JP5110398B2 - 鉄基焼結合金、鉄基焼結合金の製造方法およびコンロッド - Google Patents

Description

本発明は、鉄系粉末を焼結して得られ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。

粉末冶金法は、不純物が混入しにくく、複雑形状の製品を精度よく量産することが可能であることから、機械部品の製造に広く用いられている。たとえば、コネクティングロッド（コンロッド）、ベアリングレース等の機械部品は、加熱した粉末成形体（鍛造用プリフォーム）を鍛造したり、焼結体を切削したりして製造される。たとえばコンロッドは、焼結鍛造法により鍛造用プリフォームを所望の形状に熱間鍛造し、仕上げ加工として切削加工を施して製造される。このとき使用される鉄基焼結合金には、コンロッドの高性能化、軽量化のためのさらなる高強度化はもちろん、被削性も要求される。しかし、強度とともに被削性も向上させることは、両者が相反する性質であるため、非常に困難である。

焼結鍛造により製造されるコンロッドにおいては、Ｆｅ−２質量％Ｃｕ−０．６質量％Ｃ系合金からなる鉄系粉末が、一般に用いられる。Ｃｕが高濃度で存在する周辺はマルテンサイトになりやすいので、Ｃｕの添加は鉄基焼結合金の強度向上に有効である。Ｆｅ−２質量％Ｃｕ−０．６質量％Ｃ系合金に対して、銅（Ｃｕ）の添加量を増加させ炭素（Ｃ）の添加量を低減させることで、疲労強度が改善される。たとえば、特許文献１には、炭素（Ｃ）を０．２〜０．４質量％、銅（Ｃｕ）を３〜５％、マンガン（Ｍｎ）を０．５質量％以下、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物よりなる鉄基焼結合金が開示されている。また、Ｆｅ−２質量％Ｃｕ−０．６質量％Ｃ系合金に快削成分を添加することで、被削性を向上させることができる。特許文献２に記載の鉄基焼結合金は、少なくとも、Ｃを０．４〜１．０質量％、モリブデン（Ｍｏ）を１．０〜３．０質量％、Ｃｕを１．０〜４．０質量％、Ｍｎを０．２〜１．０質量％、硫黄（Ｓ）を０．０５〜０．３質量％、を含む。Ｓは、硫化マンガン（ＭｎＳ）化合物となって、鉄基焼結合金の被削性を向上させる。

特許文献３には、ニッケル（Ｎｉ）を２〜６質量％、Ｃｕを０．５〜２．５質量％、Ｍｏを０．５〜１．３質量％、Ｃを０．２〜０．８質量％、Ｐを０．１〜０．３質量％、Ｍｎを０．２〜０．６５質量％、を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる鉄基焼結合金製コンロッドが開示されている。特許文献３では、ＮｉとＣｕとを共存させることで、靭性を向上させている。

特開２００８− １３８１８号公報 特開２００８−２３１５３８号公報 特開２００２− ２０８４７号公報

上述のように、高強度化の観点から、鉄基焼結合金のＣｕはほぼ必須の添加元素と考えられてきた。ところが、鍛造に供される鍛造用プリフォームに未固溶のＣｕが存在すると、鍛造用プリフォームは脆くなり、たとえば鍛造用プリフォームをハンドリングする際には破損に注意する必要がある。また、未固溶のＣｕは、熱間鍛造される鍛造用プリフォームに割れを引き起こす（熱間脆性）ことがある。鍛造割れは、鍛造用プリフォームの温度を１１９０℃以上の高温に加熱したり加熱時間を長くしたりすることで抑制される。しかし、高温および長時間の加熱は、製造効率を低下させ、製造コストの面で不利である。また、ＣｕおよびＮｉは、強度を向上させるのに有効な元素であるが、高価であるだけでなく、リサイクル性に乏しい。

本発明は、上記の問題点に鑑み、Ｃｕ、さらにはＮｉをほとんど含まなくとも、十分な強度を保ちつつ被削性に優れた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、従来のＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系合金ではなく、これまで焼結鍛造には不向きであるとされてきたＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末を用いて強度と被削性とが両立する鉄基焼結合金を作製可能であることを見出した。そして本発明者は、この成果を発展させることで、以降に述べる種々の発明を完成させるに至った。

すなわち、本発明の鉄基焼結合金は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を混合した原料粉末を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
前記Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末は、全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上３．５質量％以下のクロム（Ｃｒ）および０．１質量％以上２質量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなり、
前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、全体を１００質量％としたときに、４０質量％以上７０質量％以下のマンガン（Ｍｎ）および１０質量％以上４０質量％以下の珪素（Ｓｉ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなり、
前記原料粉末は、該原料粉末全体を１００質量％としたときに、前記グラファイト粉末を０．３質量％以上０．７質量％以下、最大粒径で５μｍ以下に分級された前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を０．４質量％以上１質量％以下含み、
密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上であり、かつ、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有し、金属組織全体に対するマルテンサイトの面積率が４０％以下、マルテンサイトの粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする。

本発明の鉄基焼結合金は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末からなる原料粉末を焼結させてなる。本発明の鉄基焼結合金は、Ｃ、ＭｎおよびＳｉを適量含有することで、高強度となる。そのため、本発明の鉄基焼結合金では、これまで鉄基焼結合金の強化にほぼ必須と考えられていたＣｕを含む必要がない。ＭｎやＳｉは、Ｃｕよりも比較的安価に入手でき、しかも本発明の鉄基焼結合金においてはその使用量も比較的少なくて済む。つまり、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。

