JP7167428B2 - 鉄基焼結合金材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、表面が硬化されて強度が向上した鉄基焼結合金材及びその製造方法に関する。

従来、機械部品等に求められる耐摩耗性や耐疲労性等の材料特性を金属材料に付与するために、化学的硬化法による表面処理が行われている。化学的硬化法は、材料表面に硬化成分を作用させて表面に硬化層を形成する方法であり、浸炭処理、窒化処理、浸窒処理、浸炭窒化処理、浸硫窒化処理、ホウ化処理など、様々な処理方法がある。浸炭処理は、非常に古くから行われている硬化法であり、広く利用されているが、浸炭後の熱処理として施される焼入れによって生じる歪みの大きさが問題となる。

一方、窒化物による析出強化を利用する窒化処理は、浸炭処理に比べて低い加熱温度で処理可能であり、熱的歪みを減少させることができるが、処理時間の長さや硬化層の薄さが問題となる。又、窒化物は、硬くても脆さを有するため、強度の点においても問題がある。一方、窒素の固溶拡散による浸窒処理は、窒化物の生成に依らないので、脆さによる問題は回避され、浸炭処理に比べて熱的歪みは小さくなる。しかし、浸窒処理においても、処理時間の長さや硬化層が浅いといった欠点がある。例えば、下記特許文献１には、金属材の表面を硬化させる表層硬化処理方法が記載され、金属材に浸窒処理を行うことによって、表面より７８μｍの深さまでのビッカース硬さが５％以上高くなることが開示されている。この深さの硬化層は、１２時間の処理によって得られている。

再公表特許ＷＯ２０１４／１０４０８５号公報

窒素が浸透拡散したオーステナイトは、焼入れを施すとマルテンサイト変態が進行して硬さが著しく増加する。つまり、表面の硬化層は、このような急冷による熱処理を施すことによって形成される。Ｆｅ－Ｎ系におけるオーステナイト化温度は、Ｆｅ－Ｃ系に比べて低いので、浸窒処理においては、浸炭処理に比べて、熱処理における歪みを低減することが可能である。しかし、上述のように、従来の浸窒処理においては、十分な厚さの硬化層を表面に生成することは困難である。耐摩耗性等に優れた機械部品等を効率的且つ安価に供給するためには、熱処理による歪みが小さく、短時間で比較的厚い硬化層を形成可能な表面硬化を実現し、機械部品等を構成する金属材料の材料特性の向上を可能にすることが必要である。

本発明は、上記課題を解決し、硬化層によって強度が向上した金属材料を効率的且つ安価に供給することを可能にし、高品質の製品を高精度で提供することを課題とする。

本発明者は、上記課題を解決するために、金属材料の化学的硬化法について検討し、鉄基焼結合金の浸窒焼入れによって表面に硬化層が好適に形成された金属材料を得ることが可能であることを見出し、これを利用して、耐摩耗性や疲労強度に優れたスプロケット等の機械部品や各種部材を提供し得る技術を成すに至った。

本発明の一態様によれば、鉄基焼結合金材は、炭素を含有し、窒素を過飽和に固溶するマルテンサイト相を呈する硬化層を表面に有する。

前記鉄基焼結合金材は、０．１～１．０質量％の炭素を含むと良い。更に、クロム、銅、モリブデン、マンガン及びニッケルからなる群より選択される１種以上の合金化成分を含んでよい。合金化成分は、０．１５～４．５質量％のクロム、０．２～４．５質量％の銅、０．１～２．０質量％のモリブデン、０．１～３．０質量％のマンガン、及び、０．２～４．５質量％のニッケルの何れかである。前記硬化層は、表面からの深さが１００μｍ以上であることにより、面圧疲労強度の向上に寄与する。

又、本発明の一態様によれば、鉄基焼結合金材の製造方法は、炭素粉末を含有する鉄基混合粉末を所望の形状の圧粉体に成形し、前記圧粉体に対して非酸化性の環境で、前記圧粉体を１０００～１３００℃に加熱して焼結することにより鉄基焼結合金基材を得て、前記鉄基焼結合金基材をアンモニアを含む雰囲気中で５９０℃以上の浸窒温度に加熱する浸窒処理を行い、前記浸窒処理後の前記鉄基焼結合金基材を急冷して焼入れを行う。

