相と、２５〜９０％のベイナイト相の金属組織を示すことを特徴とする鉄基焼結合金とする。全体組成においてＳｉが、０．６５質量％以下含む鉄基焼結合金。Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末、Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末からなる群より少なくとも１種と黒鉛粉末を混合して、前記の質量比の組成の粉末を混合して原料粉末と金型で圧縮成型し、焼結することを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
【選択図】なし
Description
本発明は、鉄を主成分とする原料粉末を金型内で圧縮成形して得られた圧粉体を焼結することにより得られる鉄基焼結合金及びその製造方法に係り、特に焼結後の焼結体のままで高い機械的強さと靱性を有する鉄基焼結合金及びそれを製造する方法に関するものである。
原料粉末を金型内で圧縮成形して得られた圧粉体を焼結する、いわゆる粉末冶金法は、ニアネットシェイプに造形できるので、後の機械加工による削り代が少なく材料損失が小さいこと、また一度金型を作製すれば同じ形状の製品が多量に生産できること、通常の溶解して製造される合金で得ることができない特殊な合金を製造できること等の理由から経済性に優れているという特徴があり、このため自動車部品等に広く適用されている。
例えば、自動車の変速機構に用いられるシンクロナイザーハブは、入・出力軸、スリーブ、リングとの摺動により曲げ、引っ張りなどの力を受けつつ作動するとともに、変速操作にともない相手部材と噛み合う際に衝撃を受けることから、高い機械的強さとともに高い靱性が求められる。このようなシンクロナイザーハブにおいても特許文献１等のように粉末冶金法の適用が進んでいる。
特許文献１に記載の焼結合金は、質量比で、Ｎｉ：２〜６％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．６〜１．６％、Ｃ：０．１〜０．８％及び残部Ｆｅの組成であり、原料粉末としてＮｉ：２〜６％、Ｃｕ：１〜３％、Ｍｏ：０．４〜０．６％及び残部Ｆｅの組成の部分拡散合金粉末に０．１〜０．８％の黒鉛粉末とモリブデン粉末０．２〜１％を配合した混合粉末を用いるものである。このような特許文献１に記載の焼結合金において、ＮｉはＭｏ、Ｃｕとともに基地の焼入れ性に寄与してマルテンサイトやベイナイトなどの硬い相の形成に寄与するとともに、ニッケルに富むオーステナイト相を形成して機械的特性と靱性を兼ね備えたものとするために用いられる。
しかしながら、各種製品における近年の低価格化の趨勢に対応するため、焼結部品においても更に低廉化の要求が大きくなってきている。その一方で、Ｎｉ等の金属は地金の価格が高騰しており、Ｎｉを必須成分として含有する特許文献１に替わる安価な鉄基焼結合金が求められている。このことから、本発明は、高い機械的強さとともに高い靱性を有する安価な鉄基焼結合金及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の焼結合金は、Ｎｉに替わる焼入れ性改善のための合金化元素として、Ｍｏ及びＭｎを用いることを第１の骨子とするともに、機械的強さに優れるが靱性に乏しいマルテンサイト相と、機械的強さはマルテンサイト相よりも劣るがマルテンサイト相より靱性の高いベイナイト相の比率を調整した金属組織とすることにより、高い機械的強さと靱性を兼ね備えたものとしたことを第２の骨子とする。
具体的に、本発明の鉄基焼結合金は、全体組成が、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．５％、Ｃ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、気孔を除く基地面積の５〜７０％のマルテンサイト相と、２５〜９０％のベイナイト相の金属組織を示すことを特徴とする。
また、本発明の焼結合金の製造方法は、上記のＭｏ及びＭｎを用いるにあたり、ＭｏをＦｅ−Ｍｏ合金粉末の形態として主原料粉末として用い、これにＭｎをＦｅ−Ｍｎ合金粉末の形態で付与するとともに、銅粉末若しくは銅合金粉末、及び黒鉛粉末を添加した原料粉末としたことを骨子とする。
なお、本発明における”主原料粉末“とは、一般的に使用されている主原料粉末の意味と同義であって、使用する粉末材料の内、最も使用量の多い原料粉末を指すものである。
具体的に、本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、Ｍｏを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末と、Ｃｕ粉末、液相発生温度が１１２０℃以下のＣｕ−Ｍｎ合金粉末及び液相発生温度が１１２０℃以下のＦｅ−Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末からなる群より選ばれる少なくとも１種と、黒鉛粉末とを配合及び混合して、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．５％、Ｃ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物の組成を有する原料粉末を得る原料粉末混合工程と、前記原料粉末混合工程で得られた前記原料粉末を金型内で圧縮成形する成形工程と、前記成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中、１１２０〜１２００℃の範囲で保持して焼結するとともに、前記保持後の冷却過程において９００〜２００℃への冷却の平均冷却速度が１０〜６０℃／分の速度で冷却する焼結工程とを有することを特徴とする。