さらに、本発明の鉄基焼結合金では、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末とともにＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を原料粉末として用いることで、焼入れ性が大幅に向上する。つまり、本発明の鉄基焼結合金は、マルテンサイト組織が得られやすい。

また、本発明の鉄基焼結合金の密度は、７．４ｇ／ｃｍ^３以上である。本発明の鉄基焼結合金は、７．４ｇ／ｃｍ^３以上の密度で高強度および優れた被削性を示す。なお、本発明の鉄基焼結合金において「高強度」とは、たとえば引張強さで９６０ＭＰａ以上さらには１０００ＭＰａ以上である。

本発明の鉄基焼結合金は、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有する。鉄基焼結合金の金属組織がベイナイト単独の組織あるいはベイナイトおよびパーライトからなる複合組織であると軟質であるため、鉄基焼結合金を被切削材として切削を行う際に発生する切粉が連続的となり、切削工具と被切削材との間で凝着が生じることがある。しかし、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有する本発明の鉄基焼結合金は、比較的硬質であることから、切削の際に発生する切粉は分断されやすく、工具と被切削材（鉄基焼結合金）との凝着が抑制される。鉄基焼結合金では、マルテンサイトの存在割合が多い程より硬質になるが、過度に硬質な鉄基焼結合金は脆く、切削加工に不向きである。マルテンサイト率が面積率で４０％以下である本発明の鉄基焼結合金は、被削性に優れる。

さらに、本発明の鉄基焼結合金は、マルテンサイトの粒径が２０μｍ以下である。上述のごとくマルテンサイト率を４０％以下に抑えても、粒径の大きなマルテンサイトを含む鉄基焼結合金を切削加工すると、加工中に切削工具に欠けが生じたり摩耗が生じたりといった悪影響がある。マルテンサイトの粒径を２０μｍ以下とすることで、粒子自体の硬さが低下する。そのため、本発明の鉄基焼結合金を切削加工する際には、切削工具の欠け・摩耗などが抑制される。さらに、本発明の鉄基焼結合金では、粒子状のマルテンサイトがマトリックス中に分散して存在するため、切削により発生する切粉はマルテンサイト粒子により良好に分断される。その結果、切削工具と被切削材との凝着が抑制される。

また、本発明の鉄基焼結合金は、その製造において、５μｍ以下に分級されたＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末を含む原料粉末を使用することで、金属組織中のマルテンサイトの粒径を２０μｍ以下に抑制することができる。

なお、本発明の鉄基焼結合金には、単なる焼結体、焼結体を鍛造して得られる焼結鍛造体、がともに含まれる。つまり、本明細書においては、製造工程における鍛造の有無にかかわらず、「鉄基焼結合金」と総称する。

後述の原料粉末１〜３０を焼結させてなる鉄基焼結合金のビッカース硬さを示す。 後述の原料粉末１〜３０を焼結させてなる鉄基焼結合金の金属組織に含まれる各相の割合を示すとともに、原料粉末２、１２および２２を焼結させてなる鉄基焼結合金の金属組織を示す図面代用写真である。 後述の原料粉末１２、３１、３４および３５を焼結させてなる鉄基焼結合金について、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末の粒径（ｄ）とマルテンサイトの粒径（Ｄ）との関係を示すグラフである。 切削試験の説明図である。 切削試験における、加工パス数に対する切削工具の摩耗量を示すグラフである。 比較例の鉄基焼結合金からなる試験片に対して切削試験を行った後のチップ逃げ面の摩耗状態および切削で発生した切粉の外観を示す図面代用写真である。 本発明の鉄基焼結合金からなる試験片に対して切削試験を行った後のチップ逃げ面の摩耗状態および切削で発生した切粉の外観を示す図面代用写真である。 本発明の鉄基焼結合金からなる試験片に対して切削試験を行った後のチップ逃げ面の摩耗状態および切削で発生した切粉の外観を示す図面代用写真である。 自動車用コンロッドを模式的に示す。

以下に、本発明の鉄基焼結合金および鉄基焼結合金部材の製造方法、さらには本発明の鉄基焼結合金からなるコンロッドを実施するための最良の形態を説明する。なお、特に断らない限り、本明細書に記載された数値範囲「ｘ〜ｙ」は、下限ｘおよび上限ｙをその範囲に含む。そして、これらの上限値および下限値、ならびに実施例中に列記した数値も含めてそれらを任意に組み合わせることで数値範囲を構成し得る。

［鉄基焼結合金］
本発明の鉄基焼結合金は、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、珪素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）および炭素（Ｃ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有する。マルテンサイトの面積率は、金属組織全体に対して４０％以下であり好ましくは４〜４０％さらに好ましくは４〜２５％である。マルテンサイトの面積率は、たとえば、鉄基焼結合金の断面を顕微鏡観察し、得られた画像の全体の面積に対するマルテンサイトの占有面積を画像解析により算出することで求められる。マルテンサイトの存在により、鉄基焼結合金が硬質となり、切削加工を良好に行うことができる。しかし、マルテンサイトの面積率が４０％を超えると、鉄基焼結合金が硬質になり過ぎて脆化し、かえって被削性が低下する。

さらに、マルテンサイトの粒径は２０μｍ以下であり粒径が小さい程好ましいが、好ましくは２〜２０μｍさらには５〜２０μｍである。２μｍ未満の粒径をもつマルテンサイトを含む金属組織をもつ鉄基焼結合金の作製は、製造コスト等の面から実用的ではない。マルテンサイトの粒径は、たとえば、鉄基焼結合金の断面を観察し、得られた画像から結晶粒の最大径（粒子を２本の平行線で挟んだとき平行線の間隔の最大値）を測定して得られる値である。

