JP6735106B2

JP6735106B2 - 高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材およびその製造方法

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Publication number: JP6735106B2
Application number: JP2016016643A
Authority: JP
Inventors: 加藤　健一; 健一加藤; 幸大檢見▲崎▼; 宮原　正久; 正久宮原
Original assignee: Diamet Corp
Current assignee: Diamet Corp
Priority date: 2016-01-29
Filing date: 2016-01-29
Publication date: 2020-08-05
Anticipated expiration: 2036-01-29
Also published as: JP2017133090A; WO2017131224A1

Description

本発明は、高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材およびその製造方法に関する。

粉末冶金による耐熱焼結材は硬質相を合金基地中に分散させた構造を得ることが可能であり、内燃機関の摺動部品や軸受け等の摺動部材に広く適用されている。しかしながら摺動部材が組み込まれる機器の高性能化に伴い、使用環境が厳しくなってきており、摺動部材にはこれまで以上の高い耐摩耗性や耐環境性、高温強度などが要求されるようになっている。
内燃機関の高温用耐熱部材として、高温ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation）用ブッシュが知られており、このブッシュには従来、以下の特許文献１に記載されているＣｏ−Ｍｏ系の硬質粒子分散焼結材が使用されている。

特許文献１に記載の耐摩耗性焼結部材は、基地形成粉末と硬質相形成粉末を含む原料粉末を圧粉成形し、焼結して得られる焼結部材であり、基地形成粉末の９０質量％以上が最大粒径４６μｍの微粉末であり、硬質相形成粉末が原料粉末に対し４０〜７０質量％含まれている。また、硬質相形成粉末は、ＭｏとＣｒとＳｉを所定の割合で含有し、残部Ｃｏの組成を有する粉末であり、ＣｏＭｏ系の硬質相が基地中に分散された構造となっている。

特開２００７−１０７０３４号公報

特許文献１に記載の耐摩耗性焼結部材は、基地を構成するベースとなる粉末を微粉化することで焼結性の向上、高強度化を達成している。また、ＣｏＭｏ系の硬質粒子を基地中に分散させることで硬質粒子を多量添加しても強度低下が少ない特徴を有しており、ＣｏＭｏ系の硬質粒子を多量添加することにより優れた耐摩耗性を実現している。
ところが、特許文献１に記載されている耐摩耗性焼結部材は、硬質相に多量のＣｏを含んでいるので、近年になって問題視されるＣｏの人体への悪影響が懸念される。特に、Ｃｏが１％以上含有されているＣｏ含有材は、特定化学物質に指定されることがあるので、Ｃｏを含まない耐摩耗性焼結部材の登場が望まれる。
ところが、従来の耐摩耗性焼結材においてＣｏＭｏ系以外の硬質粒子を用い、全体としてＣｏを含まない組成であって、強度と耐摩耗性を両立できる耐熱焼結材が提供されていないのが実情であった。

以上の背景において、本発明者が焼結材における高温強度と耐摩耗性の両立を目的としてＣｏＭｏ系以外の種々の硬質粒子の活用について鋭意研究したところ、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子とＦｅ系の母相との組み合わせが有効であることを知見し、本願発明に到達した。

本発明は、以上のような事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性と強度の両面で優れた特性を得ることができ、Ｃｏを含まないＣｏフリー耐熱焼結材及びその製造方法の提供を目的とする。