本発明の鉄基焼結合金は、金属組織を調整して高い機械的強さと靱性を兼ね備えたものであり、シンクロナイザーハブ等の繰り返し衝撃を受ける機械部品に好適なものである。
また、本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、原料に高価なＮｉを含まず、焼結工程のみで上記の金属組織として、焼入れ工程を行わないことから安価に製造可能であり上記の機械部品を安価に製造することができる。
本発明の焼結合金は、Ｎｉに替わる焼入れ性改善のための合金化元素として、Ｍｎ及びＭｏを用いる。Ｍｎ及びＭｏは、Ｎｉよりも臨界冷却速度に及ぼす影響が大きい元素で、少量の添加で鉄基地の焼入れ性を向上できる。またこれらの合金元素は鉄基地中で特殊炭化物を形成し、結晶粒の成長を抑制して鉄基地の機械的強さの向上に寄与する。Ｍｎ及びＭｏは、それぞれＭｎ：０．５質量％未満、Ｍｏ：０．３質量％未満では焼入れ性改善の効果が乏しい。一方、Ｍｎ及びＭｏが、それぞれＭｎ：２．０質量％、Ｍｏ：１．６質量％を超えると、焼入れ性が向上しすぎて、後述するマルテンサイト相の量が過大となり、靱性が低下することとなる。
本発明の焼結合金は、金属組織として、機械的強さに優れるが靱性に乏しいマルテンサイト相と、機械的強さはマルテンサイト相よりも劣るがマルテンサイト相より靱性の高いベイナイト相の混合組織とするとともに、金属組織断面を観察したとき、気孔を除く基地面積の５〜７０％をマルテンサイト相とし、２５〜９０％をベイナイト相とする。マルテンサイト相が５％に満たないと焼結合金の機械的強さが乏しい。一方、マルテンサイト相が７０％を超えると焼結合金の靱性が乏しくなる。また、マルテンサイト相の残部としてベイナイト相が２５％未満であると焼結合金の靱性が乏しくなる。一方、ベイナイト相が９０％を超えると焼結合金の機械的強さが乏しくなる。
なお、本発明の焼結合金においては、マルテンサイト相とベイナイト相のみの混合組織とすることが好ましいが、これらの混合組織が９０％以上であれば、残部１０％未満がパーライト、ソルバイト及びフェライト等の組織であってもかまわない。
Ｍｏは鉄基地中への拡散速度が遅いことから主原料粉末となるＦｅ−Ｍｏ合金粉末の形態で付与される。一方、Ｍｎは鉄基地の硬さへの影響が大きいことから、主原料粉末に合金化させて与えると、原料粉末の圧縮性が損なわれる。このため、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の形態で主原料粉末であるＦｅ−Ｍｏ合金粉末に添加して付与される。Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の形態で付与されたＭｎは、焼結時に主原料であるＦｅ−Ｍｏ合金粉末に拡散して焼結合金の鉄基地を形成する。
しかしながら、Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末にＦｅ−Ｍｎ合金粉末を添加したのみでは、Ｍｎの拡散速度が遅く、焼結に過大な時間が必要となる。このため、本発明においてはＣｕを用い、Ｃｕを銅粉末若しくは銅合金粉末の形態で付与し、焼結時にＣｕの液相を発生させることで焼結を促進するとともに、Ｍｎの鉄基地への拡散を促進する。また、Ｃｕも臨界冷却速度を高くする効果があり、鉄基地の焼入れ性改善に寄与する。全体組成中のＣｕ量が０．４％に満たないと焼結時に発生する液相量が乏しく焼結促進及びＭｎ拡散の促進の効果が乏しくなる。一方、Ｃｕ量が１．５質量％を超えると焼入れ性改善の効果が大きくなり過ぎ、マルテンサイト相の量が過大となる。
なお、Ｃｕは銅合金粉末の形態で付与してもよいが、焼結時に液相を発生する必要があることから、Ｃｕが銅合金粉末の形態で付与される場合は、液相発生温度が焼結保持時間以下（後述するように１１２０℃以下）のものを用いる必要がある。
Ｃは鉄基地に固溶してマルテンサイト相やベイナイト相の形成に寄与する。Ｃも合金化して与えると粉末の圧縮性が損なわれることから、従来から行われているように、黒鉛粉末の形態で付与される。Ｃ量が０．１質量％に満たないと、上記の金属組織を得ることができない。その一方で、Ｃ量が０．８質量％を超えるとマルテンサイト相の硬さが増加しすぎてかえって機械的強さが低下することとなる。
上記の、主原料粉末となるＦｅ−Ｍｏ合金粉末に、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末、銅粉末若しくは銅合金粉末、及び黒鉛粉末を添加した原料粉末を用いて得られる焼結合金は、元のＦｅ−Ｍｎ合金粉末の周囲はＭｎ量が多く、元のＦｅ−Ｍｏ合金粉末の中心部あるいは元のＦｅ−Ｍｎ合金粉末が乏しい部分ではＭｎ量が少なくなり、Ｍｎ拡散量の濃淡が生じる。このＭｎ量の濃淡により上記の金属組織を形成する。すなわち、Ｍｎが拡散した部分がマルテンサイト相を形成するとともに、Ｍｎの拡散が少ない部分でベイナイト相を形成する。