また、本発明の鉄基焼結合金は、密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上さらには７．５ｇ／ｃｍ^３以上である。上記のような合金元素を含み上記のような金属組織をもつ鉄基焼結合金であっても、密度が低いと高強度化および被削性の向上は望めないからである。

また、本発明の鉄基焼結合金は、常温において、ビッカース硬さがＨｖ３００〜４００かつ引張強さが９６０ＭＰａ以上であると好ましい。上記のような合金元素を含み上記のような金属組織をもつ本発明の鉄基焼結合金は、上記の範囲に極近いビッカース硬さおよび引張強さを発揮する。ビッカース硬さが３００〜４００の範囲内にあれば、鉄基焼結合金は被削性に優れる。また、引張強さが９６０ＭＰａ以上さらには１０００ＭＰａ以上であれば、本発明の鉄基焼結合金は、コンロッド等の機械部品材料として十分な強度をもつと言える。

上記の金属組織、さらには上記の物性を備える本発明の鉄基焼結合金は、主成分であるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末と、強化粉末としてのグラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末と、からなる原料粉末を焼結させてなる。

Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末は、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなる。ＣｒおよびＭｏは、鉄基焼結合金の強化に有効な元素である。Ｃｒの含有量は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末全体を１００質量％としたときに、０．５〜３．５質量％さらには１〜２質量％とするのが好適である。Ｃｒ含有量が０．５質量％以上であれば、鉄基焼結合金の強度が十分に得られる。しかし、３．５質量％を超えると、粉末の圧縮性が低下するため好ましくない。また、Ｍｏの含有量は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末全体を１００質量％としたときに、０．１〜２質量％、０．１〜０．６質量％さらには０．１〜０．３質量％とするのが好適である。Ｍｏ含有量が０．１質量％以上であれば、鉄基焼結合金の強度が十分に得られる。しかし、２質量％を超えると、強度を向上させる効果が少ないだけでなく高コストとなるため好ましくない。

Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末は、必要に応じて、珪素（Ｓｉ）およびマンガン（Ｍｎ）を合金元素として含んでもよい。ただし、ＳｉおよびＭｎの含有量が過多であるとＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末が硬質となって成形性が低下する。そのため、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末全体を１００質量％としたときに、Ｓｉの含有量を０．０５質量％未満、Ｍｎの含有量を０．２質量％未満とするとよい。

Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、鉄基焼結合金の機械的強度を向上させる強化粉末である。Ｆｅ−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であるのが好ましい。このような粉末は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金インゴットとして市販されており入手は容易であり、粉砕処理により比較的安価に製造することができる。

Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末全体を１００質量％として、４０〜７０質量％のＭｎ、１０〜４０質量％のＳｉを含み、残部が鉄と不可避不純物とからなると好ましい。ＭｎやＳｉが過少であると、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、ＭｎやＳｉが過少であると、本発明の鉄基焼結合金の原料粉末に占めるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末の割合が多く必要となり、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。さらに好ましいＭｎおよびＳｉの含有量は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末全体を１００質量％として、Ｍｎが４０〜７０質量％、Ｓｉが１５〜３５質量％、ＭｎとＳｉとの合計が７５〜８５質量％さらには８０〜８５質量％である。

Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末中のＭｎとＳｉとの組成比は問わないが、その組成比（Ｍｎ／Ｓｉ）が０．５〜４さらには１．５〜４であると好ましく、強度、延性、寸法安定性など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が得られやすいからである。また、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、必要に応じて２．５質量％以下さらには１．５〜２質量％の炭素（Ｃ）を含んでもよい。

グラファイト粉末は、本発明の鉄基焼結合金にＣを導入する。本発明の鉄基焼結合金は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末によって強化されるが、さらにグラファイト粉末を用いることで一層の高強度化が図られる。特に、焼入、焼戻などの熱処理によって、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。Ｆｅ−Ｃ合金粉や各種の炭化物粉末などを使用することも可能であるが、Ｃがほぼ１００％のグラファイト粉末が好ましい。

原料粉末は、原料粉末全体を１００質量％としたときに、グラファイト粉末を０．３〜０．７質量％さらには０．５〜０．７質量％、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を０．４〜１質量％さらには０．５〜０．８質量％含むとよい。残部は、主としてＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末である。グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末が過少であると、マルテンサイトを含む金属組織が得られにくい。グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末が増加するにつれて、マルテンサイト率は増加するが、過多であるとマルテンサイトの面積率が４０％を超えるため、好ましくない。原料粉末は、所定の割合のグラファイト粉末とＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末とを含み、残部は主としてＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末であるのが好ましいが、さらに、ＭｎＳ粉末、ＢＮ粉末などの快削成分を含んでもよい。快削成分は、原料粉末全体を１００質量％としたときに、０．６質量％以下、０．３質量％以下さらには０．１〜０．３質量％含まれるとよい。

また、本発明の鉄基焼結合金は、鉄基焼結合金全体を１００質量％としたとき、０．５〜３．５質量％のＣｒ、０．１〜０．６質量％のＭｏ、０．０４〜０．４質量％のＳｉ、０．１〜０．７質量％のＭｎおよび０．３〜０．９質量％のＣを含み、残部が鉄と不可避不純物とからなる、と規定することも可能である。

ＭｏおよびＣｒは、鉄基焼結合金の焼き入れ性を向上させる元素である。それらの好適な含有量はＣ量などによっても変化するため一概には特定できないが、たとえば、鉄基焼結合金全体を１００質量％として、Ｃｒを０．５〜３．５質量％さらには１．３〜１．７質量％、Ｍｏを０．１〜０．６質量％さらには０．１〜０．３質量％含有すると好適である。