（１）本発明の耐熱焼結材は前記課題を解決するために、Ｆｅ系の合金基地中にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が３３〜６０体積％分散され、前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ、（Ｃｒ，Ｆｅ） _２Ｂあるいは（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ _２で示される複合硼化物であり、
前記硬質粒子が、Ｃｒ：４０〜６４質量％、Ｂ：８〜１２質量％、Ｎｉ：０.５〜５質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物の組成を有し、前記基地と硬質粒子を合わせた全体組成においてＢ：２．９〜５．５質量％を含み、有効多孔率が５％以下であることを特徴とする。
Ｆｅ系の合金基地中にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子を３３〜６０体積％分散させることで優れた耐摩耗性と高い強度を両立できる耐熱焼結材を得ることができる。また、基地と硬質粒子の両方にＣｏを含まなくとも優れた耐摩耗性と強度を実現できるので、Ｃｏを含まない耐熱焼結材を提供できる。
有効多孔率が５％以下であるならば、焼結が良好になされてＦｅ系の合金基地と硬質粒
子がいずれも緻密な組織となっており、強度が高く耐摩耗性の良好な耐熱焼結材を提供で
きる。
（２）本発明において、前記Ｆｅ系の合金基地がＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系の母相からなることが好ましい。

（３）本発明の製造方法は、Ｆｅ系の合金基地中にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が３３〜６０体積％分散され、前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ、（Ｃｒ，Ｆｅ） _２Ｂあるいは（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ _２で示される複合硼化物であり、前記硬質粒子が、Ｃｒ：４０〜６４質量％、Ｂ：８〜１２質量％、Ｎｉ：０.５〜５質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物の組成を有し、前記基地と硬質粒子を合わせた全体組成においてＢ：２．９〜５．５質量％を含み、有効多孔率が５％以下である高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材を製造するに際し、平均粒径５〜１５μｍのＦｅ系の合金粉末に、平均粒径１〜１５μｍのＣｒＢ_２粉末と平均粒径１〜１５μｍのＣｒ_２Ｂ粉末と平均粒径１〜１５μｍのＣｒＢ粉末の少なくとも１種または２種以上を添加混合し、混合した粉末を圧縮成形し、１１５０〜１２５０℃で焼結することを特徴とする。
ＣｒＢ_２粉末またはＣｒＢ粉末が圧縮成形されたＣｒＢ_２粒子またはＣｒＢ粒子に対し焼結時にＦｅ系の合金基地からＦｅを主体とする元素が拡散し、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が生成される。この元素拡散により生成される硬質粒子はＦｅ系の合金基地と強固に結合しているので強度が高く、高温域での耐摩耗性に優れた焼結材が得られる。
（４）本発明の製造方法において、前記Ｆｅ系の合金粉末として、ステンレス鋼の粉末を用いることができる。
（５）本発明の製造方法において、前記焼結する際に０．１〜３時間真空焼結することができる。

本発明によれば、高強度かつ高温域での耐摩耗性に優れるＣｏフリー耐熱焼結材を提供できる。本発明によれば、硬質相にＣｏを含まないので、人体への悪影響の懸念がない高強度かつ高温域での耐摩耗性に優れるＣｏフリー耐熱焼結材を提供できる。

本発明に係るＣｏフリー耐熱焼結材の金属組織の一例を示す模式図。実施例と比較例で得られた試験片における圧環強度と硬質粒子体積率との関係を示すグラフ。実施例と比較例で得られた試験片における摩耗量と硬質粒子体積率との関係を示すグラフ。実施例で得られた試験片の金属組織を示す組織写真。実施例で得られた試験片の金属組織のＳＥＭ像を示す写真。

以下、本発明の一実施形態について図面を参照しながら説明する。
本実施形態に係るＣｏフリー耐熱焼結材はＦｅ系の合金基地中にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が３３〜６０体積％分散された組織を有する。なお、本願明細書において３３〜６０体積％のように範囲を表す場合、特に注記しない限り上限と下限を含む範囲を意味する。このため、３３〜６０体積％は３３体積％以上６０体積％以下の範囲を意味する。
本実施形態のＣｏフリー耐熱焼結材の組織の一例を図１に示す。図１に示すようにＣｏフリー耐熱焼結材ＡはＦｅ系の合金基地１中に不定形のＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子２が複数分散された組織を有する。また、図１の組織の一部に黒色の粒子状に示すように気孔３が分散形成され、組織全体における有効多孔率が５％以下とされている。
組織全体に占める硬質粒子２の体積率は３３〜６０％であることが好ましい。硬質粒子２の体積率が３３体積％未満ではＣｏフリー耐熱焼結材Ａの耐摩耗性が不足するおそれがあり、硬質粒子２の体積率が６０体積％を超えるようでは強度不足となるおそれがある。
本実施形態の耐熱焼結材Ａは後述する如く合金基地１が原料粉末を圧縮成形し焼結して得られるので原料とする粉末の粒径が大きい場合あるいは焼結温度が低い場合に焼結が不充分となり、有効多孔率が大きくなる。有効多孔率が大きくなると、強度が低下し、耐摩耗性が悪化するおそれがある。

