JP3982945B2

JP3982945B2 - Method for sintering ferrous sintered alloys

Info

Publication number: JP3982945B2
Application number: JP13563699A
Authority: JP
Inventors: 満中村; 好美菅谷; 毅大場
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Priority date: 1999-05-17
Filing date: 1999-05-17
Publication date: 2007-09-26
Anticipated expiration: 2019-05-17
Also published as: JP2000328104A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、誘導加熱を用いて黒鉛粉末を含有するＦｅベースの圧粉体を加熱して焼結する鉄系焼結合金の焼結方法に係り、特に、冷却時間が長くなっても、平均圧環強さ以上の高強度を達成できる技術に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、種々の工業分野において製造工程の短縮、高速化および自動化が進められており、省力化と無人化が急速に湊透してきている。一方、焼結機械部品の製造工程において焼結工程は、その製造時間、工数、エネルギー原単位のいずれにおいても多くを必要とし、この工程の短縮化と高速化は他の分野のみならず、その前後の工程と比較しても著しく遅れている感がある。例えば一般的なメッシュベルト式連続炉では、３．５〜４．０ｋｗｈ／ｋｇものエネルギーを要する。さらに、炉内雰囲気の制御のために０．５〜１ｍ^３／ｋｇという大量の不活性ガスが導入され、これも経済的に大きな負担となっている。したがって、焼結を短時間で行うことは焼結部品の製造コストの低減のためには急務と言える。
【０００３】
焼結を短時間で行う方法としては、現在通電焼結や放電焼結（ｓｐｓ）が一部の焼結しにくい材料に適用されているが、このような焼結方法は特殊用途に限られ、一般の鉄系や銅系の焼結機械部品への応用例はほとんどない。これらの方法では、現在の生産性と経済性を維持して一般焼結機械部品へ適用することは極めて難しいと考えられるためである。
そこで、近年においては、きわめて短時間で焼結できる方法として誘導加熱を用いた焼結方法が注目されてきている。この誘導焼結法では、鉄系材料でも急激な昇温が可能であり、省エネルギーの観点からも現状の処理と比較してかなり有効であるとされている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、誘導加熱で昇温する場合、溶製材では効率よく加熱され急激に昇温するのに対して、圧粉体の場合には、誘導加熱を開始してからしばらくは昇温が緩慢なため、室温から約１０７３Ｋ域までの昇温に多くの時間が必要であることが知られている（粉体および粉末冶金、第２７巻第６号）。この昇温が緩慢な時間帯は潜伏期間と言われており、誘導コイル出力、利用周波数、誘導コイル形状、圧粉体形状および材料組成などによっても異なるが、その後の昇温から最高温度に達するまでの時間よりも長く、全焼結過程を短縮する要請が強い誘導焼結法においては大きな問題となっている。
【０００５】
このように、誘導焼結法では潜伏期間という問題があるため、誘導コイル出力を増加して最高温度まで達する時間を短縮するだけでは、焼結が不充分となって焼結製品の強度不足の問題が生じる。したがって、本発明は、昇温開始から冷却に至るまでの最適条件を設定することにより、昇温速度をある一定の値とした場合において、冷却時間が長くなっても、平均圧環強さ以上の高強度を達成できるようにすることを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１の鉄系焼結合金の焼結方法は、Ｆｅベースの圧粉体を誘導加熱して焼結する鉄焼結合金の焼結方法において、加熱を開始してから圧粉体が最高温度に達するまでの間に、９７３〜１２７３Ｋの温度範囲で保持する第２活性化処理を行うことを特徴としている。
【０００７】
９７３〜１２７３Ｋ（７００〜１０００℃）の温度範囲は、鉄系状態図に見られる通りαＦｅからγＦｅへの変態温度である。本発明では、材料をこの温度範囲に保持することにより、材料中のフェライトをオーステナイト化する。また、そのような温度で保持することにより、材料に含まれる黒鉛のマトリックス中への拡散が促進される。したがって、冷却条件を適宜設定することで焼結製品をパーライト、さらにはベイナイトといった高強度の組織にすることができる。また、急速加熱を行うと、粉末に吸着したガスが放出される間もなく焼結によって組織中に封入され、気孔となって残ってしまうが、本発明では、保持中にガスが放出される。このように、本発明では、上記温度範囲で保持することにより、オーステナイト化、黒鉛の拡散および脱ガスが促進されるから、材料強度を向上させることができる。以下、本発明の好適な実施の形態について説明する。
【０００８】
【発明の実施の形態】
粉末を混合する際には、圧粉体をプレス成形する際の潤滑剤としてステアリン酸亜鉛等の金属せっけん、ワックスなどを添加するのが一般的である。そして、そのような潤滑剤が圧粉体の電気抵抗を上昇させ、前述の潜伏期間を生じさせる原因と考えられる。「粉体および粉末冶金、第２７巻第６号」によれば、そのような潤滑剤を放出する効果が得られる保持温度は４７３Ｋ（２００℃）以上であり、６７３Ｋ（４００℃）を超えてもそれ以上の効果の向上は期待できないことが明らかにされている。よって、加熱を開始してから圧粉体が最高温度に達するまでの間に、４７３〜６７３Ｋの温度範囲で保持する第１活性化処理を行うことが望ましい。なお、粉末に潤滑剤を混合せずに、プレス成形金型に潤滑剤を塗布して圧粉体の成形を行うことがある。この場合には、第１活性化処理は不要である。
【０００９】