さらに、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強度は大きく向上し、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。Ｍｎ含有量は、鉄基焼結合金全体を１００％としたときに、０．１〜０．７質量％さらには０．１６〜０．７質量％、０．２〜０．６質量％が好ましい。Ｍｎ量が過少では、その効果が乏しい。Ｍｎ量が過多になると、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。

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。Ｓｉ含有量は、鉄基焼結合金全体を１００％としたときに、０．０４〜０．４質量％さらには０．１〜０．３質量％が好ましい。Ｓｉ量が過少では、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。

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含有量は、鉄基焼結合金全体を１００％としたときに、０．３〜０．９質量％さらには０．３〜０．７質量％が好ましい。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。

なお、本発明の鉄基焼結合金は、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のが好ましい。本発明の鉄基焼結合金は、ＣｕまたはＮｉを含有させるまでもなく、高強度である。ＣｕおよびＮｉの少なくとも一方を実質的に含まないＣｕフリー鉄基焼結合金またはＮｉフリー鉄基焼結合金であると、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およびＮｉの使用が抑制されることで、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。ただし、本発明の鉄基焼結合金は、ＣｕやＮｉの含有を全く排除するものではない。上述した合金元素と共に適量のＣｕやＮｉを含有する場合も本発明の範囲に含まれる。本発明の鉄基焼結合金におけるＣｕおよびＮｉの含有量を規定するのであれば、鉄基焼結合金全体を１００％としたときに、２質量％以下さらには１質量％以下が好ましい。

なお、本発明の鉄基焼結合金は、本明細書全体を通じて、鉄基焼結合金からなる鉄基焼結合金部材を含む広い概念である。以下に、本発明の鉄基焼結合金あるいは鉄基焼結合金部材を製造するための好適な形態を説明する。

［鉄基焼結合金の製造方法］
本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、主として、分級工程、原料粉末混合工程、成形工程および焼結工程を含む。以下に、それぞれの工程を説明する。なお、原料粉末として使用するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末およびグラファイト粉末の組成および配合割合は、既に説明した通りである。

（１）分級工程
分級工程は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を最大粒径で５μｍ以下に分級（篩い分け）する工程である。５μｍ以下に分級されたＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末を使用することで、金属組織中のマルテンサイトの粒径を２０μｍ以下に抑制することができる。なお、図３に、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末からなる原料粉末を焼結させてなる鉄基焼結合金のＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末の粒径とマルテンサイトの粒径との関係を示す。図３において、「ＦｅＭＳII粒径（ｄ）」がＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末の粒径、「マルテンサイト径（Ｄ）」がマルテンサイトの粒径、に相当する。マルテンサイトの粒径は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末の粒径の約２倍である。そして、５μｍ以下に分級されたＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を使用すれば、マルテンサイトを確実に微細化できる。

なお、分級工程において、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末を分級してもよい。市販のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末（たとえば後述のＡｓｔａｌｏｙＣｒＬで最大粒径２１２μｍ）は、原料粉末として使用可能な粒径を有するが、このような粉末を最大粒径で２１２μｍ以下、１８０μｍ以下さらには１５０μｍ以下に分級してもよい。特に、最大粒径で１５０μｍ以下に分級されると、成形体密度比や焼結体密度比が向上し、成分変動や偏析などの少ない均質な鉄基焼結合金が得られ易い。しかし、６３μｍ以下に分級したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末を用いると、成形性が低下するため望ましくない。

（２）原料粉末混合工程
（２−１）原料粉末混合工程は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末からなる原料粉末を調製する工程である。本工程では、原料粉末全体を１００質量％としたときに、グラファイト粉末を０．３〜０．７質量％さらには０．５〜０．７質量％、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末を０．４〜１質量％さらには０．５〜０．８質量％となるように調製する。所定の範囲の組成を有する各粉末を所定の配合割合で調製することで、上記の金属組織を有する本発明の鉄基焼結合金が容易に得られる。また、原料粉末の混合は、一般的な方法により行えばよい。

（２−２）なお、成形後の焼結工程が焼結鍛造工程であれば、原料粉末混合工程において、原料粉末にさらに潤滑剤を添加する。すなわち、本工程において、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末および潤滑剤を混合する。潤滑剤の含有量は、原料粉末（潤滑剤を含む）を１００質量％としたときに、１質量％以下さらには０．４〜０．８質量％であるとよい。潤滑剤としては、具体的には、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸リチウム、ワックス系潤滑剤（たとえば、ロンザジャパン製アクラワックスＣ、日本油脂製アミドワックス、ヘガネス社製ケノルーブ等）などが挙げられ、これらのうちの一種以上を単独あるいは混合して用いればよい。

（３）成形工程
（３−１）成形工程は、原料粉末を成形して密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上の粉末成形体とする工程である。密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上とは、成形体密度比にして９５％以上の高密度成形体である。このような高密度成形体を得ることができる成形方法の一例として特許３３０９９７０号公報に記載の粉末成形体の成形方法が挙げられる。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。金型潤滑温間加圧成形法によれば、成形圧力が１０００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以上、１５００ＭＰａ以上さらには２０００ＭＰａといった、従来レベルを超越した超高圧成形を工業レベルで行うことが可能である。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。