Ｆｅ系の合金基地１は一例としてオーステナイト系ステンレスの粉末を圧縮成形して焼結した組織からなる。
Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子２はＣｒ：４０〜６４質量％、Ｂ：８〜１２質量％、Ｎｉ：０.５〜５質量％、残部Ｆｅ及び不可避不純物の組成を有する。
合金基地１中に硬質粒子２が分散された組織全体における望ましい組成は、Ｃｒ：２８〜３５質量％、Ｎｉ：１５〜２０質量％、Ｂ：２．９〜５．５質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物である。
中でも組織全体においてＢを２．９〜５．５質量％含むことが好ましい。
組織全体においてＢ含有量が２．９質量％未満であると耐摩耗性が不足するおそれがあり、Ｂ含有量が５．５質量％を超えると強度不足となるおそれがある。
硬質粒子２において、Ｃｒが４０質量％未満では、Ｆｅの拡散が多すぎる状態であり、硬質相自体が粗大化する為、耐摩耗性が低下する問題があり、Ｃｒが６４質量％を超える状態では、硬質相へのＦｅの拡散が不十分であり、強度が低下する問題がある。
また、硬質粒子２において、Ｂが８質量％未満では、複合硼化物の分散量が低下し、耐摩耗性が低下する問題があり、Ｂが１２質量％を超えると複合硼化物の分散量が増加し過ぎる為、強度が低下する問題がある。

Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子２は、原料粉末としてＣｒＢ_２粉末あるいはＣｒＢ粉末をオーステナイト系ステンレスの粉末と混合して圧縮成形後に焼結された際、ＣｒＢ_２粒子あるいはＣｒＢ粒子にステンレスの粉末からＦｅなどの元素が拡散されて生成された粒子である。
この硬質粒子２は、Ｃｒ_２Ｂ、ＣｒＢ_２あるいはＣｒＢのＣｒの一部をＦｅで置換した（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂ、（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ_２あるいは（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂと表記できる複合硼化物からなる。
このため硬質粒子２にはＣｒとＢに加えてＦｅとＮｉが含まれている。また、硬質粒子２にはステンレスの粉末から拡散されたＭｏやＭｎあるいはＳｉなどの不純物が含まれていても良い。
以上説明のＣｏフリー耐熱焼結材Ａはターボチャージャー用のノズル機構やバルブ機構に組み込まれる軸受けを形成する目的などのために用いられる。

