JP2015183212A - 鉄基焼結材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】合金成分量の少ない低合金鋼粉を用いつつも、著しく高い靱性（衝撃値）と高強度を両立し得る低コストな鉄基焼結材を提供する。
【解決手段】本発明の鉄基焼結材は、Ｍｏを含みＣｒを実質的に含まないベース鉄粉とＣｒを含む強化粉末と炭素源粉末とを少なくとも含む混合粉末を加圧成形した成形体を焼結して得られた焼結体からなる鉄基焼結材である。本発明の鉄基焼結材は、全体を１００質量％としたときに、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜２．５％、Ｃ：０．２〜１％を含み、ベイナイト相からなる基地中にマルテンサイト相が分散した複合組織からなることを特徴とする。特に、原料粉末の配合組成や粒度等を制御することにより、微細なベイナイト相からなる基地中に、島状のマルテンサイト相が分散した島状複合組織からなる高靱性で高強度な鉄基焼結材が得られる。
【選択図】図２２Ｂ

Description

本発明は、優れた靱性（衝撃値）と十分な強度を発揮し得る低コストな鉄基焼結材とその製造方法に関する。

製造コストを削減するために、鉄（Ｆｅ）を主成分とする原料粉末（混合粉末）の成形体を焼結させた素材または部材（以下単に「鉄基焼結材」という。）が利用される。この鉄基焼結材は最終形状に近いため、機械加工の削減や歩留りの向上等によって製造コストを低減し得る。

ところで鉄基焼結材は、通常、その特性向上を図るため、ベースとなる鉄系粉（ベース鉄粉）に、種々の合金元素を含む粉末（強化粉末）を配合した混合粉末を成形、焼結させて製造される。このような強化粉末として、例えば、強度を向上させる銅（Ｃｕ）粉、靱性を向上させるニッケル（Ｎｉ）粉等がこれまで多用されてきた。

しかし、Ｃｕは鉄系スクラップのリサイクル性を阻害し、Ｎｉはアレルギー性元素であるため、それらの粉末の使用は抑制される方が好ましい。そこで、Ｃｕ粉やＮｉ粉の使用を抑制しつつも、所望特性を確保するために、種々のベース鉄粉や強化粉末を用いた鉄基焼結材が提案されており、例えば、それに関連した記載が下記の特許文献にある。

特許第３８５３３６２号公報 特開２０１０−１３３０１６号公報 特開２０１０−２８０９５７号公報 特許第５１１４２３３号公報

特許文献１は、Ｆｅ−Ｍｏ粉にＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉とＧｒ粉を配合した原料粉末（鉄基粉末）を提案している。特許文献２〜４は、Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｒ粉（ベース鉄粉）に種々の強化粉末を配合した原料粉末から製造した鉄基焼結合金を提案している。なお、特許文献４には、マルテンサイト相の基地中にベイナイト相が断面面積率で２〜２０％存在した混合組織からなる鉄基焼結合金は高靱性である旨の記載がある。しかし、特許文献４中の表３〜表５を観ると明らかなように、各試料の衝撃値は高々２０Ｊ／ｃｍ^２ に過ぎない。

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものであり、Ｎｉ等を含有させるまでもなく、合金成分の含有量を全体的に抑制しつつ、十分な高強度と従来よりも遙かに高い靱性（高衝撃値）が得られる鉄基焼結材と、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、従来のようにＣｒを含むＣｒ系鉄粉ではなく、Ｃｒを含まないＭｏ系鉄粉からなるベース鉄粉に、Ｃｒを含む強化粉末を別途配合することにより、高強度であると共に非常に高いシャルピー衝撃値（単に「衝撃値」ともいう。）を発揮する鉄基焼結材が得られることを新たに見出した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。

《鉄基焼結材》
（１）本発明の鉄基焼結合金は、モリブデン（Ｍｏ）を含みクロム（Ｃｒ）を実質的に含まないベース鉄粉とＣｒを含む強化粉末と炭素源粉末とからなる混合粉末を、加圧成形した成形体の焼結体からなる鉄基焼結材であって、前記焼結体全体を１００質量％（単に「％」ともいう。）としたときに、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜２．５％、Ｃ：０．２〜１％を含み、ベイナイト相からなる基地中にマルテンサイト相が分散した複合組織からなることを特徴とする。

（２）本発明の鉄基焼結材は、ベイナイト相からなる基地中にマルテンサイト相が分散した複合組織からなり、非常に優れた高強度と高靱性を発揮する。しかも本発明の鉄基焼結材では、ＣｕやＮｉ等を用いる必要がないことは勿論、合金元素であるＣｒやＭｏ等の含有量を低く抑えることができるため、低コスト化も図られる。

ところで、本発明の鉄基焼結材がそのような優れた特性を発揮する理由は必ずしも定かではないが、現状では次のように考えられる。鉄基焼結材中に含まれるＭｏやＣｒは、その焼入性を向上させる重要な元素である。このため従来は、ＣｒおよびＭｏを共に含む鉄系粉末（適宜、「Ｃｒ−Ｍｏ系鉄粉」という。）が主たる鉄源粉末（ベース鉄粉）として多用されてきた。しかし、Ｃｒ−Ｍｏ系鉄粉をベース鉄粉とした鉄基焼結材は、高強度であっても、その衝撃値は高々２０Ｊ／ｃｍ^２程度であり、さらなる高靱性化を達成することは困難であった。特に、このような傾向は、焼結温度を一般的な温度範囲（１１５０℃前後）とする場合に顕著であった。

この理由として、次のようなことが考えられる。Ｃｒ−Ｍｏ系鉄粉は、その粒子表面に存在するＣｒの周囲に、不動態皮膜に類似したような強固なＣｒ酸化物が少なくとも部分的に存在している。このようなＣｒ酸化物は一般的な焼結温度では還元、分解等されず、焼結中も粒子表面に微細に残存して、各粉末粒子間の結合（ネック形成）を阻害したり、その後の破壊起点となったりし得る。こうして、Ｃｒ−Ｍｏ系鉄粉をベース鉄粉とした従来の鉄基焼結材では、高強度化は可能でも、高靱性化を図るには限界があった。