（３−２）なお、次の焼結工程が焼結鍛造工程であれば、必ずしも粉末成形体の密度を７．４ｇ／ｃｍ^３以上とする必要はない。焼結鍛造工程終了後の焼結体の密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上となればよく、成形工程終了時点での粉末成形体の密度は、少なくとも６．５ｇ／ｃｍ^３、６．８ｇ／ｃｍ^３以上さらには７．０ｇ／ｃｍ^３以上であれば十分である。したがって、上記の金型潤滑温間加圧成形法を必ずしも用いる必要はなく、一般的な方法により粉末成形体を成形してもよい。

（４）焼結工程
（４−１）密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上の粉末成形体は、粉末成形体を加熱する加熱工程、および加熱工程後の粉末成形体を冷却してマルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有する焼結体を得る冷却工程、からなる焼結工程に供される。

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。たとえば、本発明の焼結工程は、１１００〜１３７０℃さらには１１００〜１１８０℃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。また、加熱工程において、上記の所定の加熱温度で粉末成形体を保持する保持時間は、１分以上さらには５分以上とするのが望ましく、６０分以下さらには３０分以下とするとよい。

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。たとえば、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、本発明の鉄基焼結合金の製造方法では、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１００℃／分以下でも焼入れが可能であり、３０℃／分以上さらには７０℃／分以上が望ましい。これは、原料粉末に含まれる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。したがって、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。

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およびベイナイトからなる金属組織を有する焼結体（すなわち本発明の鉄基焼結合金）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、急冷設備など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。

なお、本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、焼結工程終了後に、強度や靱性などを調整するために、別途、熱処理工程を含んでもよい。たとえば、焼入れ後に通常行われる焼戻し等を別途行ってもよい。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が可能である。

（４−２）一方、潤滑剤を含む原料粉末からなる粉末成形体は、粉末成形体を加熱する加熱工程、加熱工程後の粉末成形体を熱間鍛造して粉末成形体の密度を７．４ｇ／ｃｍ^３以上とする熱間鍛造工程および熱間鍛造工程後の該粉末成形体を冷却して焼結体を得る冷却工程からなる焼結鍛造工程に供される。

焼結工程の加熱工程および冷却工程は、（４−１）ですでに説明した通りである。そのため、以下に、焼結工程の熱間鍛造工程について説明する。熱間鍛造工程は、加熱工程に続いてなされ、粉末成形体を熱間鍛造して粉末成形体の密度を７．４ｇ／ｃｍ^３以上とする工程である。熱間鍛造は、一般に、被加工材を再結晶温度以上の高温に加熱してから、所望の形状に成形する加工である。したがって、上記の加熱工程で所定の温度で所定の時間保持された粉末成形体を、そのまま熱間鍛造工程に供すればよい。鍛造としては、たとえば、コイニング、ロールフォージング、すえ込みコイニングなどが挙げられる。熱間鍛造工程に続いて、冷却工程が行われる。

［鉄基焼結合金からなるコンロッド］
上記本発明の鉄基焼結合金は、各種機械部品に好適であるが、高強度で優れた被削性をもつことから、特に、自動車用エンジンのコネクティングロッド（コンロッド）に好適である。コンロッドとは、ピストンとクランクシャフトとを連結するための部材である。コンロッドの一例を図７に示す。コンロッド７０は、一端側にピストンピンを挿入するための挿入穴７１ｈが形成された小端部７１と、他端側にクランクシャフトのピン部を挿入するための挿入穴７２ｈが形成された大端部７２と、を備える。このようなコンロッドは、本発明の鉄基焼結合金の製造方法により得られた所定の形状の素材に対して、ピストンあるいはクランクシャフトに確実に連結するために必要な挿入穴を切削加工して形成することで、製造される。

以上、本発明の鉄基焼結合金、鉄基焼結合金の製造方法およびコンロッドの実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良などを施した種々の形態にて実施することができる。

以下に実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。

（１−１．鉄基焼結合金の製造）
（原料粉末の調製）
Ｆｅ−１．５Ｃｒ−０．２Ｍｏ粉末（ヘガネス社製ＡｓｔａｌｏｙＣｒＬ、粒径２０〜２１２μｍ）、およびグラファイト（Ｇｒ）粉末（日本黒鉛社製ＪＣＰＢ、粒径は４５μｍ以下）を用意した。また、Ｆｅ−５０Ｍｎ−３０Ｓｉ（日本電工社製）のインゴットを振動ミル（中央化工機製）にて３０分間粉砕処理して粉末とした。これらの粉末を５μｍ以下、１０μｍ以下、２５μｍ以下および４５μｍ以下に篩い分けした。以後、Ｎμｍ以下に分級したことを「粒度−Ｎμｍ」と略記する。同様に、シリコマンガン（ＪＩＳ１号）のインゴットを振動ミルにて３０分間粉砕処理して粉末とし分級し、粒度−５μｍとした。以後、Ｆｅ−５０Ｍｎ−３０Ｓｉ粉末を「ＦｅＭＳII」、シリコマンガン粉を「ＦｅＭＳＣ」と表記し、両者を「ＦｅＭＳ」と総称する。ＦｅＭＳIIおよびＦｅＭＳＣの組成を表１に示す。

なお、組成の単位は全て「質量％」であり、特に断らない限り以下同様である。

上記のＡｓｔａｌｏｙＣｒＬ粉末、Ｇｒ粉末およびＦｅＭＳ粉末を、表２の配合割合となるように秤量し、ボールミル式回転混合を十分に行って、均一な混合粉末からなる原料粉末（Ｎｏ．１〜４０）を用意した。