「耐熱焼結材の製造方法」
Ｃｏフリー耐熱焼結材Ａを製造するためには、合金基地の原料となるＦｅ系合金粉末、例えば、オーステナイト系ステンレス合金粉末とＣｒＢ_２粉末あるいはＣｒＢ粉末を混合機などで所定の割合で均一混合した原料粉末を用意する。この原料粉末を成形型に投入し目的の軸受け形状、例えば、リング状に圧縮成形する。圧縮成形する場合の圧力は６〜１０ｔ／ｃｍ^２の範囲を選択できる。
この成形体を真空雰囲気中あるいは窒素雰囲気などの非酸化性雰囲気中において１１５０〜１２５０℃で０．１〜３時間程度焼結することによりＣｏフリー耐熱焼結材Ａを得ることができる。
原料となるＦｅ系合金粉末は有効多孔率を低くするために微粉末の状態で用いることが望ましく、例えば平均粒径（Ｄ５０）５〜１５μｍ程度の微粉末を用いることが好ましい。
Ｆｅ系合金粉末の平均粒径（Ｄ５０）が５μｍ未満では、粉末製造時に酸化し易く、Fe系合金粉末の酸化の影響により焼結性が阻害され、強度が低下する問題がある。
Ｆｅ系合金粉末の平均粒径（Ｄ５０）が１５μｍを超えるようでは、焼結性が悪化し、強度が低下する問題がある。
オーステナイト系ステンレス粉末として例えば、Ｆｅ−２５Ｃｒ−２０Ｎｉ基合金粉末を用いることができる。この他、ＪＩＳ規定ＳＵＳ３１０、３１６などのオーステナイト系合金粉末を用いても良い。
硬質相２の原料とするＣｒＢ_２粉末、Ｃｒ_２Ｂ粉末あるいはＣｒＢ粉末として例えば、平均粒径（Ｄ５０）１〜１５μｍ程度の微粉末の状態で用いることが好ましい。

次いで、前記混合粉末をプレス装置の型に投入し、プレス成形して目的の形状、例えば、リング状などの圧粉体を得る。
圧縮成形する場合、プレス装置による圧縮成形の他に熱間静水圧加圧（ＨＩＰ）、冷間静水圧加圧（ＣＩＰ）など、種々の方法を採用しても良い。
圧縮成形により得た圧粉体に１１５０〜１２５０℃で焼結する場合、１１５０℃未満の温度では焼結不十分で強度が低下する問題があり、１２５０℃を超える温度では硬質相、母相の結晶粒が粗大化し、耐摩耗性が低化する問題がある。
焼結する時間については、０．１時間未満では焼結が完了しないおそれがあり、３時間を超える焼結では硬質相、母相の結晶粒が粗大化し、耐摩耗性が低化する問題がある。

以上説明の如く製造された耐熱焼結材Ａは、ＦｅをベースにＣｒとＮｉを含有させたオーステナイト系ステンレスを主体とする基地１にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子２を分散させた耐熱焼結材であるため、高強度であり、耐摩耗性に優れる。
Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子２であるならばＦｅ系の合金基地１との結合状態が良好であり、合金基地１の中に均一分散させることができ、また、均一分散させた場合に優れた耐摩耗性を発揮できる。
また、本実施形態の耐熱焼結材Ａであるならば、Ｃｏを含んでいないので、人体への悪影響もない。

なお、本実施形態においては耐熱焼結材を用いてリング状の軸受け部材を構成した場合について説明したが、本実施形態の耐熱焼結材はターボチャージャーのノズル機構やバルブ機構に設けられる軸部材やロッド部材、軸受け部材、プレート等に広く適用できるのは勿論である。

以下、実施例を示して本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
「実施例１〜１１、比較例１〜４」
原料粉末として、平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ-２５Ｃｒ-２０Ｎｉ-１Ｓｉ合金粉末と、平均粒径（Ｄ５０）５μｍのＣｒＢ_２粉末あるいはＣｒＢ粉末を用意し、これらの粉末を以下の表１に示す最終成分組成となるように配合し、Ｖ型混合機で３０分間混合した後、成形圧力８ｔ／ｃｍ^２にてプレス成形して圧粉体を作製した。
次に、この圧粉体を真空雰囲気中において、１２００℃の温度で１.５時間焼結し、耐熱焼結材を得た。いずれの耐熱焼結材も以下の各試験毎に好適な形状に成形し各試験に供した。（実施例１〜５、比較例１、２）
また、対比材として、Ｆｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末をＦｅ１７Ｃｒ１２Ｎｉ２Ｍｏ１Ｓｉ合金粉末に替え、他は前記と同等の工程を経ることにより得た耐熱焼結材を製造した。（実施例６〜８）
更に、Ｆｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末に対しＣｒＢ_２粉末に替えてＣｒＢ粉末を加え、他は前記と同等の工程により得た耐熱焼結材を製造した。（実施例９〜１１）
平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末に替えて平均粒径（Ｄ５０）１００μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末を用い、硬質粒子体積率４０％となるようにＣｒＢ_２粉末を加え、他は同等の条件で耐熱焼結材を製造した。（比較例３）
平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末とＣｒＢ_２粉末を用い、焼結温度を１１４０℃とする以外は、前記と同等の条件で製造することで有効多孔率１２％の耐熱焼結材を製造した。（比較例４）