上記した第１、第２活性化処理の時間は、３０〜１２０秒であることが望ましい。本発明者の検討によれば、保持時間が３０未満ではオーステナイト化や脱ガスの効果が不充分であり、逆に１２０秒を超えて保持してもそれ以上の効果は期待できない。第１、第２活性化処理の時間は、９０〜１２０秒であればさらに好適である。上記温度範囲で保持する時間を除く平均加熱速度は、４０Ｋ／秒以下であることが望ましい。本発明者の検討によれば、平均加熱速度が４０Ｋ／秒を超えると、焼結が不充分となって圧環強度が低下することが判明している。
【００１０】
また、最高温度からの冷却過程のうち１０７３Ｋから６７３Ｋまでの冷却速度は、４〜４０Ｋ／秒であることが望ましい。この冷却速度にすることにより、焼結製品の組織を高強度なベイナイトにすることができる。なお、冷却速度が４０Ｋ／秒を超えると、金属組織が脆弱なマルテンサイト組織となり、４Ｋ／秒未満では金属組織がパーライトにとどまる。
【００１１】
さらに、急速加熱で焼結を行う場合、昇温速度が速いため通常の焼結温度（約１４００Ｋ）では反応が充分に進まず焼結が不完全になる。本発明者の検討によれば、１５２３〜１５７３Ｋの焼結温度で金属組織は全てパーライトとなったが、１５７３Ｋでは焼結製品の表面が熱変形することが明らかとなった。よって、焼結温度は、上記温度範囲よりも２０Ｋ低い１５０３〜１５５５Ｋが良いと推定される。
【００１２】
本発明における黒鉛粉末を含有するＦｅベースの圧粉体とは、例えばＦｅ−Ｃを主体としてＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の添加元素を配合した粉末や、そのような元素からなる合金鋼粉末を圧縮成形したものをいう。また、圧粉体の内部に含まれる潤滑剤は、電気抵抗を上昇させて誘導加熱の妨げとなるため、可能な限り少量であることが望ましい。したがって、圧粉体は、粉末に金属せっけんやワックス等の潤滑剤を添加せずに、プレス成形金型のキャビティ面に潤滑剤を塗布して成形するのが望ましい。あるいは、粉末に潤滑剤を添加する場合であっても、圧粉体に対する重量比で０．２％以下にすることが望ましい。潤滑剤が０．２重量％以下であれば、電気抵抗に及ぼす影響が少なく、誘導加熱の前に圧粉体の内部の潤滑剤を除去する工程を省略することができる。なお、キャビティ面に潤滑剤を塗布する方法を用いれば、潤滑剤の含有量は０．２重量％以下となる。
【００１３】
また、圧粉体の内部に含まれる潤滑剤を０．２重量％以下とすることにより、成形時の粉末粒子の流動性を良好にすることができ、圧粉体の内部での密度のばらつきが非常に少なく、これにより、誘導焼結後の寸法精度を向上させることができる。なお、圧粉体を誘導加熱するに際しては、圧粉体を直接加熱（自己発熱）しても良く、あるいは、圧粉体をカーボン容器等の発熱媒体に収容し、発熱媒体を自己発熱させることで圧粉体を加熱することもできる。
【００１４】
【実施例】
以下、具体的な実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
１．試料の作製
実施例に用いた試料は、断面１０ｍｍ角、長さ６０ｍｍの棒状の衝撃試験片（ＪＩＳＺ２４４２）と、外径２７．０３ｍｍ、内径１６．０３ｍｍおよび高さ１０ｍｍのリング状の試験片とした。また、試料の化学成分は、前者が重量％でＣｕ：１．５％、Ｃ：１．０％、Ｆｅ：残部、後者が重量％でＣｕ：１．５％、Ｃ：０．８％、Ｆｅ：残部となるように粉末を配合し、金型潤滑で圧粉体を成形することで圧粉体に含まれる潤滑剤の量を可能な限り少なくした。また、成形密度は６．８ｇ／ｃｍ^３で一定とした。
【００１５】
図１は、重量比でＣｕ：１．５％、Ｃ：１．０％、Ｆｅ：残部の配合粉末に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛の配合量を変えて添加したときの粉末の流動度を示すものである。図１から判るように、潤滑剤の添加量が０．２重量％以下のときに粉末粒子の流動度が非常に良好である。よって、潤滑剤の添加量を０．２重量％以下とすることにより、圧粉体の内部での密度のばらつきが最小となり、誘導加熱後の寸法精度を向上させることができる。なお、本実施例では、圧粉体の内部の潤滑剤は除去せずに誘導加熱を行った。
【００１６】
２．試料の焼結
本実施例では図２に示す高周波加熱装置（富士電波工機製／ＴＨＥＲＭＣＭＡＳＴＯＲＺ：ＰＣＤ制御、ＰＲ熱電対対応）を用いた。この図に示す高周波加熱装置は、真空チャンバー１の内部に、試料Ｓを挟持する治具２，２と、試料Ｓの回りを取り囲む誘導コイル３とを備え、出力１５ｋＷ、周波数１００ｋＨｚ±１０％で、１０^−４ｔｏｒｒ程度の真空中で昇温速度は５〜５０Ｋ／ｓの範囲で可変である。
【００１７】
３．実施例１：焼結温度の検討
図４は衝撃試験片（ＪＩＳＺ２４４２）を用いて昇温速度を５Ｋ／ｓ一定とし、焼結温度を１５２３Ｋ、１５７３Ｋおよび１６２３Ｋとしたときの試料の外表面（Edge）と中心部（Center）のミクロ組織を示す。１６２３Ｋでは中心部に直線状のセメンタイトが見られる。この異常なセメンタイトの析出により、試料は溶融してしまった。一方、１５２３および１５７３Ｋの試料はほぼ全てパーライトになっているが、１５７３Ｋの試料は試料表面が変形した。よって、焼結温度は最も低い１５２３Ｋで一定とした。
【００１８】
４．実施例２：昇温速度の検討
図５は実施例１において焼結温度を１５２３Ｋとし、昇温速度を５Ｋ／秒、１０Ｋ／秒および５０Ｋ／秒と変化させて比較した衝撃試験片のミクロ組織を示す。昇温速度が５０Ｋ／秒と速いときは、他の２つに比べてフェライトが多い。これは昇温速度が速いために黒鉛が充分に反応できないためと考えられる。昇温速度が５Ｋ／秒、１０Ｋ／秒の試料では、ほぼ全てパーライトになっている。しかしながら、いずれの昇温速度でもパーライト率は高いものの、未反応の黒鉛が多く存在していると思われる。
【００１９】
そこで、昇温速度が５Ｋ／秒、１０Ｋ／秒の試料に対してをＥＰＭＡにより炭素分析を行った。図６はその結果を示す。１０Ｋ／秒の昇温速度の試料は未反応の黒鉛が５Ｋ／秒の昇温速度の試料より多く観察された。このことから、試料を単に昇温させるだけでは、昇温速度を５Ｋ／秒以下にしなければ黒鉛の拡散が不充分で焼結が完全ではないことが確認された。
【００２０】
次に、最高温度を１５２３Ｋ、昇温速度を５Ｋ／秒で一定とし、最高温度での保持時間を６０秒および３００秒と変えて比較した。図７はその場合の衝撃試験片の組織の電子顕微鏡写真を示す。保持時間が６０秒の試料は中心部で粉末粒子の形がまだ残っており、外表面ではフェライトが多く見られる。このことから、焼結温度が１５２３Ｋで昇温速度５Ｋ／秒では、保持時間は３００秒にする必要があることが判ったが、そのような長い保持時間では冷却過程を考慮に入れなくても約９分もかかってしまい、焼結時間の短縮という本発明の目的を達成することはできない。