ここで、ＥＰＭＡ装置により、金属組織断面を面分析したとき、Ｍｎの含有量が２０％以下となる部分の面積が断面面積率で８０％以上であると、上記割合の混合組織となる。
上記のＦｅ−Ｍｎ合金粉末は、Ｍｎ量が少ないとＦｅ−Ｍｎ合金粉末の添加量が多くなり上記のＭｎ量の濃淡を形成し難くなる。その一方でＭｎ量が過多であると、Ｆｅ−Ｍｏ合金基地に拡散するＭｎ量が乏しくなるとともに、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の圧縮性が低下して原料粉末の圧縮性が低下する。この観点からＦｅ−Ｍｎ合金粉末としては、Ｍｎ量が３５〜９０質量％のものを用いることが好ましい。
なお、Ｍｎは、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末として残留せずＦｅ−Ｍｏ合金に拡散することが好ましく、このためＦｅ−Ｍｎ合金粉末は、平均粒径が４５μｍ以下のものを用いることが好ましい。ただし、ごく一部にＭｎ量が多く、Ｍｏ量が僅かなＭｎリッチな部分が残留していてもよい。なお、上記の微粉末は、３２５メッシュの篩で篩って、篩目を通過する粉末を採取することで得ることができる。
さらに、原料粉末としては、Ｍｎの拡散を容易とするとともに、その偏析を防止するため、一般的に行われている偏析防止処理を行うことが好ましい。すなわち、Ｆｅ−Ｍｎ粉末を上記のように平均粒径が４５μｍ以下のものを用いるとともに、これをＦｅ−Ｍｏ合金粉末に５０％以上付着させた粉末を用いることが好ましい。
上記の原料粉末は、通常行われているように、製品の外周形状を形成する型孔を備えたダイと製品の下端面を形成する下パンチにより形成されるダイキャビティに充填され、製品の上端面を形成する上パンチと該下パンチとの間で原料粉末を圧粉成形して製品形状に成形される（成形工程）。
成形工程により得られた圧粉体は、焼結炉に投入されて、非酸化性雰囲気中、１１２０〜１２００℃の範囲で保持して焼結される。焼結保持温度が１１２０℃に満たないと原料粉末どうしの拡散が乏しく、焼結合金の機械的強さが乏しくなる。一方、焼結保持温度が１２００℃を超えるとＭｎの拡散が過度に生じて上記の金属組織を得ることが難しくなるとともに、液相発生量が過多となり型くずれが生じ易くなる。なお、保持時間は、例えば１０〜１８０分とすることができる。
上記の焼結温度に保持され焼結された焼結体は、焼結保持温度から１００℃以下、例えば室温まで冷却されて焼結炉から取り出される。この焼結保持後の冷却過程において９００〜２００℃への冷却を平均冷却速度が１０〜６０℃／分の速度で冷却することにより、上記金属組織の焼結合金を得ることができる。９００〜２００℃への冷却の際の平均冷却速度が６０℃／分より速いとマルテンサイト相の量が多くなりすぎることとなる。一方、この温度域の平均冷却速度が１０℃／分より遅いとマルテンサイト相の量が乏しくなる。
上記の焼結工程により得られた焼結合金は、上記の金属組織となり、そのまま使用可能であるが、マルテンサイト相が焼入れ直後のものと同様の硬い敏感なものであるため、１５０〜３００℃の温度に再加熱して炉冷する焼き戻し工程を追加することが好ましい。なお、焼き戻し工程は焼結後の冷却過程において、１００℃以下まで冷却した後、１５０〜３００℃の温度に加熱し保持する工程としてもよく、また、焼結炉内で冷却中に１５０℃以上３００℃以下の温度で保持する工程としてもよい。なお、保持時間は、例えば１０〜１８０分とすることができる。
上記の本発明の焼結合金においては、全体組成中にＳｉ：０．５質量％以下を追加することが好ましい。Ｓｉも臨界冷却速度を速くし焼入れ性を向上させる元素であり、焼結合金の焼入れ性向上に寄与する。また、Ｓｉは鉄基地中への拡散速度が速い元素であることから、上記のＦｅ−Ｍｎ合金粉末に合金化させてＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末の形態とすると、Ｓｉの拡散にともないＭｎがＦｅ−Ｍｏ合金中に拡散し易くなる。しかしながら、Ｓｉ量が０．５質量％を超えると焼入れ性改善の効果が大きくなりすぎてマルテンサイト量が過多となり易いため、その添加は０．５質量％以下に止めるべきである。
なお、ＳｉはＦｅ基地中に固溶した場合にＦｅ基地の硬さを著しく増加させる元素であり、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末の形態で付与する場合、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末中のＳｉ量が３０質量％を超えるとＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末の硬さが増大して原料粉末の圧縮性が低下することから、３０質量％以下とすることが好ましい。
［第１実施例］