「比較例５〜１１」
原料粉末として、平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末と、平均粒径（Ｄ５０）４０μｍのＣｏ２８Ｍｏ９Ｃｒ２．５Ｓｉ粉末を用意し、これらの粉末を以下の表２に示す最終成分組成となるように配合し、Ｖ型混合機で３０分間混合した後、成形圧力８ｔ／ｃｍ^２にてプレス成形して圧粉体を作製した。また、平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末に替えて平均粒径（Ｄ５０）１００μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末を用い、その他の工程は上述の工程と同等として圧粉体を作製した。
次に、これらの圧粉体を真空雰囲気中において、１２５０℃の温度で１.５時間焼結し、比較例５〜比較例１１の耐熱焼結材を得た。これらの耐熱焼結材は、Ｆｅ系の合金基地の中にＣｏＭｏ系の硬質粒子が分散された構造の焼結材である。

「比較例１２〜１７」
原料粉末として、平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末と、平均粒径（Ｄ５０）４０μｍのＦｅ−６５％Ｍｏ粉末を用意し、これらの粉末を以下の表３に示す最終成分組成となるように配合し、Ｖ型混合機で３０分間混合した後、成形圧力８ｔ／ｃｍ^２にてプレス成形して圧粉体を作製した。
次に、この圧粉体を真空雰囲気中において、１２５０℃の温度で１.５時間焼結し、比較例１２〜比較例１７の耐熱焼結材を得た。これらの耐熱焼結材は、Ｆｅ系の合金基地の中にＦｅＭｏ系の硬質粒子が分散された構造の焼結材である。
「比較例１８〜２２」
原料粉末として、平均粒径（Ｄ５０）１０μｍのＦｅ２５Ｃｒ２０Ｎｉ１Ｓｉ合金粉末と、平均粒径（Ｄ５０）４０μｍのＦｅ−６５％Ｃｒ粉末を用意し、これらの粉末を以下の表に示す最終成分組成となるように配合し、Ｖ型混合機で３０分間混合した後、成形圧力８ｔ／ｃｍ^２にてプレス成形して圧粉体を作製した。
次に、この圧粉体を真空雰囲気中において、１２５０℃の温度で１.５時間焼結し、比較例１８〜比較例２２の耐熱焼結材を得た。これらの耐熱焼結材は、Ｆｅ系の合金基地の中にＦｅＣｒ系の硬質粒子が分散された構造の焼結材である。

「有効多孔率」
アルキメデス法にて有効多孔率（含油率）を測定した。
してみました。

「耐摩耗性試験」
ロールオンブロック試験を行うために、ブロックの上に円柱のシャフトを載せ９００往復回転させる試験を行った。測定温度６００℃、１２０分間行い、往復回数を１００００回として摩耗量を評価した。
摩耗量測定は、３Ｄマイクロスコープにより摩耗面の写真を撮影し、摩耗深さを測定した。摩耗試験片の形状は５０×１０×５ｍｍ厚の焼結材からなる直方体形状のブロックである。相手材のシャフトは、ＳＵＳ３１６からなる直径８ｍｍ、長さ１５０ｍｍのステンレスロッドであり、前記ブロックに、加重８０Ｎで、このステンレスロッドを押し付けつつ、モーターの回転軸として、往復回転させて試験した。
「圧環強度」
外径２０×内径１２×高さ５ｍｍサイズの試験片を用いて圧環強度を測定した。
以上の試験結果を以下の表１〜表４に示す。