これに対して本発明の鉄基焼結材では、主たる原料粉末であるベース鉄粉中にＣｒが実質的に含まれていないため、主たる粉末粒子の表面に分解困難なＣｒ酸化物等が存在することはない。また、その粉末粒子の表面に存在する酸化物（Ｍｏ系酸化物またはＦｅ系酸化物）等は、一般的な焼結温度で比較的容易に分解または還元等される。その結果、本発明の鉄基焼結材では、焼結される粒子間に酸化物が残存したりせず、粒子間のネック形成が阻害されたり、ネック間に存在する酸化物が破壊起点となったりすることも殆ど無い。

また本発明の鉄基焼結材では、Ｃｒを含む強化粉末がベース鉄粉とは別に配合されているため、その強化粉末の粒子が存在する部分がＣｒ濃化部となり、そのＣｒ濃化部付近にマルテンサイト相が分散的に形成され得る。こうして本発明の鉄基焼結材は、基地が高靱性なベイナイト相からなり、その基地中に高硬度なマルテンサイト相が分散した複合組織となる。本発明の鉄基焼結材は、上述したような事情が相乗的に作用して、一般的な温度範囲で焼結させた場合でも、従来と同等以上の高強度を発揮すると共に、従来よりも遙かに優れた高靱性を発揮するようになったと考えられる。

《鉄基焼結材の製造方法》
本発明は、次のような鉄基焼結材の製造方法としても把握できる。すなわち本発明は、Ｍｏを含みＣｒを実質的に含まないベース鉄粉とＣｒを含む強化粉末と炭素源粉末とから少なくともなる混合粉末を金型へ充填して加圧成形した成形体を得る成形工程と、該成形体を酸化防止雰囲気で焼結させた焼結体を得る焼結工程とを備え、上述した鉄基焼結材が得られることを特徴とする鉄基焼結材の製造方法でもよい。

《その他》
（１）本明細書でいう粉末の粒度は、粉末粒子の平均粒径により特定される。この「平均粒径」は、レーザー回折式粒度分布測定器による粒度分布測定により特定される。

その他、特に断らない場合は、粉末の粒度を篩い分けにより特定する。例えば、公称目開きがａμｍの篩いを通過した粒子からなる粉末は、粒度を「−ａμｍ」として表す。なお、篩いを用いた分級に関してはＪＩＳ Ｚ ８８０１に準拠する。

（２）本明細書中でいう各粉末や鉄基焼結材は、適宜、Ｆｅ、Ｃ、Ｍｏ、Ｃｒ以外の改質元素や不可避不純物を含み得る。鉄基焼結材の特性改善（強度、靱性、延性、寸法安定性等の向上）に有効な改質元素として、後述するＭｎ、Ｓｉの他、Ｖ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｐ等がある。なお、このような改質元素は、通常、ＭｏやＣｒに対して少量である。

なお、本発明でいうベース鉄粉が「Ｃｒを実質的に含まない」場合には、Ｃｒが不純物程度に含まれる場合の他、本発明に係る複合組織や靱性向上に悪影響を及ぼさない程度にＣｒが微量（ベース鉄粉全体に対して０．１％以下程度）含まれる場合も含まれる。

（３）本発明の鉄基焼結材は、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、最終製品またはそれに近い部材であっても良い。つまり本発明の鉄基焼結材には、鉄基焼結合金の他、鉄基焼結部材も含まれる。

（４）本発明の鉄基焼結材が発揮する強度や靱性等の機械的特性は、各原料粉末の組成や形態、成形圧力、焼結条件（温度、時間、雰囲気等）等により異なるため、一概に特定することは困難である。敢ていうなら、本発明の鉄基焼結材は、強度（引張強さ）が８００ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以上さらには１０００ＭＰａ以上であると好ましい。また、その靱性（衝撃値）は、３０Ｊ／ｃｍ^２以上、４０Ｊ／ｃｍ^２以上さらには４５Ｊ／ｃｍ^２以上であると好ましい。

（５）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。

引張試験片の形状を示す正面図と右側面図である。 強化粉末であるＦｅ−Ｃｒ粉中のＣｒ量と引張強さの関係を示す棒グラフである。 そのＣｒ量とシャルピー衝撃値の関係を示す棒グラフである。 そのＣｒ量が異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 ＦｅＭＳＣ粉を配合しないときにおける各Ｆｅ−Ｃｒ粉の配合量と引張強さの関係を示すグラフである。 ＦｅＭＳＣ粉を配合するときにおける各Ｆｅ−Ｃｒ粉の配合量と引張強さの関係を示すグラフである。 ＦｅＭＳＣ粉を配合しないときにおける各Ｆｅ−Ｃｒ粉の配合量とシャルピー衝撃値の関係を示すグラフである。 ＦｅＭＳＣ粉を配合するときにおける各Ｆｅ−Ｃｒ粉の配合量とシャルピー衝撃値の関係を示すグラフである。 ＦｅＭＳＣ粉を配合せずＦｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量を変化させた各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 ＦｅＭＳＣ粉を配合してＦｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量を変化させた各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 ベース鉄粉であるＦｅ−Ｍｏ粉中のＭｏ量と引張強さの関係を示す棒グラフである。 そのＭｏ量と衝撃値の関係を示す棒グラフである。 そのＭｏ量が異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 ベース鉄粉中におけるＣｒの有無と引張強さの関係を示す棒グラフである。 そのＣｒの有無と衝撃値の関係を示す棒グラフである。 そのＣｒの有無が異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 ＦｅＭＳＣ粉の配合量と引張強さまたは衝撃値との関係を示すグラフである。 そのＦｅＭＳＣ粉の配合量が異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 Ｇｒ粉の配合量と引張強さまたは衝撃値との関係を示すグラフである。 そのＧｒ粉の配合量が異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 Ｆｅ−Ｃｒ粉の平均粒径と引張強さの関係を示す棒グラフである。 Ｆｅ−Ｃｒ粉の平均粒径と衝撃値の関係を示す棒グラフである。 その平均粒径が異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 焼結温度と引張強さまたは衝撃値との関係を示すグラフである。 焼結温度の異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 冷却速度と引張強さまたは衝撃値との関係を示すグラフである。 冷却速度の異なる各試料の金属組織を示す顕微鏡写真である。 焼結体密度と引張強さの関係を示すグラフである。 焼結体密度と衝撃値の関係を示すグラフである。 マルテンサイト面積率と引張強さの関係を示す分散図である。 マルテンサイト面積率と衝撃値の関係を示す分散図である。