Ｍｏ量が０．５５質量％で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、１００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が８８μｍのＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎ量が６０質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、２００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が１６μｍのＦｅ−Ｍｎ合金粉末及びＭｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、２００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が２１μｍのＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）と、２００メッシュ篩下の銅粉末と、３２５メッシュ篩下の黒鉛粉末を用意した。
Ｍｏ量が０．５５質量％で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、１００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が８８μｍのＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎ量が６０質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、２００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が１６μｍのＦｅ−Ｍｎ合金粉末及びＭｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、２００メッシュ篩下で平均粒径（Ｄ５０）が２１μｍのＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）と、２００メッシュ篩下の銅粉末と、３２５メッシュ篩下の黒鉛粉末を用意した。
上記のＦｅ−Ｍｏ合金粉末に、１質量％の上記銅粉末と、０．６質量％の上記黒鉛粉末を添加するとともに、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の配合比（割合）を表１に示す割合に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、原料粉末を成形圧力６００ＭＰａで成形し、縦１０ｍｍ、横６０ｍｍ、高さ１０ｍｍの角柱状圧粉体を作製した。次いで、窒素、水素混合ガス雰囲気中、１１６０℃で保持して焼結するとともに、９００〜２００℃への冷却の平均冷却速度を３０℃／分の速度で冷却して、試料番号０１〜２２の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表２に併せて示す。
得られた角柱状試料について、引張り試験片形状に機械加工して引張り試験を行い、引張り強さを測定した。また角柱形状試料の一部についてはノッチなし形状でシャルピー衝撃試験機にて衝撃試験を行い衝撃値を測定した。さらに、金属組織を倍率５００倍で撮影した画像を、画像解析ソフト（三谷商事株式会社製Ｗｉｎ ＲＯＯＦ）を用いて、気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表３に示す。なお、表３において、マルテンサイト相を「Ｍｔ相」、ベイナイト相を「Ｂ相」と記して示した。なお、評価に当たっては、シンクロナイザーハブに要求される引張り強さ７００ＭＰａ以上、衝撃値１７Ｊ／ｃｍ２以上となる試料を合格として判定を行った。
試料番号０１〜１１は、Ｓｉを含有しないＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合の例であり、これらの試料より、Ｍｎ量が増加するにしたがい、マルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示している。この傾向により引張り強さはＭｎ量が１．５〜１．８質量％まで増加する傾向を示している。しかしながら、このマルテンサイト相は焼入れ直後で焼戻しを行わないものと同等の敏感な相であるため、Ｍｎ量がさらに増加してマルテンサイト相の量が増加するとともに、ベイナイト相が減少すると、引張り強さが低下する傾向を示している。また、衝撃値はＭｎ量の増加にしたがいＭｎ量が１質量％程度までは増加し、Ｍｎ量がこれ以上となると減少する傾向を示している。
表３より、Ｍｎ量が０．５〜２質量％の範囲で、引張り強さ７００ＭＰａ以上であるとともに衝撃値１７Ｊ／ｃｍ２以上を満足することがわかった（試料番号０３〜１０）。