表１に示す試験結果から、ＦｅＣｒＮｉベースのステンレスの粒子からなる合金基地に硬質粒子が分散した組織を有し、組織全体に対し硬質粒子が３０〜６０体積％の焼結材であるならば、強度が高く（６０６〜１００５ＭＰａ）、摩耗量が少ない（１７〜２０μｍ）という２つの特性を両立できる実施例１〜１１の焼結材を得られたことがわかる。また、これら実施例１〜１１の焼結材は０．１〜０．５％の極めて低い有効多孔率を示した。
これらの実施例に対し、表１に示す比較例１の焼結材は硬質粒子体積率が大きすぎた例であり、強度が低く、摩耗量も多くなり、比較例２の焼結材は硬質粒子体積率が小さすぎて摩耗量が増加した例である。
比較例３の焼結材はＦｅ-２５Ｃｒ-２０Ｎｉ-１Ｓｉ合金粉末の粒径が大きすぎたため、有効気孔率が６．０％と大きくなり、強度が低下し、摩耗量も増大した。
比較例４の焼結材は、焼結温度が１１４０℃と低く、焼結不十分であることが原因で気孔率が大きいため、強度が低下し、摩耗量も増大した。

表２に示す比較例５〜比較例１１はＦｅ系の基地に分散させる硬質粒子としてＣｏＭｏ系の硬質粒子を選択した試料である。これらの試料は、特許文献１に記載されている従来の耐摩耗性焼結材に係り、強度に優れ、摩耗量も少ない特徴を有する焼結材である。しかし、これら試料の焼結材は硬質相に多量のＣｏを含み、組織全体に多量のＣｏを含んでいるため、人体に対する影響の面で懸念がある。
この点、上述した表１の実施例に記載の焼結材であるならば、表２に示す比較例５〜比較例１０の焼結材と同等の高い強度と優れた耐摩耗性を有した上に、人体に対する影響を懸念する必要もない優れた耐熱焼結材であることがわかる。

表３に示す比較例１２〜比較例１７はＦｅ系の基地に分散させる硬質粒子としてＦｅＭｏ系の硬質粒子を選択した試料である。表３に示す試料は強度が低く、摩耗量も多い試料が主体であり、Ｆｅ系の基地にＦｅＭｏ系の硬質粒子を用いても強度と耐摩耗性の両立はできないことがわかる。
表４に示す比較例１８〜比較例２２はＦｅ系の基地に分散させる硬質粒子としてＦｅＣｒ系の硬質粒子を選択した試料である。表４に示す試料は強度が低い試料が多く、摩耗量も多いので、Ｆｅ系の基地にＦｅＣｒ系の硬質粒子を用いても強度と耐摩耗性の両立はできないことがわかる。
表３に示す比較例で用いたＦｅＭｏ系硬質粒子、表４に示す比較例で用いたＦｅＣｒ系硬質粒子は、いずれも硬質粒子として著名であり、Ｆｅ系の基地に分散させることで、強度と耐摩耗性の面で有望な特徴を発揮できると期待できる硬質粒子であるが、今回の試験により強度と耐摩耗性の両立ができないことがわかった。
このため、特許文献１に記載の構造においてＣｏＭｏ系の硬質粒子の代わりに公知の硬質粒子を単に適用したとしても、強度と耐摩耗性の両立は容易ではないことがわかる。この点に鑑み、本願発明の如くＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子を選択する事が重要であり、焼結時の元素拡散によりＣｒＢ粒子、Ｃｒ_２Ｂ粒子あるいはＣｒＢ_２粒子に対しＣｒに置換するようにＦｅを拡散させて複合硼化物とした硬質粒子を適用することの優位性が明らかである。