【００２１】
５．実施例３：圧環強さに及ぼす昇温速度および冷却時間の影響
リング状の試料を用い、室温から最高温度まで昇温し続ける通常の誘導焼結を行い、圧環強さと昇温速度および圧環強さと冷却時間の関係を調べた。その結果を図８に示す。なお、以下の説明において「冷却時間」とは、図３に示すように、１０７３Ｋから６７３Ｋまで冷却するに要する時間を言う。この図から判るように、昇温速度が５Ｋ／秒、１０Ｋ／秒および２０Ｋ／秒では、冷却時間が１０秒または２０秒と速い時は、約９５０Ｎ／ｍｍ^２と通常の連続炉で焼結した時の平均圧環強さ（約８３３Ｎ／ｍｍ^２）を超えている。これは試料内部が完全に焼結されていない場合であっても、冷却時間が速いために試料表面のミクロ組織がベイナイト化し、これにより通常連続炉での平均圧環強さを上回ったと考えられる。一方、５０Ｋ／秒の急速加熱を行った試料では、冷却時間を変えても、通常の連続炉の圧環強さをかなり下回った。これは昇温速度が速いため、黒鉛が充分に拡散することができないためと考えられる。以上の結果から、通常の誘導焼結では、冷却速度を速めることで昇温速度を３０Ｋ／秒程度まで速められると思われるが、以下に説明するように、焼結の不完全さという問題が残る。
【００２２】
図９は、図８に示した通常の誘導焼結の昇温速度が２０Ｋ／秒で、冷却時間が１０秒および５０秒と異なる場合のミクロ組繊を比較したものである。試料表面付近（Outside）の組繊を見ると、冷却時間５０秒に比べ１０秒の試料が一部ベイナイト化していることが判る。また、試料中央部分（Middle）、内側部分（Inside）では冷却時間１０秒と５０秒の試料では、ラメラ間隔、黒鉛およびポア等ほとんど相違は認められない。したがって、１０秒の試料が通常の連続炉で焼結したときの平均圧環強さを超えたのは、試料表面のマトリックスがベイナイト化したことによって強化されたことが原因であり、圧環強さが不充分であった冷却時間５０秒のものと焼結が不完全である点では同じと考えられる。
このように、通常の誘導焼結でも比較的低速の昇温速度では、冷却時間が速い場合には強度が高くなる傾向を示したが、この方法では表面以外の部分は焼結が不充分で製品製造には適さないと考えられる。
【００２３】
６．実施例４：第１活性化処理
昇温途中に５２３Ｋで６０秒間保持する第１活性化処理を行った。図１０に酸化物、水分および吸着ガスの除去と脱潤滑剤が主目的の第１活性化処理を行った試料の圧環強さと冷却時間、および圧環強さと昇温速度の関係を示す。昇温速度が５および１０Ｋ／秒と遅い時は、どの冷却速度でも連続炉で焼結した試料の圧環強さを超えている。この傾向は通常の誘導焼結ではなかったことである。しかしながら、昇温速度が２０Ｋ／秒および５０Ｋ／秒と速くなると、冷却時間が５０および１００秒では通常の強度を大幅に下回った。これは、冷却時間が速い時は、図９の結果と同様に、一部ベイナイト化によってマトリックスが強化されたため強度が高められた考えられるが、冷却時間が遅い場合には、昇温速度が速いと第１活性化処理のみでは充分内部まで焼結が進まないために強度が下回ったと考えられる。
【００２４】
次に、図１１は第１活性化処理を行った昇温速度が２０Ｋ／秒、冷却時間が１０および５０秒でのミクロ組織を示す。図９と同様に試料表面付近（Outside）の組織を見ると、冷却時間５０秒に比べ１０秒の試料が一部ベイナイト化し、通常の連続炉での平均圧環強さを上回ったと考えられるが、未反応の黒鉛がまだ多く存在している。また、試料中央（Middle）、内側（Inside）ではポアが多く焼結が不充分なことがわかる。これらの傾向は図９で示した通常の誘導焼結のミクロ組織とほぼ同一であったが、黒鉛は少なくなる傾向を示した。このことから、第１活性化処理のみでは昇温速度５〜１０Ｋで基準値をクリアするものの、さらに速い昇温速度では焼結部品を製造することはできないことが判明した。ただし、次に説明する第２活性化処理と併用することで、脱ガスおよび脱潤滑剤の効果が発揮される。
【００２５】
７．実施例５：第２活性化処理
昇温途中に１２２３Ｋで６０秒間保持する第２活性化処理を行った。図１２は脱ガスと黒鉛の拡散が主目的の第２活性化処理をした試料の同様の関係を示す。昇温速度が５，１０および２０Ｋ／秒の試料は、どの冷却時間でも連続炉での平均圧環強さを超えている。これは第２活性化処理をすることにより、試料内部まで充分焼結が進んだためと考えられた。昇温速度が５０Ｋ／秒の試料は図８や図１０と比較すると全体的に高い値を示してはいるが、連続炉での平均圧環強さを超えなかった。これは第２活性化処理をしても、昇温速度が５０Ｋ／秒であると黒鉛が充分拡散できないためと考えられる。一方、昇温速度の限界は図８と同様に３０Ｋ／秒程度だと思われる。しかしながら、かなりの広範囲での冷却速度で充分圧環強さが得られたのは、この第２活性化処理の有効性を示している。
【００２６】
８．実施例６：第１、２活性化処理
図３は、第１、第２活性化処理の双方を行ったときの温度変化を示す図である。
また、図１３は、そのときの試料の同様の関係を示している。この場合も図１２の場合と同様に、昇温速度が５Ｋ／秒、１０Ｋ／秒および２０Ｋ／秒の場合の試料は、どの冷却時間でも通常の圧環強さを大幅に超えており、図１２の場合よりさらに約５０Ｎ／ｍｍ^２高い値を示していた。すなわち、この活性化処理は非常に効果的で、組み合わせることにより強度は著しく改善できることが判明した。しかしながら、図１２と同様に昇温速度が５０Ｋ／秒の試料は図８や図１０と比較すると全体的に高い値を示してはいるが、連続炉での平均圧環強さを超えなかった。そこで、以下に説明するように、最速昇温時間を調べるために第２活性化処理と第１活性化処理とを行った試料の昇温速度の限界を検討した。
【００２７】
図１５は、図１２および図１３において、昇温速度２０Ｋ／秒で冷却時間５０秒としたときのミクロ組織を示す。外表面（Outside）には未反応の黒鉛が若干残るが、図９と比べると内側はほぼ全面がパーライトになっている。また、中心部分（Middle）、内側部分（Inside）のラメラ間隔も細かくなっていることが判る。このように、誘導焼結では活性化処理はミクロ組織の観察結果からも非常に有効であると考えられる。しかしながら、第２活性化処理のみと第１、第２活性化処理を行うことの相違は、ミクロ組織では明瞭には認められなかった。