上記焼入れは、前記浸窒温度より低い焼入れ温度で行うと熱的歪みの抑制に有効である。前記焼入れの後、更に、１００～２００℃に加熱して焼戻しを行うと応力解消及び残留オーステナイトのマルテンサイト変態に有効である。前記鉄基混合粉末が含有する炭素粉末が、０．１～１．２質量％の黒鉛粉末であってよい。前記鉄基混合粉末が、更に、クロム、銅、モリブデン、マンガン及びニッケルからなる群より選択される１種以上の合金化成分を含むと良い。前記鉄基混合粉末は、０．１５～４．５質量％のクロム、０．２～４．５質量％の銅、０．１～２．０質量％のモリブデン、０．１～３．０質量％のマンガン、及び、０．２～４．５質量％のニッケルからなる群より選択される１種以上の合金化成分を含有すると好適である。

本発明によれば、表面に硬化層が形成された鉄基焼結合金材は、疲労強度や耐摩耗性等の特性が向上し、熱的歪みの低減によって機械部品等の各種製品を高精度且つ安価に提供可能である。

表面を硬化した鉄基焼結合金材の断面の金属組織を撮影したＳＥＭ画像であり、（ａ）は浸炭焼入れ、（ｂ）は浸炭窒化焼入れ、（ｃ）は浸窒焼入れによって硬化したものを示す。

鉄基焼結合金材は、鉄を主成分とする合金組成の焼結材料であり、鉄を主成分とする粉末を所望の形状に圧縮成形して得られる圧粉体を加熱焼結することによって得られる。成形において、例えば、目的とする製品のネットシェイプ又はニアネットシェイプに成形することで、最終的に得られる焼結体は、鉄基焼結合金製の製品となる。焼結材料は、気孔を有する多孔質材料であり、本発明の鉄基焼結合金材も、成形時の圧粉密度に対応した気孔率で気孔を有する多孔質材料である。焼結材料は、必要に応じてサイジングやコイニング等の加工を焼結材料に施して製品として利用されるので、その場合、焼結材料の表面は緻密化される。溶製材、鋳造材、鍛造材等の形態で提供される鉄鋼材は、機械部品や構造部材等を構成する素材として広く利用されており、同様の合金組成を有する鉄基焼結合金材も、様々な部品や部材に適用されている。従って、優れた材料特性を発揮する鉄基焼結合金材を安価で効率的に製造することは非常に有用であり、表面の硬化処理によって材料特性が改善された鉄基焼結合金材を実現することによって、動力伝達部品や機械装置部品等を高品質で提供することができる。

本発明における鉄基焼結合金材は、鉄鋼材と同様の合金組成、つまり、炭素を含む鉄合金組成を有する焼結合金基材に浸窒焼入れを施して得られる表面硬化材である。浸窒処理を施すことによって、合金表面から窒素が浸透拡散し、窒素が固溶したオーステナイトが生成する。これが、焼入れによってマルテンサイト変態して、窒素が過飽和に固溶したマルテンサイトの硬化層が形成される。窒素の拡散層は、比較的短時間で、最表面から１００μｍ程度以上の深さに形成可能であり、これにより形成される硬化層は、面圧疲労強度の向上に有効である。浸窒処理時間の延長によって、硬化層を更に深く形成することも可能である。硬化層による表面部分の硬さの向上は、強度や耐摩耗性の改善に寄与する。鉄基焼結合金基材は多孔質材料であるので、窒素の浸透拡散は、焼結合金基材の外表面だけでなく、気孔内でも進行し得る。従って、浸窒焼入れによって形成される硬化層は、気孔内面、つまり、焼結合金の深部に至るので、深い硬化層を形成するのに類似した効果が得られる。溶製材の浸窒焼入れによる硬化層の深さは、通常、５０μｍ程度となるが、焼結合金材では、硬化層の深さは、容易に２００μｍ程度に達する。尚、焼入れに関して、現実的に完全な焼入れは困難であり、本発明においては、窒素の含有量に依って窒化物がマルテンサイト相に分散し得るが、ある程度の窒化物の分散は許容され、硬化層としての機能は損なわれない。

Ｆｅ－Ｃ系におけるオーステナイト化温度は７２７℃程度であるが、Ｆｅ－Ｎ系のオーステナイト化温度は、これより１３０℃以上低い５９０℃程度であるので、浸窒処理は、浸炭処理に比べて１００℃以上低い温度で行うことができる。従って、浸窒処理後の焼入れ温度も、浸炭焼入れ温度より低い温度に設定できる。このため、熱的歪みは、浸炭焼入れに比べて格段に小さくすることができる。しかも、Ｆｅ－Ｃ系の共析点（０．７７質量％Ｃ）よりＦｅ－Ｎ系の共析点（２．３５質量％Ｎ）の方が、元素含有量が高いので、Ｆｅ－Ｃ系において共析点から炭素量が増加する範囲（０．７７質量％以上）においてオーステナイト化温度が上昇するのに対し、Ｆｅ－Ｎ系における同じ範囲では、窒素量が増加する（但し、２．３５質量％まで）につれてオーステナイト化温度が低下する。つまり、浸窒処理では、低温度で窒素を固溶することができるだけでなく、浸炭処理に比べて窒素の固溶量を大きくすることができる。