本明細書で説明する内容は、本発明の鉄基焼結材のみならず、その製造方法にも該当し得る。製造方法に関する構成要素は、プロダクトバイプロセスクレームとして理解すれば物に関する構成要素ともなり得る。上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。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。

《鉄基焼結材》
（１）必須元素
本発明に係る鉄基焼結材は、Ｆｅ以外にＭｏ、ＣｒおよびＣを必須元素とする。Ｍｏはベース鉄粉から主に供給され、鉄基焼結材となる焼結体全体（または混合粉末全体）を１００％として０．１〜１．５％さらには０．２〜１．２％さらには０．３〜１％含まれていると好ましい。Ｃｒは強化粉末から主に供給され、焼結体全体を１００％として０．０１〜２．５％、０．１〜１．５％さらには０．２〜０．７％含まれていると好ましい。

ＭｏとＣｒは、焼結体の焼入性を高め、鉄基焼結材の強度および靱性を向上させる元素である。これらの元素が過少または過多になると、所望する特性や複合組織が得られない。特にＣｒが過少では鉄基焼結材中のマルテンサイト相も過少となって、その高強度化が図れない。Ｃｒが過多になると、逆にベイナイト相が過少となりマルテンサイト相がネットワーク状に形成された金属組織となり易く、鉄基焼結材の高靱性化が図れない。

Ｃは炭素源粉末から主に供給され、焼結体全体を１００％として０．２〜１％、０．４〜０．８％さらには０．５〜０．７％含まれていると好ましい。ＣがＦｅ中に固溶したりセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）として析出することにより、鉄基焼結材中にベイナイト相とマルテンサイト相からなる金属組織が形成される。Ｃが過少ではマルテンサイト相も過少となり鉄基焼結材の高強度化が図れない。Ｃが過多になると、逆にベイナイト相が過少となりマルテンサイト相がネットワーク状に形成され易くなり、鉄基焼結材の高靱性化を図れない。

（２）強化元素
本発明に係る鉄基焼結材は、上述した必須元素以外に、例えば、Ｍｎ、Ｓｉを含有すると好ましい。なお、このような強化元素は、ベース鉄粉やＣｒを含む粉末とは別な粉末として主に供給されると、Ｍｎ等が均質的に分散した金属組織が得られて好ましい。

Ｍｎは、焼結体全体を１００％として０．２〜１．５％さらに０．４〜１％含まれると好ましい。Ｍｎは、ＭｏやＣｒと同様に焼入性を促進して、鉄基焼結材の強度や靱性を向上させる元素である。Ｍｎが過少ではその効果が乏しく、Ｍｎが過多になると鉄基焼結材の強度や靱性が低下し得る。

Ｓｉは、焼結体全体を１００％として０．０５〜０．５％さらに０．１〜０．３％含まれると好ましい。Ｓｉは脱酸剤として作用し、延性や靱性を向上させる元素であり、これが過少ではその効果が乏しく、過多では脆化を引き起こし強度低下を招き得る。

なお、ＭｎやＳｉは、Ｏとの親和力が極めて高く、ベース鉄粉の粒子表面に付着した酸素を酸化物として取り込む酸素ゲッタとして機能し、粗大残留気孔が焼結体内部に形成されることを抑制し得る。さらにＭｎやＳｉは、鋼の基本元素であり比較的安価に入手可能な元素でもあり、鉄基焼結材のリサイクル性を阻害することもない。このようにＭｎやＳｉは鉄基焼結材の強化元素（または改質元素）として好適である。

（３）金属組織
本発明の鉄基焼結材は、ベイナイト相からなる基地中にマルテンサイト相が分散した複合組織からなる。所望の強度および靱性が得られる限り、ベイナイト相とマルテンサイト相の存在割合、析出形態等は問わない。もっとも、その複合組織が、ベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が孤立した島状に点在している島状複合組織であると、鉄基焼結材の高強度化と共に著しい高靱性化も図れて好ましい。

本発明では、マルテンサイト相の割合は必ずしも問わないが、マルテンサイト相が過多になると、靱性が低下し得る。そこで本発明に係る複合組織は、組織全面に対するマルテンサイト相の合計面積の割合であるマルテンサイト面積率が５〜４５％さらには１０〜４０％であると好ましい。なお、マルテンサイト面積率は、金属組織を顕微鏡で観察して得られた画像（写真）を解析して、マルテンサイト相の占有面積を算出することにより求まる。

ちなみに、マルテンサイト面積率が小さいほど島状複合組織が形成され易い。そしてマルテンサイト面積率が上記の範囲内にあると、概ね、鉄基焼結材の金属組織は島状複合組織になると考えることができる。なお、マルテンサイト相の形状や大きさは問わない。例えば、マルテンサイト相は針状、粒状または板状等でもよい。ベイナイト相もその形態を問わず、いわゆる上部ベイナイト(羽毛状ベイナイト)でも、下部ベイナイト(針状ベイナイト)でもよい。