【００２８】
９．実施例７：最適焼結条件
図１４は数分以内で焼結を終了するために、昇温速度の限界を検討したものである。図に示すように、第２活性化処理をしたものは昇温速度は約３０〜３５Ｋ／秒が限界であり、第１、第２活性化処理した試料は約３５〜４０Ｋ／秒が限界であった。この結果、最速焼結では、冷却過程を考慮に入れないと昇温時間３０秒、活性化処理時間６０秒（第２活性化処理）および１２０秒（第１、第２活性化処理）、最高温度保持時間６０秒となり、２．５〜３．５分以内で焼結が完了することが判明した。すなわち、この実施例により、本発明における昇温速度は４０Ｋ／秒以下が好適であることが確認された。
【００２９】
図１６は第２活性化処理の時間を６０〜１５０秒まで変化させた圧環強さと保持時間の関係を示す。第２活性化処理において１２２３Ｋで９０秒以上保持すると、４０Ｋ／秒の昇温速度でも通常の連続炉での強度レベルを充分に超える試料が得られた。これは保持時間９０秒以上で第１、第２活性化処理を行った（図１３）に示す結果よりさらに良好な結果であり、第２活性化処理の効果が明瞭に表れた。ただし、図から明らかなように保持時間が１２０秒を超えても圧環強さの上昇が殆ど認められないことから、保持時間は１２０秒以下にすべきであることが確認された。
【００３０】
図１７は図１６において昇温速度を３０Ｋ／秒で一定とし、第２活性化処理の保持時間を９０秒、１２０秒および１５０秒と変化させた試料のミクロ組織を示す。図１４と同様に試料表面側（Outside）に未反応の黒鉛が存在しているが、内側（Inside）はほぼ焼結されている。図１４と比較しても昇温時間が３０Ｋ／秒と速いのにもかかわらずポア率、ラメラ間隔等もほぼ同様なミクロ組織になっている。また保持時間が長くなるにつれて若干パーライト率が高くなっているが、圧環強さは差がほとんどないため、保持時間は９０秒で充分であると考えられる。すなわち、保持時間は９０〜１２０秒が望ましい。
【００３１】
図１８は、昇温速度を４０Ｋ／秒で一定とし、第２活性化処理の保持時間を９０秒、１２０秒および１５０秒と変化させた試料のミクロ組織を示す。図１７に比べややポアが多くなっているが、図１７と同様に図１４と比較しても昇温時間が４０Ｋ／秒と速いのにもかかわらずポア率、ラメラ間隔等もほぼ同様な組織になっている。また、保持時間が長くなるにつれて若干パーライト率が高くなっているが、これも図１７と同様に圧環強さは差がほとんどないため、保持時間は９０秒で充分であった。
これらの結果、圧環強さ、ミクロ組織を観察しても第２活性化処理を９０秒行うことで、現在の連続炉と同等もしくはそれ以上の焼結部品を製造することができると考えられる。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、加熱を開始してから圧粉体が最高温度に達するまでの間に、９７３〜１２７３Ｋの温度範囲で保持する第２活性化処理を行うから、焼結を完全に行うことができ、冷却時間が長くなっても製品強度を十分に確保することができるという効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に用いた粉末の潤滑剤添加量と流動度との関係を示す線図である。
【図２】本発明の実施例に用いた誘導加熱装置を示す断面図である。
【図３】本発明の実施例における焼結工程の温度変化を示す線図である。
【図４】実施例１における試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図５】実施例２における試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図６】実施例２における試料のＥＰＭＰ分析結果を示す写真である。
【図７】実施例２における他の試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図８】実施例３における試料の冷却時間および昇温速度と圧環強さとの関係を示す線図である。
【図９】実施例３における試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図１０】実施例４における試料の冷却時間および昇温速度と圧環強さとの関係を示す線図である。
【図１１】実施例４における試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図１２】実施例５における試料の冷却時間および昇温速度と圧環強さとの関係を示す線図である。
【図１３】実施例５における他の試料の冷却時間および昇温速度と圧環強さとの関係を示す線図である。
【図１４】実施例６における試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図１５】実施例７における試料の昇温速度と圧環強さとの関係を示す線図である。
【図１６】実施例７における試料の第２活性化処理の保持時間と圧環強さとの関係を示す線図である。
【図１７】実施例７における試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図１８】実施例７における他の試料のミクロ組織を示す電子顕微鏡写真である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a Fe-based sintered how an iron-based sintered alloy is sintered by heating the green compact containing graphite powder with an induction heating, particularly, even if the cooling time is long, the average The present invention relates to a technology capable of achieving a high strength exceeding the crushing strength .