試料番号１２〜２２は、Ｓｉを含有するＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合の例であるが、これらの試料の場合も、Ｓｉを含有しないＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合の例と同様の傾向、すなわちＭｎ量が増加するにしたがい、マルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示し、引張り強さはＭｎ量が１．５〜１．８質量％まで増加するとともに、Ｍｎ量がさらに増加すると、引張り強さが低下する傾向、及び、衝撃値がＭｎ量の増加にしたがいＭｎ量が１質量％程度までは増加するが、Ｍｎ量がさらに増加すると衝撃値が減少する傾向を示している。また、Ｓｉを含有するＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合、Ｓｉを含有しないＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合より、基地が強化されて引張り強さが大きくなるが、衝撃値は若干小さくなることがわかった。
なお、Ｓｉを含有するＦｅ−Ｍｎ合金粉末を用いた場合の例においても、Ｍｎ量が０．５〜２質量％の範囲で、引張り強さ７００ＭＰａ以上であるとともに衝撃値１７Ｊ／ｃｍ２以上を満足することがわかった（試料番号１４〜２１）。
［第２実施例］
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末（Ｍｏ量：０．５５質量％）と、銅粉末と、黒鉛粉末と、表４に示す組成のＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表４に示す配合比で添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号２３〜２９の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表５に併せて示す。
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末（Ｍｏ量：０．５５質量％）と、銅粉末と、黒鉛粉末と、表４に示す組成のＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表４に示す配合比で添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号２３〜２９の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表５に併せて示す。
得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表６に示す。なお、表４〜表６において、第１実施例の試料番号０７及び１８の試料の値を併せて示した。
試料番号０７、１８、２３〜２９の試料により、全体組成にＳｉを追加した場合のＳｉ量の影響を調べることができる。全体組成中にＳｉを含有しない試料番号０７の試料に対し、Ｓｉを含有する試料番号１８、２３〜２９の試料は、Ｓｉ量が増加するにしたがいマルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示している。この傾向により引張り強さは、Ｓｉ量が０．４３質量％程度まで増加する傾向を示している。しかしながら、このマルテンサイト相は焼入れ直後で焼戻しを行わないものと同等の敏感な相であるため、Ｓｉ量がさらに増加してマルテンサイト相の量が増加するとともに、ベイナイト相が減少すると、引張り強さが低下する傾向を示している。また、衝撃値は、Ｓｉ量が０．１１質量％のとき最大となり、Ｓｉ量がそれより増加するにしたがい減少する傾向を示している。以上のことから、Ｓｉを添加することで引張り強さは向上するが、衝撃値は低下するため、衝撃値を１７Ｊ／ｃｍ２以上とするためには、Ｓｉ量を０．５質量％以下に止めることが好ましいことがわかった。
なお、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末にＳｉを含有させて与える場合、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末中のＳｉ量は３０質量％以下とすることが好ましいことがわかった（試料番号１８、２３〜２８）。
［第３実施例］
表７に示す組成のＦｅ−Ｍｏ合金粉末を用意するとともに、第１実施例で用いた銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表７に示す配合比で添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号３０〜３７の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表８に併せて示す。
表７に示す組成のＦｅ−Ｍｏ合金粉末を用意するとともに、第１実施例で用いた銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表７に示す配合比で添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号３０〜３７の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表８に併せて示す。