《原料粉末》
本発明に係る焼結体は、少なくともベース鉄粉と強化粉末と炭素源粉末を所望組成に配合した混合粉末の成形体を焼結してなる。

ベース鉄粉は、Ｍｏを含みＣｒを実質的に含まない限り、一種類の粉末でも複数種の粉末でもよい。例えば、ベース鉄粉は、Ｍｏ：０．１〜３％（さらには０．２〜２％）と残部：ＦｅからなるＭｏ系鉄粉であると好ましい。なお、ここでいう組成割合はＭｏ系鉄粉全体を１００％としたときの割合である。

このような低合金粉末を用いることにより、鉄基焼結材の高靱性化と共に低コスト化も図れる。なお、ベース鉄粉の粒度は問わないが、鉄基焼結材の高強度化または高靱性化を図る観点から、−１８０μｍ、−１６５μｍさらには−１５０μｍであると好ましい。

強化粉末も、Ｃｒを含む限り、一種類の粉末でも複数種の粉末でもよい。例えば、強化粉末は、Ｃｒ：０．５〜２５％（さらには１〜２０％）と残部：ＦｅからなるＣｒ系鉄粉であると好ましい。なお、ここでいう組成割合もＣｒ系鉄粉全体を１００％としたときの割合である。

このような強化粉末を、上述したベース鉄粉とは別に用いることにより、マルテンサイト相が均質的に分散した島状複合組織が得られ易くなり、ひいては鉄基焼結材の高強度化と共に著しい高靱性化が図られる。なお、強化粉末の粒度は問わないが、その粒度が過小になると靱性の低下を招き、過大になると強度の低下を招き得る。そこでＣｒ系鉄粉は、例えば、平均粒径が５〜６５μｍさらには８〜２０μｍであると好ましい。

また鉄基焼結材がＭｎまたはＳｉを含む場合、強化粉末として、ＦｅとＭｎとケイ素（Ｓｉ）の合金粉（「ＦｅＭＳ粉」という。）またはＦｅとＭｎとＳｉとＣの合金粉（「ＦｅＭＳＣ粉」という。）が用いられると好ましい。ＦｅＭＳ粉またはＦｅＭＳＣ粉は、ＭｎやＳｉの単体よりも、さらにＯとの親和力が高く酸化物生成自由エネルギーも低い。しかも、ＭｎやＳｉの単体よりも安価に入手可能である。ＦｅＭＳ粉またはＦｅＭＳＣ粉は、その全体を１００％として、例えば、Ｍｎ：１５〜７５％、Ｓｉ：１５〜７５％（ＳｉとＭｎとの合計：３５〜９５％）、残部：Ｆｅであるとよい。また、それらの粉末の粒径は、例えば、１０μｍ以下であると好ましい。なお、ＦｅＭＳ合金（化合物）または粉ＦｅＭＳＣ合金（化合物）は微粉砕が容易である。

《製造方法》
（１）成形工程
成形工程は、上述した混合粉末を加圧成形して成形体を得る工程である。成形圧力は問わないが、例えば、３５０〜１２００ＭＰａさらには６００〜９００ＭＰａの範囲とすると良い。成形工程は、冷間成形（室温成形）でも温間成形でも良い。また、混合粉末と金型との潤滑は、内部潤滑剤を混合粉末に配合して行ってもよいし、金型潤滑により行ってもよい。金型潤滑を行う場合、金型潤滑温間加圧成形法（詳細は特許３３０９９７０号公報等を参照）を用いると好ましい。

（２）焼結工程
焼結工程は、成形体を加熱して焼結体を得る工程である。焼結温度および焼結時間は、鉄基焼結材の所望特性、生産性等を考慮して適宜選択されるが、それらが過大ではエネルギーコストが増大し、それらが過小では機械的特性の確保が困難となる。焼結温度は、例えば、１０５０℃〜１３００℃、１１００〜１２５０℃さらには１１２０〜１１７０℃とすると好ましい。本発明の場合、ベース鉄粉にＣｒが含まれないため、一般的な焼結温度でも十分に高強度化と高靱性化の両立を図ることができる。焼結時間（焼結温度を保持する時間）は、例えば、０．１〜３時間さらには０．１〜１時間であると好ましい。なお、焼結工程は、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でなされると好ましい。

（３）冷却工程（焼入工程）
本発明に係る複合組織を得るには、少なくともＡ_１変態点（さらにはＡ_３ｃ変態点）以上に加熱されてオーステナイト化した焼結体の冷却速度が重要となる。冷却速度が過小ではマルテンサイト相が形成されず高強度化を図れない。冷却速度が過大ではマルテンサイト相が過多となり高靱性化を図れない。そこで９００℃から３００℃まで加熱された焼結体を冷却する際に、その平均冷却速度を１０〜８０℃／分さらには４０〜６０℃／分とすると、高強度化と高靱性化を高次元で両立した鉄基焼結材が得られて好ましい。このような冷却工程（焼入工程）は、上述した焼結工程と独立して別途行うことも可能であるが、焼結工程の一部として行うと効率的である。つまり焼結時の加熱によりオーステナイト化している焼結体を、そのまま上記の冷却速度で冷却すると好ましい。

さらに、冷却工程後の焼結体には、適宜、１７０〜２３０℃に加熱する低温焼戻工程が施されると好ましい。これにより、冷却工程により導入された歪みが除去されると共にさらなる高靱性化が図られる。なお、本発明に係る複合組織は、上述した冷却中に形成されてもよいし、その後に施される焼戻（低温焼戻または高温焼戻）により形成されてもよい。

《鉄基焼結材》
本発明の鉄基焼結材は、その用途を問わないが、例えば、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、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の素材や製品に用いることができる。なお本発明の鉄基焼結材は、要求仕様に応じて、他の熱処理（焼鈍、焼準、時効、調質、浸炭、窒化等）が適宜施されてもよい。