[0002]
[Prior art]
In recent years, shortening, speeding up, and automation of manufacturing processes have been promoted in various industrial fields, and labor saving and unmanned operation have been rapidly permeating. On the other hand, in the manufacturing process of sintered machine parts, the sintering process requires a lot of manufacturing time, man-hours, and energy intensity, and the shortening and speeding up of this process are not limited to other fields. There is a feeling that it is significantly delayed compared to the previous and subsequent processes. For example, a general mesh belt type continuous furnace requires energy of 3.5 to 4.0 kwh / kg. Furthermore, a large amount of inert gas of 0.5 to 1 m ³ / kg is introduced for controlling the furnace atmosphere, which is also a large economical burden. Therefore, it can be said that performing sintering in a short time is an urgent task for reducing the manufacturing cost of sintered parts.
[0003]
As a method for performing sintering in a short time, current sintering and electric discharge sintering (sps) are currently applied to some materials that are difficult to sinter, but such sintering methods are limited to special applications. There are almost no examples of application to general iron-based and copper-based sintered machine parts. This is because it is considered extremely difficult to apply these methods to general sintered machine parts while maintaining the current productivity and economy.
Therefore, in recent years, a sintering method using induction heating has attracted attention as a method capable of sintering in an extremely short time. This induction sintering method is capable of rapid temperature rise even with iron-based materials, and is considered to be considerably more effective than current processing from the viewpoint of energy saving.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, when the temperature is increased by induction heating, the molten metal is heated efficiently and rapidly, whereas in the case of a green compact, the temperature rise is slow for a while after starting induction heating. It is known that it takes a lot of time to raise the temperature from room temperature to about 1073 K (powder and powder metallurgy, Vol. 27, No. 6). This time zone where the temperature rise is slow is said to be the incubation period, and it reaches the maximum temperature from the subsequent temperature rise, although it varies depending on the induction coil output, utilization frequency, induction coil shape, green compact shape and material composition. This is a major problem in the induction sintering method, which is longer than the time required until the time required for shortening the entire sintering process.
[0005]
In this way, the induction sintering method has a problem of the incubation period, so simply increasing the output of the induction coil and shortening the time to reach the maximum temperature results in insufficient sintering and insufficient strength of the sintered product. Problems arise. Therefore, the present invention sets the optimum conditions from the start of temperature rise to the cooling, and when the temperature rise rate is set to a certain value, even if the cooling time becomes longer, the average crushing strength is exceeded. It is intended to be Rukoto so that high strength can be achieved.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The first iron-based sintered alloy sintering method of the present invention is an iron-sintered alloy sintering method in which an Fe-based green compact is induction-heated and sintered. Until the temperature reaches the maximum temperature, the second activation treatment is performed in the temperature range of 973-1273K.
[0007]
The temperature range of 973-1273K (700-1000 ° C.) is the transformation temperature from αFe to γFe as seen in the iron-based phase diagram. In the present invention, the ferrite in the material is austenitized by keeping the material in this temperature range. Further, by holding at such a temperature, diffusion of graphite contained in the material into the matrix is promoted. Therefore, the sintered product can be made into a high-strength structure such as pearlite or bainite by appropriately setting the cooling conditions. In addition, when rapid heating is performed, the gas adsorbed to the powder is enclosed in the tissue by sintering soon after being released and remains as pores. In the present invention, the gas is released during holding. Thus, in the present invention, by maintaining the above temperature range, austenite, because diffusion and outgassing of graphite is promoted, thereby improving the wood charge strength. Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
When mixing the powder, it is common to add a metal soap such as zinc stearate, a wax or the like as a lubricant when the green compact is pressed. Such a lubricant is considered to increase the electrical resistance of the green compact and cause the aforementioned incubation period. According to “Powder and Powder Metallurgy, Vol. 27, No. 6”, the holding temperature at which such an effect of releasing the lubricant is obtained is 473K (200 ° C.) or more and exceeds 673K (400 ° C.). However, it has been clarified that further improvement of the effect cannot be expected. Therefore, it is desirable to perform the first activation treatment that is held in the temperature range of 473 to 673 K between the start of heating and the time when the green compact reaches the maximum temperature. In some cases, a green compact is formed by applying a lubricant to a press mold without mixing the lubricant with the powder. In this case, the first activation process is not necessary.
[0009]
It is desirable that the time for the first and second activation processes described above is 30 to 120 seconds. According to the study of the present inventor, if the holding time is less than 30, the effect of austenitization or degassing is insufficient, and conversely, even if the holding time exceeds 120 seconds, no further effect can be expected. The first and second activation treatment times are more preferably 90 to 120 seconds. The average heating rate excluding the holding time in the above temperature range is desirably 40 K / second or less. According to the study of the present inventor, it has been found that if the average heating rate exceeds 40 K / sec, the crushing strength is reduced due to insufficient sintering.
[0010]
Moreover, it is desirable that the cooling rate from 1073 K to 673 K in the cooling process from the highest temperature is 4 to 40 K / sec. By setting this cooling rate, the structure of the sintered product can be made into high-strength bainite. When the cooling rate exceeds 40 K / second, the metal structure becomes a fragile martensite structure, and when it is less than 4 K / second, the metal structure remains pearlite.
[0011]
Furthermore, when sintering is performed by rapid heating, the temperature rise rate is fast, so that the reaction does not proceed sufficiently at the normal sintering temperature (about 1400 K) and the sintering becomes incomplete. According to the study by the present inventor, all the metal structures became pearlite at the sintering temperature of 1523 to 1573K, but it became clear that the surface of the sintered product was thermally deformed at 1573K. Therefore, it is estimated that the sintering temperature is preferably 1503 to 1555K, which is 20K lower than the above temperature range.