得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表９に示す。なお、表７〜表９において、第１実施例の試料番号１８の試料の値を併せて示した。
試料番号１８、３０〜３７の試料により、全体組成中のＭｏ量の影響を調べることができる。全体組成中にＭｏを含有しない試料番号３０の試料に対し、Ｍｏを含有する試料番号１８、３１〜３７の試料は、Ｍｏ量が増加するにしたがいマルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示している。この傾向により引張り強さは、Ｍｏ量が１．３５質量％程度まで増加する傾向を示している。しかしながら、Ｍｏ量がさらに増加してマルテンサイト相の量が増加するとともに、ベイナイト相が減少すると、引張り強さが低下する傾向を示している。また、衝撃値は、Ｍｏ量が増加するにしたがい減少する傾向を示しており、Ｍｏ量が１．６質量％を超えると衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２を下回ることとなる。
以上のことから、Ｍｏを添加することで引張り強さは向上するが、衝撃値は低下するため、衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２以上 とするためにはＭｏ量を１．６質量％以下に止めるべきことがわかった（試料番号１８、３１〜３６）。
［第４実施例］
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表１０に示すように銅粉末の配合比（割合）を替えて添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号３８〜４５の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表１１に併せて示す。
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表１０に示すように銅粉末の配合比（割合）を替えて添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号３８〜４５の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表１１に併せて示す。
得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１２に示す。なお、表１０〜表１２において、第１実施例の試料番号１８の試料の値を併せて示した。
試料番号１８、３８〜４５の試料により、全体組成中のＣｕ量の影響を調べることができる。全体組成中にＣｕを含有しない試料番号３８は、焼結時にＣｕ液相が発生しないことから、焼結が進行しないこと、及びＦｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行せず、マルテンサイト相の量が乏しいことから、引張り強さ及び衝撃値ともに低い値となっている。このＣｕを含有しない試料番号３８に対し、Ｃｕを含有する試料番号１８、３９〜４５の試料では、Ｃｕ量が増加するにしたがいＣｕ液相の発生量が増加して焼結体試料の密度が増加すること、及びＣｕ液相の発生量が増加にともないＦｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行することにより、マルテンサイト相の量が増加してベイナイト相の量が減少する傾向を示すとともに、引張り強さが、Ｃｕ量の増加とともに増加する傾向を示している。しかしながら、引張り強さが７００ＭＰａ以上となるのはＣｕ量が０．４質量％以上の範囲となっている。
衝撃値は、Ｃｕ量が１質量％程度まではＣｕ量の増加とともに向上するが、Ｃｕ量が１質量％を超えると低下する傾向を示しており、衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２以上となるのは、Ｃｕ量が０．４〜１．５質量％の範囲である。以上のことから、Ｃｕを添加することで引張り強さ及び衝撃値が向上するが、引張り強さ７００ＭＰａ以上及び衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２以上をともに満足するためには、Ｃｕ量を０．４〜１．５質量％とすべきことがわかった（試料番号１８、４０〜４４）。
［第５実施例］
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表１３に示すように黒鉛粉末の配合比（割合）を替えて添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号４６〜５１の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表１４に併せて示す。