原料粉末の種類（組成、粒度等）、配合組成、成形条件、焼結条件、熱処理条件（冷却速度等）等を種々変更した多数の試料（鉄基焼結材）を製作すると共に、各試料の測定、組織観察および評価を行った。こうして得られた多くの知見に基づいて、以下、本発明をより具体的に説明する。

《試料の製造》
（１）原料粉末
原料粉末として、ベース鉄粉と、炭素源粉末である黒鉛（Ｇｒ）粉（日本黒鉛社製天然黒鉛Ｊ−ＣＰＢ／平均粒径：5μm）と、強化粉末であるＣｒ系鉄粉およびＦｅＭＳＣ粉とを用意した。

ベース鉄粉には、表１に示すように、純鉄粉と、Ｍｏ量の異なる４種のＦｅ−Ｍｏ粉（Ｍｏ系鉄粉）と、ＣｒとＭｏを含有したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ粉とを用意した。各ベース鉄粉は、いずれも、目開き１５０μmの篩いを用いて粒度：１５０μm以下（適宜「−１５０μｍ」と表す。）に分級して用いた。

Ｃｒ系鉄粉には、表２に示すように、Ｃｒ量または平均粒径の異なる７種のＦｅ−Ｃｒ粉（Ｃｒ系鉄粉）を用意した。ＦｅＭＳＣ粉には、Ｆｅ−６９％Ｍｎ−２０％Ｓｉ−１．１％Ｃの合金（化合物）を粉砕して分級したもの（平均粒径：１μｍ）を用意した。なお、本明細書では、特に断らない限り、組成に関する「％」は質量％を意味し、平均粒径は上述したようにして求めた。

（２）混合粉末
表３Ａと表３Ｂ（適宜、両者を併せて「表３」という。）に示す割合（配合量）で各原料粉末を秤量し、それをボールミルで３０分間回転混合して均一な混合粉末を調製した（混合工程）。

（３）成形工程
キャビティ形状の異なる３種の金型を用意して、前述した金型潤滑温間加圧成形法により各混合粉末を加圧成形した。この際、金型はバンドヒータにより１５０℃（成形温度）に加熱した。この加熱した金型の内周面には、水に分散させた１％の溶液ステアリン酸リチウム（ＬｉＳｔ）溶液（高級脂肪酸系潤滑剤）を塗布した。成形圧力は表３に示すように３９２〜９８０ＭＰａの範囲で調整した。その他、金型潤滑温間加圧成形法に関しては、特許３３０９９７０号公報等の記載を参照にした。

こうして、円柱状の計測用試験片（φ２３×１０ｍｍ）、図１に示す平板状の引張試験片（概形５５×２０×３ｍｍ）および角柱状のシャルピー衝撃試験片（１０×１０×５５ｍｍ、ノッチ無し）となる３種の成形体を得た。

（４）焼結工程
バッチ式焼結炉（島津メクテム株式会社製ＰＶＳＧｇｒ２０／２０）を用いて、１００％窒素ガス雰囲気中で各成形体を焼結した。焼結温度は表３に示すように１１００〜１２５０℃の範囲で調整した。その焼結温度を保持する均熱保持時間は３０分間とした。

この焼結に続けて加熱状態の焼結体を、炉冷による徐冷または冷却ファンを用いた強制冷却により急冷した。表３に示す焼結後の９００℃から３００℃までの平均冷却速度は、炉冷が５℃／分（０．０８３℃／秒）、急冷が５０℃／分（０．８３℃／秒）または１００℃／分（１．６６℃／秒）であった（冷却工程）。

（５）焼戻工程
冷却後の各焼結体を、再度、大気雰囲気中で２００℃×６０分間加熱して、低温焼戻しを行った。

《測定・観察》
（１）密度、密度変化、寸法変化、
各試料に係る計測用試験片を用いて、焼結前後の寸法および重量を測定し、成形体の密度（Ｇ.Ｄ.）、焼結体の（嵩）密度（Ｓ.Ｄ.）、焼結前後の密度変化率（Δρ）、焼結前後の寸法変化率（ΔＤ）を算出した。なお、変化率は、焼結後の数値から焼結前の数値値を引いた差分を、焼結前の数値で除して求めた。こうして得られた結果を表４Ａと表４Ｂ（適宜、両者を併せて「表４」という。）にまとめて示した。

（２）引張強さ、破断伸び、硬さおよび衝撃値
各試料に係る焼結後の引張試験片を用いて、オートグラフ（株式会社島津製作所）で引張試験を行い、各試験片が破断するまでの強度（引張強さ）と伸びを測定した。このときの試験速度は１．２ｍｍ／ｍｉｎとした。また、各引張試験片のチャック部のビッカース硬さを３０ｋｇｆで測定した。さらに、各試料に係る焼結後のシャルピー衝撃試験片を用いて、シャルピー衝撃試験機（３０ｋｇ・ｍ）により各試験片の衝撃値を測定した。こうして得られた結果を表４にまとめて示した。

（３）組織観察
各試料の金属組織を、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察した。各金属組織中にあるマルテンサイト相の割合（マルテンサイト面積率）は，画像解析ソフト（旭化成エンジニアリング株式会社製A像君）を用いて算出した。得られた結果を表４に併せて示した。なお、各試料の金属組織の観察には、上述した衝撃試験片から採取した切断片を樹脂に埋め込み、その表面を鏡面研磨後、３％ナイタールで数十秒間腐食させて得られた標本を用いた。

《評価》
表３および表４に示すように、各試料の製造条件と特性を試料群１〜９に分類して整理した。これら各試料群ごとに、各試料の特徴を以下に説明する。

［試料群１］（Ｆｅ−Ｃｒ粉の影響）
（１）Ｃｒ量の影響
原料粉末の配合組成を、Ｃｒ量の異なるＦｅ−Ｃｒ粉：２％または０％（無配合）、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉（ベース鉄粉）とした各試料について、引張強さとシャルピー衝撃値（単に「衝撃値」ともいう。）をそれぞれ図２Ａと図２Ｂに示した。