本発明における鉄基焼結合金材について、以下に説明する。本発明の鉄基焼結合金材は、炭素を含む鉄基合金組成を有する焼結合金基材の表面に硬化層が形成されたもの、つまり、表面が硬化された鉄基焼結合金材である。従って、その主たる部分は、炭素を含む鉄基焼結合金で構成され、浸窒焼入れによって生成する表面の硬化層は、窒素を過飽和に固溶するマルテンサイト相を呈する。鉄基焼結合金基材は、以下のような鉄基焼結合金によって構成される。

＜炭素を含む鉄基焼結合金＞
表面を硬化する前の鉄基焼結合金基材は、炭素を含む鉄基焼結合金で構成され、表面が硬化された鉄基焼結合金材においても、硬化層以外の部分については同じ合金組成である。その合金組成は、炭素を含む鉄合金組成であり、炭素鋼、低合金鋼及び高合金鋼等の鉄鋼類の組成を含む。例えば、クロム鋼、ニッケルクロム鋼、ニッケルクロムモリブデン鋼、クロムモリブデン鋼、ニッケルモリブデン鋼、マンガン鋼、マンガンモリブデン鋼等の合金鋼の組成が挙げられ、これらに限らず、Ｆｅ－Ｃｕ－Ｃ合金や、その他の炭素を含む鉄合金組成が範疇に含まれる。このような組成の鉄基焼結合金基材に浸窒焼入れを施して硬化層を形成することによって、表面が硬化された鉄基焼結合金が得られる。

硬化前の鉄基焼結合金基材の製造について、以下に記載するが、勿論、このような組成の鉄基焼結合金製品を市場より入手して、これを基材として浸窒焼入れを施して表面を硬化してもよい。鉄基焼結合金基材の浸窒焼入れについては後述する。

＜鉄基焼結合金基材の製造＞
鉄基焼結合金基材の製造に使用する原料粉末は、炭素粉末を含み、鉄を主成分とする混合粉末（鉄基混合粉末）であり、目的の合金組成に応じて、例えば、クロム（Ｃｒ）、銅（Ｃｕ）、モリブデン（Ｍｏ）、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）、ケイ素（Ｓｉ）等の合金化成分を任意に配合することができる。合金化成分は、鉄との合金粉末の形態で原料粉末に配合しても、或いは、単味粉末として配合してもよい。クロム及びモリブデンは、材料の硬さや機械的性質の改善に特に有効な成分である。クロム、銅、モリブデン、マンガン及びニッケルのうちの１種以上を含む原料粉末から、上述のクロム鋼、ニッケルモリブデン鋼などの合金鋼と同様の組成の鉄基焼結合金が得られる。上述の合金化成分の何れか又は全てを配合する場合、合金化成分の鉄基焼結合金中の含有量は、各々、クロム：０．１５～４．５質量％、銅：０．２～４．５質量％、モリブデン：０．１～２．０質量％、マンガン：０．１～３．０質量％、ニッケル：０．２～４．５質量％であると好ましい。

原料粉末の調製に使用する炭素粉末は、平均粒径が１～４０μｍ程度の黒鉛粉末を使用すると、基地への拡散が良好である。鉄及び合金化成分用の単味粉末及び合金粉末は、平均粒径が１～３００μｍ程度、好ましくは４５～１５０μｍ程度の粉末を使用すると、成形時の粉末圧縮性が良好であり、粉末の製造及び取り扱いが容易であるので好ましい。各成分用の粉末を、目的の鉄基焼結合金の組成に対応する割合で配合して、均一に混合し、得られた混合粉末を原料粉末として、圧粉体の成形に使用する。炭素含有量が０．１～１．０質量％の鉄基焼結合金基材を調製するための原料粉末における黒鉛粉末の割合は、気散分を考慮して、０．１～１．２質量％程度であると良い。又、必要に応じて、ステアリン酸塩類等のような粉末潤滑剤を適宜配合すると、原料粉末の圧縮性が向上する。

原料粉末の成形は、所望の形状のキャビティを有する金型に原料粉末を投入し、パンチを用いて原料粉末を加圧圧縮することによって圧粉体に成形される。成形圧力は、目的とする製品に求められる密度に応じて適宜設定することができ、概して、２５０～８００ＭＰａ程度の範囲において設定すると良い。