第１実施例で用いたＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、Ｍｎ量が６０質量％、Ｓｉ量が１６．５質量％で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末（Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金粉末）とを用意した。これらの粉末を表１３に示すように黒鉛粉末の配合比（割合）を替えて添加、混合して原料粉末を調整するとともに、これらの原料粉末を第１実施例と同様の条件で成形及び焼結を行って試料番号４６〜５１の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表１４に併せて示す。
得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１５に示す。なお、表１３〜表１５において、第１実施例の試料番号１８の試料の値を併せて示した。
試料番号１８、４６〜５１の試料により、全体組成中のＣ量の影響を調べることができる。Ｃ量が０．４質量％に満たない試料番号４６の試料は、基地を強化するためのＣ量が乏しいことから引張り強さが低い値となっているが、Ｃ量が０．４質量％の試料番号４７の試料は基地を強化するためのＣ量が充分となり、引張り強さが７００ＭＰａを超えている。また、Ｃ量が増加するにしたがい、Ｃ量が０．５５質量％までは引張り強さが増加するとともに、Ｃ量が０．５５質量％を超えると、引張り強さが低下する傾向を示している。一方、衝撃値は、Ｃ量の増加にしたがい低下する傾向を示しており、Ｃ量が０．７質量％を超えると１７Ｊ／ｃｍ２を下回る値となっている。
以上のことから、Ｃを０．４質量％以上添加することで引張り強さが向上するが、Ｃ量が０．７質量％を超えると衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２を下回る値まで低下するため、引張り強さ７００ＭＰａ以上及び衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２以上をともに満足するためには、Ｃ量を０．４〜０．７質量％とすべきことがわかった（試料番号１８，４７〜５０）。
［第６実施例］
第１実施例の試料番号１８の試料の原料粉末を用い、第１実施例と同様に成形を行い、表１６に示すように、焼結保持温度及び焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度を変えて焼結を行い、試料番号５２〜６３の試料を作製した。得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１６に示す。なお、表１６において、第１実施例の試料番号１８の試料の値を併せて示した。
第１実施例の試料番号１８の試料の原料粉末を用い、第１実施例と同様に成形を行い、表１６に示すように、焼結保持温度及び焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度を変えて焼結を行い、試料番号５２〜６３の試料を作製した。得られた試料について、第１実施例と同様に試験を行い、引張り強さ及び衝撃値を測定するとともに、金属組織を解析して気孔を除く基地部分に占めるマルテンサイト相及びベイナイト相の割合を測定した。これらの結果を表１６に示す。なお、表１６において、第１実施例の試料番号１８の試料の値を併せて示した。
試料番号１８、５２〜５７の試料は、焼結温度の変化が及ぼす影響について調べたものである。焼結温度が１１２０℃に満たない試料番号５２の試料は、焼結が進行しないこと、及びＦｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行せず、マルテンサイト相の量が乏しいことから、引張り強さ及び衝撃値ともに低い値となっている。一方、焼結温度が１１２０℃の試料番号５３の試料では、焼結が充分に進行して焼結体密度が増加するとともに、Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の拡散が進行してマルテンサイト相の量が充分となり、引張り強さが７００ＭＰａ以上となるとともに衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２以上となっている。
また、焼結温度が高くなると、焼結がいっそう進行するため、引張り強さ及び衝撃値の値が増加している。しかしながら、焼結温度が１２００℃を超える試料番号５７の試料では、型くずれが生じたため試験を中止した。以上より、焼結温度は１１２０〜１２００℃とすべきことがわかった（試料番号１８，５３〜５６）。
試料番号１８、５８〜６３の試料は、焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度が及ぼす影響について調べたものである。この温度範囲の平均冷却速度が１０℃／分より遅い試料番号５８の試料は、焼結後の冷却で焼入れが行われず、充分な量のマルテンサイトが得られないことから、引張り強さ及び衝撃値がともに低い値となっている。一方、平均冷却速度が１０℃／分の試料番号５９の試料では、焼結後の冷却速度で焼入れが行われ、マルテンサイトの量が充分となり、引張り強さが７００ＭＰａ以上となるとともに衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２以上となっている。また、平均冷却速度が速くなるにしたがい、焼入れが行われ易くなって、マルテンサイト相の量が増加して引張り強さが増加している。