先ず図２Ａからわかるように、引張強さは、Ｆｅ−Ｃｒ粉中のＣｒ量が３％から１３％へ変化するとき（鉄基焼結材全体（単に「試料全体」という。）ではＣｒ量が０．０６％から０．２６％へ変化するとき）に大きく増加して１０００ＭＰａを超えている。次に図２Ｂからわかるように、衝撃値はあまり変化せず、いずれの試料でも５０Ｊ／ｃｍ^２超という著しく高くなった。

これら各試料の金属組織を図３に示した。いずれの金属組織も、微細なベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が島状に分散した島状複合組織を示すことがわかった。このような金属組織が、各試料の高靱性化に大きく寄与していると考えられる。なお、図３および表４に示したマルテンサイト面積率からわかるように、Ｆｅ−Ｃｒ粉中のＣｒ量が３％から１３％へ変化するとき、ベイナイト相が減少してマルテンサイト相が大幅に増加している。このような金属組織の変化が、強度向上に影響していると考えられる。

（２）ＦｅＭＳＣ粉とＦｅ−Ｃｒ粉の相関
ＦｅＭＳＣ粉を無配合または１％配合とし、Ｆｅ−Ｃｒ粉の種類と配合量を変化させた各試料について、引張強さを図４Ａ（ＦｅＭＳＣ粉：０％）および図４Ｂ（ＦｅＭＳＣ粉：１％）に、衝撃値を図５Ａ（ＦｅＭＳＣ粉：０％）および図５Ｂ（ＦｅＭＳＣ粉：１％）にそれぞれ示した。なお、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉（ベース鉄粉）は前述した場合と同様である。

先ず、図４Ａおよび図４Ｂから、いずれのＦｅ−Ｃｒ粉を用いても、その配合量の増加と共に引張強さも増加する傾向を示すことがわかった。但し、ＦｅＭＳＣ粉を１％含む場合、図４Ｂからわかるように、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉またはＦｅ−１８％Ｃｒ粉の配合量が４〜６％（試料全体ではいうとＣｒ：０．５％〜１．１％）となるとき、引張強さはピークを示した。

次に、図５Ａおよび図５Ｂから、ＦｅＭＳＣ粉の配合の有無やＦｅ−Ｃｒ粉の組成に拘わらず、Ｆｅ−Ｃｒ粉を１〜２％配合した試料（試料全体でいうとＣｒ：０．０３％〜０．４％の試料）で衝撃値はピークを示した。なお、強化粉末としてＦｅ−３％Ｃｒ粉を用いた場合、配合量の増加と共に引張強さは直線的に増加して高強度化し、衝撃値は殆ど低下せずに高靱性を維持した状態となることがわかった。特にＦｅＭＳＣ粉が配合されると、高強度化と高靱性化が高次元で両立されることがわかる。

さらに、ＦｅＭＳＣ粉を無配合または１％配合したときに、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量を変化させた各試料の金属組織を、図６Ａ（ＦｅＭＳＣ粉：０％）および図６Ｂ（ＦｅＭＳＣ粉：１％）にそれぞれ示した。ＦｅＭＳＣ粉が無配合の場合、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量が０％であると（つまり強化粉末が無配合のとき）、金属組織はベイナイト単相となり、マルテンサイト相は認められなかった。但し、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量の増加と共に、ベイナイト相（基地）の微細化とマルテンサイト相の増加が進行する傾向が観られた。

逆にＦｅＭＳＣ粉を１％配合したとき、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量が０％でも、島状複合組織が観察された。この島状複合組織は、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量の増加と共に、微細なベイナイト相が減少してマルテンサイト相が増加する傾向となった。なお、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉の配合量が５％（試料全体でいうとＣｒ：０．６５％）以上になると、ベイナイト相が島状化し、マルテンサイト相がネットワーク化したネットワーク状複合組織が生じた。

［試料群２］（ベース鉄粉中のＭｏ量の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：ベース鉄粉とした各試料について、引張強さと衝撃値をそれぞれ図７Ａと図７Ｂに示した。

先ず図７Ａからわかるように、引張強さは、ベース鉄粉中のＭｏ量が増加するほど大きくなり、Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉を用いたとき（試料全体でいうとＭｏ：０．８％となるとき）に引張強さが１０００ＭＰａ超となった。次に図７Ｂからわかるように、衝撃値は、Ｆｅ−０．５％Ｍｏ粉またはＦｅ−０．８５％Ｍｏ粉をベース鉄粉としたときにピークとなった。具体的にいうと、それらのとき、純鉄粉をベース鉄粉としたときと同様に衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ^２超となり靱性が著しく高くなった。

これら各試料の金属組織を図８に示した。ベース鉄粉が純鉄粉のとき（Ｍｏを含まないとき）、微細パーライトと少量のフェライトからなる複合組織となった。Ｍｏ量の増加と共にベイナイト相（基地）の微細化とマルテンサイト相の増加が進行する傾向が観られた。そしてベース鉄粉中のＭｏ量が０．８５％までのときは微細なベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が島状に分散した島状複合組織が観察された。しかし、ベース鉄粉中のＭｏ量が１．５％になると、逆にベイナイト相が島状化し、マルテンサイト相がネットワーク化したネットワーク状複合組織が観察されるようになった。図７Ｂからわかるように、Ｆｅ−１．５％Ｍｏ粉をベース鉄粉としたときに衝撃値が急減しているのは、このような組織変化が生じたためと考えられる。