（粉末成形体の作製）
粉末成形体の作製は、特許３３０９９７０号公報に記載の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を有する超硬製金型を用意した。金型の内周面には予めＴｉＮコート処理を施した。金型は、バンドヒータで予め１５０℃に加熱した。加熱した金型の内周面に、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均一に塗布し、約１μｍのＬｉＳｔ被膜を形成した。この金型のキャビティへ、上記の手順で調製した原料粉末を自然充填した。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。次に、金型に充填された原料粉末を、成形圧力１１７６ＭＰａで成形して、φ２３ｍｍ×１２ｍｍの円柱形状の粉末成形体を得た。

（焼結体の作製）
得られた粉末成形体を、島津製作所製雰囲気可変急速冷却焼結炉を用いて、１１５０℃の窒素ガス雰囲気中でそれぞれ焼結させて、焼結体（鉄基焼結合金）を得た。粉末成形体は、１１５０℃で１０分間保持し、焼結後の冷却速度を７０℃／分とした。その後、２００℃で６０分間、大気中で焼き戻しを行った。

（物性値の測定）
上記の手順で作製された粉末成形体および焼結体の密度を測定した。密度は、マイクロメータを用いて測定した円柱の外径および高さから計算した体積と、別途計量した質量から算出した。結果を表２に示す。なお、表２において、「Ｇ．Ｄ」は粉末成形体、「Ｓ．Ｄ」は焼結体、の密度をそれぞれ示す。また、ビッカース硬度計を用いて、試験荷重３０ｋｇｆのもと、焼結体の断面の硬さを測定した。結果を表２および図１に示す。

なお、焼結体に含まれる各元素の含有割合は、原料粉末の組成および配合割合から算出される値と同等で、Ｃ含有量が僅かに減少するのみであった。

（金属組織の観察）
上記の手順で製作した焼結体の断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。観察面は、焼結体の切断面を研磨した後、ナイタールを用いてエッチング処理を施して作製した。顕微鏡観察して得られた画像から、マルテンサイトの面積率（マルテンサイト率）と粒径を求めた。マルテンサイト率は、得られた画像の全体の面積に対するマルテンサイトの占有面積を画像解析により算出して求めた。算出したマルテンサイト率を図２に示す。図２において、Ｍはマルテンサイト、ＵＢは上部ベイナイト、ＦＰは微細パーライト、をそれぞれ示す。粒径は、得られた画像のマルテンサイト結晶粒の最大径Ｄ（粒子を２本の平行線で挟んだとき平行線の間隔の最大値）と、同じ結晶粒の中央部に視認されるＦｅＭＳII粒子の最大径ｄを測定した。幾つか撮影した画像から測定した個々の結晶粒のｄおよびＤを図３のグラフに示す。また、測定される結晶粒のＤおよびｄを、図３の左上に模式的に示す。

なお、Ｎｏ．２、１２および２２の原料粉末から得られた焼結体の断面を顕微鏡観察した結果を、図２に併せて示す。

（１−２．評価）
いずれの原料粉末を用いても、７．４ｇ／ｃｍ^３以上の高密度の焼結体が得られた。また、寸法変化は、密度の変化率にして０．２％程度であった。硬さは、Ｇｒ添加量およびＦｅＭＳ添加量が多くなるほど高くなった。

図１および図２の表は、粒度−５μｍのＦｅＭＳII粉末およびＧｒ粉末の添加量を変えた場合のビッカース硬さと組織割合を示している。原料粉末に占めるＧｒ粉末およびＦｅＭＳIIの割合を調整することで、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有しマルテンサイト率が４０％以下である鉄基焼結合金が得られることがわかった。特に、原料粉末全体に対するＦｅＭＳIIの含有量を０．５〜１％程度、Ｇｒの含有量を０．７％以下とすることで、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有しマルテンサイト率が４０％以下である鉄基焼結合金が容易に得られることがわかった。さらに、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有しマルテンサイトの面積率が４０％以下である金属組織をもつ鉄基焼結合金は、３００〜４００程度のビッカース硬さであることがわかった。

なお、ＦｅＭＳIIの添加量が多くなる程、マルテンサイト率が増大することは、図２に示すそれぞれの顕微鏡写真より明らかである。しかし、これらの焼結体の原料粉末に含まれるＦｅＭＳIIの粒度はいずれも−５μｍであったため、マルテンサイトの粒径に大差はなかった。

図３は、原料粉末に含まれるＦｅＭＳIIの粒径（ｄ）とマルテンサイトの粒径（Ｄ）との関係を示すグラフである。このグラフにおいて、ｄが２５〜４５μｍの範囲は原料粉末３１、ｄが１０〜２５μｍの範囲は原料粉末３４、ｄが５〜１０μｍの範囲は原料粉末３５、ｄが５μｍ以下は原料粉末１２、を用いて作製した焼結体の断面を撮影した画像から測定した値である。ＦｅＭＳIIの粒径が大きい程、マルテンサイトの粒径も大きくなった。マルテンサイトの粒径は、ＦｅＭＳIIの粒径の約２倍であった。そして、粒度−５μｍ以下のＦｅＭＳIIを使用すれば、マルテンサイトの粒径を２０μｍ以下にできた。なお、マルテンサイト粒子のビッカース硬さを測定したところ、粒径が２０μｍ以下のマルテンサイトはＨｖ４００〜５００程度であった。一方、２０μｍを超える粒径のマルテンサイトは、Ｈｖ５００を上回った。