しかしながら、このマルテンサイト相は焼入れ直後で焼戻しを行わないものと同等の敏感な相であるため、平均冷却速度が６０℃／分を超える試料番号６３の試料では、敏感なマルテンサイト相の量が過大となるため、引張り強さが急激に低下して７００ＭＰａを下回っている。衝撃値は、平均冷却速度が３０℃／分程度までは増加する傾向を示しているが、平均冷却速度が３０℃／分を超えると低下する傾向を示しており、平均冷却速度が６０℃／分を超える試料番号６３の試料では、衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ２を下回る値となっている。
以上より、焼結保持後の冷却過程における９００〜２００℃までの平均冷却速度は１０〜６０℃／分の範囲とすべきことがわかった（試料番号１８，５９〜６２）。
以上の第１実施例から第６実施例において、引張り強さ７００ＭＰａ以上及び衝撃値１７Ｊ／ｃｍ２以上を満足する試料において、マルテンサイト相の量は５．０〜７０％の範囲となっており、ベイナイト相は２５．０〜９０％の範囲となっている。
本発明の鉄基焼結合金は、金属組織を調整して高い機械的強さと靱性を兼ね備えたものであるとともに、高価なＮｉ等を含まず安価であることから、シンクロナイザーハブ等の繰り返し衝撃を受ける機械部品に好適なものである。
Claims (9)
- 全体組成が、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．５％、Ｃ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
気孔を除く基地面積の５〜７０％のマルテンサイト相と、２５〜９０％のベイナイト相の金属組織を示すことを特徴とする鉄基焼結合金。 - 前記全体組成において、さらにＳｉ：０．６５質量％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の鉄基焼結合金。
- 前記マルテンサイト相と前記ベイナイト相との合計が、全組織の９０％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の鉄基焼結合金。
- Ｍｏを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｏ合金粉末と、Ｍｎを含有し残部がＦｅと不可避不純物からなるＦｅ−Ｍｎ合金粉末と、Ｃｕ粉末、液相発生温度が１１２０℃以下のＣｕ−Ｍｎ合金粉末及び液相発生温度が１１２０℃以下のＦｅ−Ｃｕ−Ｍｎ合金粉末からなる群より選ばれる少なくとも１種と、黒鉛粉末とを配合及び混合して、質量比で、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．５％、Ｃ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物の組成を有する原料粉末を得る原料粉末混合工程と、
前記原料粉末混合工程で得られた前記原料粉末を金型内で圧縮成形する成形工程と、
前記成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中、１１２０〜１２００℃の範囲で保持して焼結するとともに、前記保持後の冷却過程において９００〜２００℃への冷却の平均冷却速度が１０〜６０℃／分の速度で冷却する焼結工程とを
有することを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。 - 前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末の平均粒径が、４５μｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
- 前記Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末に前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末を５０％以上付着させた粉末を用いることを特徴とする請求項４又は５に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
- 前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末のＭｎ量が３５〜９０質量％であることを特徴とする請求項４〜６のいずれかに鉄基焼結合金の製造方法。
- 前記Ｆｅ−Ｍｎ合金粉末がさらにＳｉ：３０質量％以下を含むことを特徴とする請求項４〜７のいずれかに記載の鉄基焼結合金の製造方法。
- 前記焼結工程の冷却過程において、１００℃以下まで冷却した後、１５０〜３００℃の温度に加熱し保持するか、又は前記焼結炉内での冷却中に１５０〜３００℃以下の温度で保持することを特徴とする請求項４〜８のいずれかに記載の鉄基焼結合金の製造方法。
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