［試料群３］（ベース鉄粉中のＣｒ量の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：０％（無配合）または２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉またはＦｅ−１．５％Ｃｒ−０．２％Ｍｏ粉とした各試料について、引張強さと衝撃値をそれぞれ図９Ａと図９Ｂに示した。

図９ＡからＣｒを含有したベース鉄粉を用いることにより引張強さが向上する一方、図９ＢからＣｒを含有したベース鉄粉を用いることにより衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ^２ 以下に急減することがわかる。なお、両図から、それらの傾向はＦｅ−Ｃｒ粉の配合の有無とはあまり関係がないこともわかる。

それら各試料の金属組織を図１０に示した。いずれの金属組織も、微細なベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が島状に分散した島状複合組織を示した。図９Ｂと図１０の比較から、微細なベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が島状に分散した島状複合組織が得られる場合でも、ベース鉄粉の化学成分（特にＣｒ含有の有無）によって，鉄基焼結材の靱性（衝撃値）が大きく変化することがわかる。この理由として、ベース鉄粉にＣｒが含有されている場合、１１５０℃程度の焼結温度では、その粉末粒子表面に存在する酸化膜等が焼結時に十分に還元等されず、粒子間に酸化物として残存し、各粒子間の焼結ネックの形成が不十分となったか、またはその酸化物が破壊起点となったことが考えられる。

［試料群４］（ＦｅＭＳＣ粉の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：２％、ＦｅＭＳＣ粉：ｘ％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉とした各試料について、引張強さと衝撃値を図１１に示した。また、それら各試料の金属組織を図１２に示した。

図１１から、引張強さは、ＦｅＭＳＣ粉の配合量が１．５％（試料全体でいうとＭｎ：１．１％、Ｓｉ：０．３％）付近でピークとなり、それ以降は横ばい傾向となることがわかった。また衝撃値は、ＦｅＭＳＣ粉の配合量が０．５％（試料全体でいうとＭｎ：０．３％、Ｓｉ：０．１％）付近でピークとなり、それ以降は急激に低下した。

図１２から、ＦｅＭＳＣ粉が無配合（０％）の場合、金属組織はベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が極少量点在する島状複合組織となることがわかった。またＦｅＭＳＣ粉の配合量が増加するほど、そのベイナイト相が微細化されると共にマルテンサイト相が増加した島状複合組織となることがわかった。

これらの結果から、ＦｅＭＳＣ粉の配合量は０．５〜１．５％（試料全体でいうと、Ｍｎ：０．３〜１．１％またはＳｉ：０．１〜０．３％）とすると、強度と靱性を高次元で両立し得ることがわかった。

［試料群５］（Ｇｒ粉の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：ｘ％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉とした各試料について、引張強さと衝撃値を図１３に示した。また、それら各試料の金属組織を図１４に示した。

図１３から、引張強さは、Ｇｒ粉の配合量が０．７％（試料全体でもほぼ同様）付近でピークとなり、それ以降は横ばい傾向となることがわかった。また衝撃値は、Ｇｒ粉の配合量の増加と共に単調減少した。但し、Ｇｒ粉を０．８％配合した試料でも、衝撃値は４０Ｊ／ｃｍ^２程度もあった。

図１４から、Ｇｒ粉が０．４％の場合、金属組織はベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が少量点在する島状複合組織となることがわかった。またＧｒ粉の配合量が増加するほど、そのベイナイト相が微細化されると共にマルテンサイト相が増加した島状複合組織となることがわかった。

これらの結果から、特に、Ｇｒ粉の配合量を０．５〜０．７％（試料全体でも同様）とすると、強度と靱性を高次元で両立し得ることがわかる。

［試料群６］（Ｆｅ−Ｃｒ粉の粒度の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉とし、そのＦｅ−１３％Ｃｒ粉の粒度（平均粒径）を種々変更した各試料について、引張強さと衝撃値をそれぞれ図１５Ａと図１５Ｂに示した。また、それら各試料の金属組織を図１６に示した。

図１５Ａから、引張強さは、Ｆｅ−Ｃｒ粉の粒度が大きくなるほど緩やかに低下する傾向を示すことがわかった。図１５Ｂから、衝撃値は、Ｆｅ−Ｃｒ粉の平均粒径が１０μｍ付近であるときにピークとなり、それ以降は緩やかに低下する傾向を示すことがわかった。但し、いずれの試料でも、引張強さは１０００ＭＰａ以上で、衝撃値も４５Ｊ／ｃｍ^２ 以上であり、強度と靱性が十分に高次元で両立されているといえる。

図１６から、いずれの試料の金属組織も、ベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が分散した複合組織となることがわかった。但し、Ｆｅ−Ｃｒ粉の平均粒径が４μmの試料は、他の試料よりもマルテンサイト面積率が遙かに大きく、マルテンサイト相がネットワーク状に分布した金属組織となることがわかった。もっとも、Ｆｅ−Ｃｒ粉の平均粒径が１０μm以上になると、微細なベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が島状に分布した島状複合組織となることもわかった。そして、Ｆｅ−Ｃｒ粉の平均粒径が大きくなるほど、島状のマルテンサイト相の大きさも大きくなる傾向にあった。

［試料群７］（焼結温度の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉とし、焼結温度を種々変更した各試料の引張強さと衝撃値を図１７に示した。また、それら各試料の金属組織を図１８に示した。

図１７からわかるように、引張強さは、焼結温度が１１００℃のときに最大となり、焼結温度が大きくなるほど低下した。また衝撃値は、焼結温度が１１５０℃のときにピークとなり、焼結温度が大きくなると緩やかに低下する傾向を示した。

図１８からわかるように、焼結温度を１１００℃とした試料の金属組織は、マルテンサイト相中に微細なベイナイト相が分散した複合組織となった。しかし、焼結温度が上昇すると、マルテンサイト相が減少して、逆に、微細なベイナイト相の基地中に島状のマルテンサイト相が分散した島状複合組織となることがわかった。