[0012]
The Fe-based green compact containing graphite powder in the present invention is, for example, a powder containing Fe-C as a main component and an additive element such as Cu, Ni, or Mo, or an alloy steel powder composed of such an element is compressed. A molded product. In addition, the lubricant contained in the green compact increases the electrical resistance and hinders induction heating, so it is desirable that the amount of lubricant is as small as possible. Therefore, it is desirable that the green compact is molded by applying a lubricant to the cavity surface of a press mold without adding a lubricant such as metal soap or wax to the powder. Or even if it is a case where a lubricant is added to powder, it is desirable to make it 0.2% or less by weight ratio to a green compact. If the lubricant is 0.2% by weight or less, there is little influence on the electric resistance, and the step of removing the lubricant inside the green compact before induction heating can be omitted. In addition, if the method of apply | coating a lubricant to a cavity surface is used, content of a lubricant will be 0.2 weight% or less.
[0013]
Also, by making the lubricant contained in the green compact 0.2% by weight or less, the fluidity of the powder particles during molding can be improved, and the density variation within the green compact Therefore, the dimensional accuracy after induction sintering can be improved. In addition, when the green compact is induction-heated, the green compact may be directly heated (self-heating), or the green compact may be housed in a heating medium such as a carbon container to cause the heating medium to self-heat. The green compact can also be heated.
[0014]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to specific examples.
1. Preparation of sample The sample used in the examples was a rod-shaped impact test piece (JIS Z2442) having a cross section of 10 mm square and a length of 60 mm, a ring having an outer diameter of 27.03 mm, an inner diameter of 16.03 mm and a height of 10 mm. A test piece was formed. In addition, the chemical components of the sample are Cu: 1.5%, C: 1.0%, Fe: balance, the latter is wt%, Cu: 1.5%, C: 0.8% in the former by weight%, Fe: The powder was blended so as to be the remainder, and the green compact was molded by mold lubrication, thereby reducing the amount of lubricant contained in the green compact as much as possible. The molding density was constant at 6.8 g / cm ³ .
[0015]
FIG. 1 shows the fluidity of a powder when added by changing the blending amount of zinc stearate as a lubricant to a blended powder of Cu: 1.5%, C: 1.0%, Fe: balance by weight ratio. It is shown. As can be seen from FIG. 1, the fluidity of the powder particles is very good when the addition amount of the lubricant is 0.2% by weight or less. Therefore, by setting the addition amount of the lubricant to 0.2% by weight or less, variation in density inside the green compact is minimized, and dimensional accuracy after induction heating can be improved. In this example, induction heating was performed without removing the lubricant inside the green compact.
[0016]
2. Sintering of sample In this example, a high-frequency heating device (manufactured by Fuji Electric Koki / THERMCMASTER Z: PCD control, PR thermocouple compatible) shown in Fig. 2 was used. The high-frequency heating apparatus shown in this figure includes, in the vacuum chamber 1, jigs 2 and 2 for sandwiching the sample S and an induction coil 3 surrounding the sample S, with an output of 15 kW and a frequency of 100 kHz ± 10%. The heating rate is variable in the range of 5 to 50 K / s in a vacuum of about 10 ⁻⁴ torr.
[0017]
3. Example 1: Examination of sintering temperature Fig. 4 shows samples using an impact test piece (JIS Z2442) at a constant heating rate of 5 K / s and sintering temperatures of 1523K, 1573K and 1623K. The microstructure of the outer surface (Edge) and the center (Center) is shown. In 1623K, linear cementite is seen in the center. The sample melted due to the abnormal precipitation of cementite. On the other hand, the samples of 1523 and 1573K were almost pearlite, but the surface of the sample of 1573K was deformed. Therefore, the sintering temperature is constant at the lowest 1523K.
[0018]
4). Example 2: Examination of heating rate Fig. 5 shows an impact test in which the sintering temperature was changed to 1523K in Example 1 and the heating rate was changed to 5K / sec, 10K / sec and 50K / sec. The microstructure of a piece is shown. When the rate of temperature increase is as fast as 50 K / sec, there are more ferrites than the other two. This is thought to be because graphite cannot sufficiently react due to the high rate of temperature rise. In the samples with the heating rate of 5 K / second and 10 K / second, almost all are pearlite. However, although the pearlite ratio is high at any rate of temperature increase, it seems that a large amount of unreacted graphite exists.
[0019]
Therefore, carbon analysis was performed by EPMA on a sample having a heating rate of 5 K / second and 10 K / second. FIG. 6 shows the result. In the sample with a temperature increase rate of 10 K / sec, more unreacted graphite was observed than the sample with a temperature increase rate of 5 K / sec. From this, it was confirmed that if the temperature of the sample was simply raised, the diffusion of graphite was insufficient and the sintering was not complete unless the rate of temperature rise was 5 K / second or less.
[0020]
Next, the comparison was made by changing the maximum temperature to 1523 K, the temperature increase rate to be constant at 5 K / second, and changing the holding time at the maximum temperature to 60 seconds and 300 seconds. FIG. 7 shows an electron micrograph of the structure of the impact test piece in that case. In the sample having a holding time of 60 seconds, the shape of powder particles still remains in the center, and a large amount of ferrite is seen on the outer surface. From this, it was found that if the sintering temperature is 1523 K and the heating rate is 5 K / sec, the holding time needs to be 300 seconds, but such a long holding time does not require the cooling process to be taken into consideration. It takes about 9 minutes, and the object of the present invention, that is, shortening the sintering time, cannot be achieved.
[0021]
5. Example 3: Effect of rate of temperature rise and cooling time on crushing strength Using a ring-shaped sample, ordinary induction sintering was performed by continuously raising the temperature from room temperature to the maximum temperature, and crushing strength and temperature rise. The relationship between speed and crushing strength and cooling time was investigated. The result is shown in FIG. In the following description, “cooling time” refers to the time required for cooling from 1073K to 673K, as shown in FIG. As can be seen from this figure, when the heating rate is 5 K / sec, 10 K / sec and 20 K / sec, when the cooling time is as fast as 10 sec or 20 sec, it is sintered at about 950 N / mm ² in a normal continuous furnace. Exceeding the average crushing strength (about 833 N / mm ² ). Even when the inside of the sample is not completely sintered, it is considered that the microstructure of the sample surface is bainite because the cooling time is fast, thereby exceeding the average crushing strength in the continuous furnace. On the other hand, in the sample subjected to rapid heating at 50 K / second, the crushing strength of a normal continuous furnace was considerably lower even if the cooling time was changed. This is presumably because the rate of temperature rise is fast and graphite cannot sufficiently diffuse. From the above results, in normal induction sintering, it seems that the heating rate can be increased to about 30 K / second by increasing the cooling rate. However, as described below, there is a problem of incomplete sintering. Remain.