（２−１．鉄基焼結合金の製造）
（原料粉末の調製）
上記のＡｓｔａｌｏｙＣｒＬ粉末、Ｇｒ粉末、ＦｅＭＳII粉末（粒度−５μｍ）および潤滑剤としてステアリン酸亜鉛（ＺｎＳｔ．）、必要に応じて快削成分として硫化マンガン（ＭｎＳ）粉末を、表３の配合割合となるように秤量し、ボールミル式回転混合を十分に行って、均一な混合粉末からなる原料粉末（Ｎｏ．２ｃ、１１ｅ〜１３ｅ、２２ｅおよび１２ｅ^＋）を用意した。

（粉末成形体の作製）
一般的な金型成形装置を用い、φ６１ｍｍ×２７ｍｍの円柱形状の粉末成形体を作製した。得られる粉末成形体の密度が７．０ｇ／ｃｍ^３となるように、成形を行った。

（焼結鍛造体の作製）
得られた各粉末成形体を、雰囲気加熱炉（エレマ炉）を用いて、１１５０℃の窒素ガス雰囲気中で１０分間加熱した。加熱した粉末成形体を、面圧１０ｔ／ｃｍ^２でコイニング鍛造し、冷却速度７０℃／分で冷却し、焼結鍛造体（鉄基焼結合金）を得た。なお、原料粉末２ｃ、１１ｅ〜１３ｅ、２２ｅおよび１２ｅ^＋を用いて作製された焼結鍛造体を順にＣ２、Ｅ１１〜Ｅ１３、Ｅ２２およびＥ１２^＋とした。これらの焼結鍛造体は、いずれも、φ６２ｍｍ×厚さ２３ｍｍ、密度７．７８〜７．８２ｇ／ｃｍ^３であった。その後、２００℃で６０分間、大気中で焼き戻しを行った。

（金属組織の観察）
上記の手順で製作した焼結鍛造体の断面を光学顕微鏡を用いて観察し、マルテンサイト率を求めた。マルテンサイト率の算出方法は、既に述べた通りである。求めたマルテンサイト率を表４に示す。

（物性値の測定）
上記の手順で作製された焼結鍛造体の硬さを測定した。硬さの測定方法は、既に述べた通りである。結果を表４に示す。また、各焼結鍛造体の引張強さおよび伸びを測定した。引張強さおよび伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手順により求めた。

（切削試験）
上記の手順で作製された焼結鍛造体から黒皮を除去しφ６１ｍｍ×ｔ２３ｍｍとした試験片を用い、切削試験を行った。切削試験にはＣＮＣ旋盤を用い、図４に示すように、試験片Ｐを生爪４１でチャッキングした後、外径加工用バイト４２を用いて外径旋削加工を行った。バイト４２には、チップ４２ｔ（住友電工製超硬チップＳＰＰ−３２１Ｓ−ＣＧ０５）を取り付けた。切削条件は、切削速度：１９５ｍ／分、送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、切込量：０．０５ｍｍ、とした。この条件の下、試験片の外径を１パスあたり１２ｍｍ旋削し、１つの試験片に対して１５０パス（３０パス×５回）まで旋削を行った。そして、試験片に対し３０パス後と１５０パス後の仕上げ面の十点平均粗さＲｚ（ＪＩＳ）を面粗さ計により測定し、３０パス毎のチップの摩耗量（摩耗深さ）を実体顕微鏡により測定した。仕上げ面粗さを表４に、チップの摩耗量を図５に、それぞれ示す。

（２−２．評価）
焼結体Ｃ２は、ＦｅＭＳIIを含まない原料粉末２ｃを用いて作製された比較例である。焼結体Ｃ２は、金属組織にマルテンサイトを含まず、硬さおよび引張強さは十分ではなかった。そのため、９０パスの時点でチッピングが発生し、試験が中断した。

一方、焼結体Ｅ１１〜Ｅ１３、Ｅ２２およびＥ１２^＋は、１５０パスまで加工ができた。焼結体Ｅ１１〜Ｅ１３、Ｅ２２およびＥ１２^＋の金属組織は、マルテンサイトおよびベイナイトからなり、マルテンサイト率が５〜４０％の範囲内であった。また、これらの焼結体は、ビッカース硬さがＨｖ３００〜４００の範囲内であり、引張強さが１０００ＭＰａ程度、伸びは６〜１０％であった。切削試験では、焼結体Ｅ１１〜Ｅ１３、Ｅ２２およびＥ１２^＋の１５０パス後の仕上げ面の粗さは、３０パス後のものとほとんど変わりなかった。この表面粗さの値は、現在実用されている鉄基焼結合金（Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃ−ＭｎＳ材：Ｈｖ２７０）と同等であった。また、焼結体Ｅ１２と焼結体Ｅ１２^＋は、ＭｎＳ粉末の有無が異なるが、いずれの焼結体も、強度および被削性ともに優れた特性を示した。

なお、図６Ａ〜Ｃに、切削試験後のチップ逃げ面の摩耗状態および切削で発生した切粉の外観を示す。焼結体Ｃ２を旋削したチップの表面は摩耗が著しく、切粉が連続していた（図６Ａ）。一方、焼結体Ｅ１２またはＥ１２^＋を旋削したチップの表面は摩耗が目立たず、切粉が分断されていた。特に、焼結体Ｅ１２^＋を旋削したチップの表面の摩耗は小さく、切粉の分断も良好であった（図６Ｃ）。

以上のように、本発明の鉄基焼結合金は、１０００ＭＰａ程度の高強度を有するとともに、快削成分（ＭｎＳ粉末）を添加しなくても、現用材（Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃ材）と同等の被削性を有した。特に、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を０．５％（０．４〜０．６％であれば誤差範囲である）、グラファイト粉末を０．５〜０．７％、必要に応じて快削成分を０．６％以下含み、残部がＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末からなる原料粉末より得られる鉄基焼結合金は、高強度を有するとともに被削性に優れることがわかった。