［試料群８］（冷却速度の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉とし、焼結後の冷却速度を種々変更した各試料の引張強さと衝撃値を図１９に示した。また、それら各試料の金属組織を図２０に示した。

図１９からわかるように、冷却速度が大きくなるほど、引張強さは増大し、逆に衝撃値は減少する傾向となった。また図２０からわかるように、冷却速度が５℃／分の試料の金属組織は、ベイナイト相の基地中にマルテンサイト相が僅かに分散した島状複合組織となった。しかし、冷却速度の増加と共にマルテンサイト面積率も増加し、冷却速度が１００℃／分の試料の金属組織では、ベイナイト相の微細化とマルテンサイト相のネットワーク化が進行した複合組織となることがわかった。

［試料群９］（成形圧力（成形体密度）・焼結体密度の影響）
原料粉末の配合組成をＦｅ−１３％Ｃｒ粉：０％（無配合）または２％、ＦｅＭＳＣ粉：１％、Ｇｒ粉：０．６％、残部：Ｆｅ−０．８５％Ｍｏ粉とし、成形圧力を変更して種々の焼結体密度からなる各試料の引張強さと衝撃値をそれぞれ図２１Ａと図２１Ｂに示した。

これらからわかるように、高密度成形して焼結体密度が高い試料ほど、引張強さおよび衝撃値は大きくなることが確認された。また、Ｆｅ−１３％Ｃｒ粉を含む試料の方が、全体的に引張強さおよび衝撃値が高くなることも確認された。

［マルテンサイト面積率の影響］
表４に示した各試料の特性に基づいて、マルテンサイト面積率と、引張強さまたは衝撃値との関係を、それぞれ図２２Ａと図２２Ｂにまとめて示した。なお、成形圧力が７８４ＭＰａでない試料と、ベース鉄粉がＦｅ−１．５％Ｃｒ−０．２％Ｍｏ粉の試料については、図２２Ａおよび図２２Ｂにプロットしなかった。同系統のベース鉄粉（Ｍｏ系鉄粉）を用いており密度も同レベルである試料について、マルテンサイト面積率と引張強さまたは衝撃値との関係を表すためである。

図２２Ａからわかるように、引張強さは、マルテンサイト面積率が４０〜６０％となる付近でピークとなり、それ以降は緩やかに低下する傾向を示すことがわかった。また図２２Ｂからわかるように、衝撃値は、マルテンサイト面積率の増加と共に減少する傾向を示すことがわかった。但し、マルテンサイト面積率が５０％以内さらには４０％以内であると、その減少傾向が緩やかになることもわかった。これらから、マルテンサイト面積率を５〜５０％さらには１０〜４０％とすると、強度と靱性を著しく高い次元で両立できることが明らかとなった。

Claims (13)

1. モリブデン（Ｍｏ）を含みクロム（Ｃｒ）を実質的に含まないベース鉄粉とＣｒを含む強化粉末と炭素源粉末とからなる混合粉末を加圧成形した成形体の焼結体からなる鉄基焼結材であって、
   前記焼結体全体を１００質量％（単に「％」ともいう。）としたときに、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜２．５％、Ｃ：０．２〜１％を含み、
   ベイナイト相からなる基地中にマルテンサイト相が分散した複合組織からなることを特徴とする鉄基焼結材。
2. 前記複合組織は、前記ベイナイト相の基地中に前記マルテンサイト相が孤立した島状に点在している島状複合組織である請求項１に記載の鉄基焼結材。
3. 前記複合組織は、組織全面に対する前記マルテンサイト相の合計面積の割合であるマルテンサイト面積率が５〜４５％である請求項１または２に記載の鉄基焼結材。
4. 前記強化粉末は、さらにマンガン（Ｍｎ）を含み、
   前記焼結体全体を１００％としたときに、Ｍｎ：０．２〜１．５％である請求項１〜３のいずれかに記載の鉄基焼結材。
5. Ｍｏを含みＣｒを実質的に含まないベース鉄粉とＣｒを含む強化粉末と炭素源粉末とからなる混合粉末を金型へ充填して加圧成形した成形体を得る成形工程と、
   該成形体を酸化防止雰囲気で焼結させた焼結体を得る焼結工程とを備え、
   請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基焼結材が得られることを特徴とする鉄基焼結材の製造方法。
6. 前記ベース鉄粉の少なくとも一種は、Ｍｏ：０．１〜３％と残部：ＦｅからなるＭｏ系鉄粉である請求項５に記載の鉄基焼結材の製造方法。
7. 前記強化粉末の少なくとも一種は、Ｃｒ：０．５〜２５％と残部：ＦｅからなるＣｒ系鉄粉である請求項５に記載の鉄基焼結材の製造方法。
8. 前記Ｃｒ系鉄粉は、平均粒径が５〜６５μｍである請求項７に記載の鉄基焼結材。
9. 前記強化粉末の少なくとも一種は、ＦｅとＭｎとケイ素（Ｓｉ）の合金粉（「ＦｅＭＳ粉」という。）またはＦｅとＭｎとＳｉとＣの合金粉（「ＦｅＭＳＣ粉」という。）である請求項５に記載の鉄基焼結材の製造方法。
10. 前記焼結工程は、焼結温度を１１２０〜１１７０℃とする工程である請求項５に記載の鉄基焼結材の製造方法。
11. 前記焼結工程は、前記焼結温度を保持する時間である焼結時間を０．１〜１時間とする工程である請求項１０に記載の鉄基焼結材の製造方法。
12. 前記焼結工程は、９００℃から３００℃まで１０〜８０℃／分の平均冷却速度で前記焼結体を冷却する冷却工程を含む請求項５または１０に記載の鉄基焼結材の製造方法。
13. さらに、前記焼結体を１７０〜２３０℃に加熱する低温焼戻工程を備える請求項５または１２に記載の鉄基焼結材の製造方法。