[0022]
FIG. 9 is a comparison of microfabrication in the case where the temperature increase rate of the normal induction sintering shown in FIG. 8 is 20 K / second and the cooling time is different from 10 seconds and 50 seconds. Looking at the fabric near the surface of the sample (Outside), it can be seen that the sample of 10 seconds is partially bainite compared to the cooling time of 50 seconds. Further, in the sample center part (Middle) and the inner part (Inside), there are almost no differences such as lamella spacing, graphite and pores in the samples with cooling time of 10 seconds and 50 seconds. Therefore, the reason why the 10-second sample exceeded the average crushing strength when sintered in a normal continuous furnace was because the matrix on the sample surface was strengthened by bainite, and the crushing strength was This is considered to be the same in that sintering was incomplete and the cooling time of 50 seconds that was insufficient.
Thus, even in normal induction sintering, at a relatively low temperature increase rate, the strength tended to increase when the cooling time was fast. However, in this method, the portions other than the surface were not sufficiently sintered. It is considered unsuitable for product manufacturing.
[0023]
6). Example 4: 1st activation process The 1st activation process which hold | maintains for 60 second at 523K in the middle of temperature rising was performed. FIG. 10 shows the relationship between the crushing strength and the cooling time, and the crushing strength and the heating rate of the sample subjected to the first activation treatment mainly for removal of oxide, moisture and adsorbed gas and the delubricating agent. When the rate of temperature increase is as slow as 5 and 10 K / sec, the crushing strength of the sample sintered in the continuous furnace is exceeded at any cooling rate. This tendency was not normal induction sintering. However, when the rate of temperature increase was as high as 20 K / second and 50 K / second, the normal strength was greatly reduced at the cooling time of 50 and 100 seconds. It can be considered that when the cooling time is fast, the strength is increased because the matrix is partially strengthened by bainite, as in the result of FIG. 9, but when the cooling time is slow, the rate of temperature rise is fast. It is considered that the strength was lowered because the sintering did not proceed sufficiently to the inside by only the first activation treatment.
[0024]
Next, FIG. 11 shows a microstructure in which the temperature increase rate after the first activation treatment is 20 K / sec and the cooling time is 10 and 50 sec. When the structure near the sample surface (Outside) is seen in the same manner as in FIG. 9, it is considered that the sample of 10 seconds compared to the cooling time of 50 seconds partially bainite and exceeded the average crushing strength in a normal continuous furnace. There is still a lot of unreacted graphite. Further, it can be seen that there are many pores at the center (Middle) and inside (Inside), and sintering is insufficient. These tendencies were almost the same as the microstructure of the normal induction sintering shown in FIG. 9, but the graphite tended to decrease. From this, it was found that the first activation treatment alone cleared the reference value at a heating rate of 5 to 10 K, but a sintered part could not be manufactured at a faster heating rate. However, the effect of degassing and delubricating agents is exhibited when used in combination with the second activation treatment described below.
[0025]
7). Example 5: Second activation treatment A second activation treatment was performed in which the temperature was maintained at 1223K for 60 seconds during the temperature increase. FIG. 12 shows the same relationship for the sample subjected to the second activation treatment whose main purpose is degassing and graphite diffusion. Samples with heating rates of 5, 10 and 20 K / sec exceed the average crushing strength in the continuous furnace at any cooling time. This is considered to be because sintering progressed sufficiently to the inside of the sample by performing the second activation treatment. Although the sample with the heating rate of 50 K / sec showed a high value as a whole as compared with FIGS. 8 and 10, it did not exceed the average crushing strength in the continuous furnace. This is considered to be because, even if the second activation treatment is performed, the graphite cannot sufficiently diffuse if the temperature rising rate is 50 K / sec. On the other hand, the limit of the heating rate seems to be about 30 K / second as in FIG. However, the sufficient crushing strength obtained with a cooling rate in a considerably wide range indicates the effectiveness of the second activation treatment.
[0026]
8). Example 6: First and second activation processes FIG. 3 is a diagram showing a temperature change when both the first and second activation processes are performed.
FIG. 13 shows the same relationship between the samples at that time. Also in this case, as in the case of FIG. 12, the samples with the heating rate of 5 K / second, 10 K / second, and 20 K / second greatly exceed the normal crushing strength at any cooling time. The value was about 50 N / mm ² higher than that in the case of. That is, it has been found that this activation treatment is very effective, and the strength can be remarkably improved by combining them. However, as in FIG. 12, the sample with a heating rate of 50 K / sec showed a high value as a whole as compared with FIGS. 8 and 10, but did not exceed the average crushing strength in the continuous furnace. Therefore, as described below, the limit of the rate of temperature increase of the sample subjected to the second activation process and the first activation process was examined in order to investigate the fastest temperature increase time.
[0027]
FIG. 15 shows the microstructure in FIGS. 12 and 13 when the heating rate is 20 K / sec and the cooling time is 50 sec. Although some unreacted graphite remains on the outer surface (Outside), the entire inner surface is pearlite as compared with FIG. It can also be seen that the lamella spacing between the center part (Middle) and the inside part (Inside) is also fine. Thus, in the induction sintering, the activation treatment is considered to be very effective from the observation result of the microstructure. However, the difference between performing only the second activation treatment and performing the first and second activation treatments was not clearly recognized in the microstructure.