図２は表１〜表４に示すそれぞれの硬質粒子を利用した試料において、硬質粒子の体積率（体積％）と圧環強度の相関関係を求めた結果を示すグラフである。
図２に示すように、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子を分散させた耐熱焼結材は硬質粒子の体積率が大きい場合においても圧環強度が高いことがわかり、従来材として優れたＣｏＭｏ系の硬質粒子を析出させた試料と同等の性能を有していることがわかる。

図３は表１〜表４に示すそれぞれの硬質粒子を利用した試料において、硬質粒子の体積率（体積％）と摩耗量の相関関係を求めた結果を示すグラフである。
図３に示すように、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子を分散させた耐熱焼結材は硬質粒子の体積率が３０〜６０体積％の範囲において摩耗量が低いことがわかり、従来材として優れたＣｏＭｏ系の硬質粒子を析出させた試料と同等の性能を有していることがわかる。
図２、図３に示すようにＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子を分散させた耐熱焼結材は他の硬質粒子を分散させた耐熱焼結材に対比し優れていることがわかる。

図４は、表１に示す実施例３の耐熱焼結材試料の金属組織を示す組織写真である。図４に示す組織写真から、オーステナイト系金属基地（Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ母相）の内部にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が分散されている組織を確認することができた。また、図４の組織写真において不定形の黒い部分は気孔であり、有効多孔率が低いことも明らかである。

図５は表１に示す実施例３の耐熱焼結材試料の他の部分のＳＥＭ像を示す。図５に示すように薄い灰色のオーステナイト系母相中に暗色の不定形のＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が分散されている組織を確認できた。
また、同じ視野から特性Ｘ線を用いたＣｒの元素マッピングとＮｉの元素マッピングと、Ｆｅの元素マッピングと、Ｂの元素マッピングを行った。元素マッピングの結果、薄い灰色の部分がオーステナイト系母材であることがわかり、暗色の不定形の部分がＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子であることがわかった。
このような組織を有する本発明に係るＣｏフリー耐熱焼結材であるならば、強度と耐摩耗性に優れ、有効多孔率が小さい焼結材が得られる。

Ａ…耐熱焼結材、１…合金基地、２…硬質粒子、３…気孔。

Claims

Ｆｅ系の合金基地中にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が３３〜６０体積％分散され、
前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ、（Ｃｒ，Ｆｅ） _２Ｂあるいは（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ _２で示される複合硼化物であり、
前記硬質粒子が、Ｃｒ：４０〜６４質量％、Ｂ：８〜１２質量％、Ｎｉ：０.５〜５質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物の組成を有し、
前記基地と硬質粒子を合わせた全体組成においてＢ：２．９〜５．５質量％を含み、
有効多孔率が５％以下である高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材。
前記Ｆｅ系の合金基地がＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系の母相からなる請求項１に記載の高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材。
Ｆｅ系の合金基地中にＣｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が３３〜６０体積％分散され、
前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ系の硬質粒子が（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ、（Ｃｒ，Ｆｅ） _２Ｂあるいは（Ｃｒ，Ｆｅ）Ｂ _２で示される複合硼化物であり、
前記硬質粒子が、Ｃｒ：４０〜６４質量％、Ｂ：８〜１２質量％、Ｎｉ：０.５〜５質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物の組成を有し、
前記基地と硬質粒子を合わせた全体組成においてＢ：２．９〜５．５質量％を含み、
有効多孔率が５％以下である高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材を製造するに際し、
平均粒径５〜１５μｍのＦｅ系の合金粉末に、平均粒径１〜１５μｍのＣｒＢ_２粉末と平均粒径１〜１５μｍのＣｒ_２Ｂ粉末と平均粒径１〜１５μｍのＣｒＢ粉末の少なくとも１種または２種以上を添加混合し、混合した粉末を圧縮成形し、１１５０〜１２５０℃で焼結する高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材の製造方法。
前記Ｆｅ系の合金粉末としてステンレス鋼の粉末を用いる請求項３に記載の高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材の製造方法。
前記焼結する際に０．１〜３時間真空焼結することを特徴とする請求項３または請求項４に記載の高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材の製造方法。