Claims (13)

1. Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末およびＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を混合した原料粉末を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
   前記Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末は、全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上３．５質量％以下のクロム（Ｃｒ）および０．１質量％以上２質量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなり、
   前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末は、全体を１００質量％としたときに、４０質量％以上７０質量％以下のマンガン（Ｍｎ）および１０質量％以上４０質量％以下の珪素（Ｓｉ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなり、
   前記原料粉末は、該原料粉末全体を１００質量％としたときに、前記グラファイト粉末を０．３質量％以上０．７質量％以下、最大粒径で５μｍ以下に分級された前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を０．４質量％以上１質量％以下含み、
   密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上であり、かつ、マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有し、金属組織全体に対するマルテンサイトの面積率が４０％以下、マルテンサイトの粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする被削性に優れた鉄基焼結合金。
2. 前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ粉末において、ＭｎとＳｉとの組成比（Ｍｎ／Ｓｉ）が、０．５〜４である請求項１に記載の鉄基焼結合金。
3. 前記原料粉末は、該原料粉末全体を１００質量％としたときに、前記グラファイト粉末を０．５質量％以上０．７質量％以下含む請求項１または２に記載の鉄基焼結合金。
4. 前記Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末は、最大粒径で２１２μｍ以下に分級されている請求項１〜３のいずれかに記載の鉄基焼結合金。
5. 全体を１００質量％としたとき、０．５質量％以上３．５質量％以下のクロム（Ｃｒ）、０．１質量％以上０．６質量％以下のモリブデン（Ｍｏ）、０．０４質量％以上０．４質量％以下の珪素（Ｓｉ）、０．１質量％以上０．７質量％以下のマンガン（Ｍｎ）および０．３質量％以上０．９質量％以下の炭素（Ｃ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなる請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基焼結合金。
6. 銅（Ｃｕ）を含まないＣｕフリー鉄基焼結合金またはニッケル（Ｎｉ）を含まないＮｉフリー鉄基焼結合金である請求項１〜５のいずれかに記載の鉄基焼結合金。
7. 常温において、ビッカース硬さがＨｖ３００以上４００以下かつ引張強さが９６０ＭＰａ以上である請求項１〜６のいずれかに記載の鉄基焼結合金。
8. マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有し、金属組織全体に対するマルテンサイトの面積率が４０％以下、マルテンサイトの粒径が２０μｍ以下である被削性に優れた鉄基焼結合金の製造方法であって、
   全体を１００質量％としたときに、４０質量％以上７０質量％以下のマンガン（Ｍｎ）および１０質量％以上４０質量％以下の珪素（Ｓｉ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を最大粒径で５μｍ以下に分級する分級工程と、
   全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上３．５質量％以下のクロム（Ｃｒ）および０．１質量％以上２質量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末および前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を混合して、粉末全体を１００質量％としたときに、前記グラファイト粉末を０．３質量％以上０．７質量％以下、前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を０．４質量％以上１質量％以下含む原料粉末を得る原料粉末混合工程と、
   前記原料粉末を成形して密度が７．４ｇ／ｃｍ^３以上の粉末成形体とする成形工程と、
   前記粉末成形体を加熱する加熱工程および該加熱工程後の該粉末成形体を冷却して前記金属組織を有する焼結体を得る冷却工程からなる焼結工程と、
   を含むことを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
9. マルテンサイトおよびベイナイトからなる金属組織を有し、金属組織全体に対するマルテンサイトの面積率が４０％以下、マルテンサイトの粒径が２０μｍ以下である被削性に優れた鉄基焼結合金の製造方法であって、
   全体を１００質量％としたときに、４０質量％以上７０質量％以下のマンガン（Ｍｎ）および１０質量％以上４０質量％以下の珪素（Ｓｉ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を最大粒径で５μｍ以下に分級する分級工程と、
   全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上３．５質量％以下のクロム（Ｃｒ）および０．１質量％以上２質量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含み、残部が鉄と不可避不純物とからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ系粉末、グラファイト粉末、前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末および潤滑剤を混合して、粉末全体を１００質量％としたときに、前記グラファイト粉末を０．３質量％以上０．７質量％以下、前記Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粉末を０．４質量％以上１質量％以下含む原料粉末を得る原料粉末混合工程と、
   前記原料粉末を粉末成形体に成形する成形工程と、
   前記粉末成形体を加熱する加熱工程、該加熱工程後の該粉末成形体を熱間鍛造して該粉末成形体の密度を７．４ｇ／ｃｍ^３以上とする熱間鍛造工程および該熱間鍛造工程後の該粉末成形体を冷却して前記金属組織を有する焼結体を得る冷却工程からなる焼結鍛造工程と、
   を含むことを特徴とする被削性に優れた鉄基焼結合金の製造方法。
10. 前記原料粉末は、該原料粉末全体を１００質量％としたときに、前記グラファイト粉末を０．５質量％以上０．７質量％以下含む請求項８または９に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
11. 前記加熱工程は、前記粉末成形体を１１００〜１３７０℃で１〜６０分間加熱する工程である請求項８〜１０のいずれかに記載の鉄基焼結合金の製造方法。
12. 前記冷却工程は、３０℃／分以上１００℃／分以下の冷却速度で冷却する工程である請求項８〜１１のいずれかに記載の鉄基焼結合金の製造方法。
13. 請求項１〜７のいずれかに記載の鉄基焼結合金からなるコンロッド。