[0028]
9. Example 7: Optimal Sintering Conditions FIG. 14 shows the limit of the heating rate in order to finish the sintering within a few minutes. As shown in the figure, the second activation treatment has a limit of about 30 to 35 K / sec, and the first and second activation samples have a limit of about 35 to 40 K / sec. there were. As a result, in the fastest sintering, if the cooling process is not taken into consideration, the heating time is 30 seconds, the activation treatment time is 60 seconds (second activation treatment), and 120 seconds (first and second activation treatments). The temperature holding time was 60 seconds, and it was found that the sintering was completed within 2.5 to 3.5 minutes. That is, according to this example, it was confirmed that the heating rate in the present invention is preferably 40 K / second or less.
[0029]
FIG. 16 shows the relationship between the crushing strength and the holding time when the time of the second activation treatment is changed from 60 to 150 seconds. When the second activation treatment was held at 1223 K for 90 seconds or more, a sample sufficiently exceeding the strength level in a normal continuous furnace was obtained even at a temperature increase rate of 40 K / second. This is a better result than the result shown in FIG. 13 in which the first and second activation processes were performed with a holding time of 90 seconds or more, and the effect of the second activation process was clearly shown. However, as apparent from the figure, since the increase in the crushing strength was hardly observed even when the holding time exceeded 120 seconds, it was confirmed that the holding time should be 120 seconds or less.
[0030]
FIG. 17 shows the microstructure of the sample in FIG. 16 where the temperature rising rate is constant at 30 K / second and the holding time of the second activation treatment is changed to 90 seconds, 120 seconds and 150 seconds. Similar to FIG. 14, unreacted graphite exists on the sample surface side (Outside), but the inside (Inside) is almost sintered. Compared to FIG. 14, the pore rate, the lamellar spacing, and the like have substantially the same microstructure even though the temperature rising time is as fast as 30 K / sec. Further, although the pearlite ratio slightly increases as the holding time becomes longer, it is considered that 90 seconds is sufficient as the holding time because there is almost no difference in the crushing strength. That is, the holding time is desirably 90 to 120 seconds.
[0031]
FIG. 18 shows a microstructure of a sample in which the rate of temperature increase is constant at 40 K / second and the holding time of the second activation treatment is changed to 90 seconds, 120 seconds, and 150 seconds. Although the number of pores is slightly larger than that in FIG. 17, the pore rate, lamella spacing, and the like are almost the same in spite of the fact that the temperature rise time is as fast as 40 K / sec. It has become. Further, the pearlite ratio slightly increased as the holding time increased. However, since there is almost no difference in the crushing strength as in FIG. 17, a holding time of 90 seconds was sufficient.
As a result, it is considered that a sintered part equivalent to or higher than that of the current continuous furnace can be produced by performing the second activation treatment for 90 seconds even if the crushing strength and the microstructure are observed.
[0032]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, since the second activation treatment is performed in the temperature range of 973 to 1273 K from the start of heating until the green compact reaches the maximum temperature, sintering is performed. can be performed completely, the effect is obtained that sufficiently can ensure to Rukoto the product strength even cooling time is long.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the amount of lubricant added to a powder and the fluidity used in an example of the present invention.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing an induction heating device used in an example of the present invention.
FIG. 3 is a diagram showing a temperature change in a sintering process in an example of the present invention.
4 is an electron micrograph showing the microstructure of a sample in Example 1. FIG.
5 is an electron micrograph showing the microstructure of a sample in Example 2. FIG.
6 is a photograph showing the result of EPMP analysis of a sample in Example 2. FIG.
7 is an electron micrograph showing the microstructure of another sample in Example 2. FIG.
FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the cooling time and heating rate of the sample and the crushing strength in Example 3.
9 is an electron micrograph showing the microstructure of a sample in Example 3. FIG.
FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the cooling time and heating rate of the sample and the crushing strength in Example 4.
11 is an electron micrograph showing the microstructure of a sample in Example 4. FIG.
FIG. 12 is a diagram showing the relationship between the cooling time and heating rate of the sample and the crushing strength in Example 5.
13 is a diagram showing the relationship between the cooling time and the rate of temperature increase and the crushing strength of another sample in Example 5. FIG.
14 is an electron micrograph showing the microstructure of a sample in Example 6. FIG.
FIG. 15 is a diagram showing the relationship between the sample heating rate and the crushing strength in Example 7.
FIG. 16 is a diagram showing the relationship between the holding time of the second activation treatment of the sample and the crushing strength in Example 7.
17 is an electron micrograph showing the microstructure of a sample in Example 7. FIG.
18 is an electron micrograph showing the microstructure of another sample in Example 7. FIG.

Claims

In a sintering method in which an Fe-based green compact containing graphite powder is induction-heated and sintered, the temperature range from 973 to 1273 K is from the start of heating until the green compact reaches the maximum temperature. second activation process rows Utotomoni sintering method of an iron-based sintered alloy, characterized in that the average heating rate was 5～30K / sec excluding the time for holding at the temperature range for holding in.

During the period from the start of heating until the powder compact reaches a maximum temperature, an average heating excluding the time for holding the first activation process of holding in the temperature range of 473~673K line Utotomoni, at temperature range The method for sintering an iron-based sintered alloy according to claim 1, wherein the speed is 5 to 40 K / sec .

The holding time of the second activation process is set to 30 to 120 seconds, and when the first activation process is performed, the holding time of the first activation process is set to 30 to 120 seconds. A method for sintering an iron-based sintered alloy according to claim 1 or 2.

The method for sintering an iron-based sintered alloy according to any one of claims 1 to 3 , wherein a cooling rate from 1073 K to 673 K in the cooling process from the maximum temperature is set to 4 to 40 K / sec.

The iron-based sintered alloy according to any one of claims 1 to 4 , wherein the green compact contains a lubricant such as metal soap or wax in an amount of 0.2% by weight or less. Production method.

The method for producing an iron-based sintered alloy according to any one of claims 1 to 5 , wherein the induction heating is performed without removing the lubricant contained in the green compact.

The method for producing an iron-based sintered alloy according to any one of claims 1 to 4 , wherein the green compact does not contain a lubricant such as metal soap or wax.

Either by self-heating said powder compact directly by the induction heating, or the heating medium which contains the green compact by causing self-heating of claims 1-7, characterized in that heating the green compact The manufacturing method of the iron-type sintered alloy in any one.