上述のような成形によって得られる圧粉体を加熱して焼結することによって、密度が６．０～７．６Ｍｇ／ｍ³程度の焼結体、つまり、鉄基焼結合金基材が得られる。焼結温度は、鉄基焼結合金の組成に応じて適した温度に設定され、概して、１０００～１３００℃程度の温度範囲内で設定すると良い。焼結環境が酸化性であると、焼結合金の酸化が進行するので、焼結は、「圧粉体に対して非酸化性の環境」、つまり、圧粉体において酸化を進行させない環境において行う。具体的には、減圧下、又は、アルゴンや窒素ガス等の不活性ガスによる非酸化性雰囲気中で焼結を行うと良い。圧粉体がクロム及びモリブデンを含まない場合、吸熱型変成ガスは圧粉体に対して酸化作用を生じないので、吸熱型変成ガスを焼結雰囲気に用いてもよい。つまり、圧粉体の組成によっては、吸熱型変成ガスも「圧粉体に対して非酸化性の環境」であり得る。水素を含む雰囲気ガスは、粉末表面の酸素を還元し焼結を促進する利点がある。露点が低い雰囲気を用いることが好ましい。このような加熱焼結によって、鉄基焼結合金基材が得られ、炉内を冷却して鉄基焼結合金基材を回収する。

＜浸窒焼入れ＞
浸窒焼入れは、鉄基焼結合金基材を浸窒用ガスに接触させて行うので、鉄基焼結合金基材の雰囲気条件を整える必要がある。従って、焼結炉から回収した鉄基焼結合金基材を焼入れ炉に導入する前後に、以下のように焼入れ炉内の雰囲気条件を整える。

浸窒焼入れを施す前に行う雰囲気の調整としては、炉内の真空引き及び窒素ガスによる復圧（窒素置換）を行い、酸素を十分に除去する。このように雰囲気が調整された炉内に鉄基焼結合金基材を配置する。その後、真空排気を再度行って、５０Ｐａ程度の低圧力を１０～３０分間程度、好ましくは２０分間程度維持すると良い。これにより、鉄基焼結合金基材の気孔中の残気が除去される。更に、窒素ガスで復圧して加熱を開始し、炉内温度を浸窒温度まで上昇させる。浸窒温度は、オーステナイト化温度以上の温度、つまり、５９０℃以上であり、５９０～９００℃程度において浸窒が進行する。浸窒速度及び熱的歪みを考慮すると、６５０～８００℃程度の温度範囲が好ましい。鉄基焼結合金基材を炉内に搬入して真空排気及び昇温を行う時間は、約１時間程度以下であると良い。

炉内温度が浸窒温度に達したら、この温度を維持して、鉄基焼結合金基材の温度が全体に均等になるように１０～３０分間程度、好ましくは２０分間程度静置する。この後、浸窒用ガスを炉内に供給して浸窒処理を開始する。

浸窒処理は、浸窒用ガスが鉄基焼結合金基材に接触することによって進行する。浸窒用ガスとして、アンモニアを含むガスが使用され、アンモニア及び窒素ガスを含む雰囲気中で浸窒が進行する。アンモニアと水素ガスの混合ガスによっても浸窒は進行可能であるので、このようなガスを使用してもよい。アンモニアは、加熱すると不安定になり、窒素分子と水素分子に熱分解する。鉄鋼が存在すると、その触媒作用によって熱鋼の表面のみに原子状の窒素と水素を生じ、活性な原子状窒素が鉄鋼内部に浸透拡散する。オーステナイト化温度（約５９０℃）以上に加熱された鉄基焼結合金基材の表面では、活性な原子状窒素が合金内に浸透すると共に、窒素の固溶が進行して拡散し（浸窒）、表層部はＦｅ－Ｎオーステナイト相を呈する。上記のような分解反応に伴って浸窒が進行するので、浸窒用ガスとしてアンモニアと窒素ガスが１：２である混合ガスを使用すると好ましい。浸窒の進行速度は、窒素濃度に依存し、Ｆｅ－Ｎ系における窒素の固溶限界は、約２．８質量％Ｎであり、Ｆｅ－Ｃ系の炭素の固溶限界（２．１質量％Ｃ）より大きい。浸窒処理は、３０～１８０分間程度、好ましくは１２０～１８０分間程度行うとよく、これにより、深さが１００μｍ程度以上の硬化層を形成することができる。窒素が固溶する深さは、処理条件によって変動し、浸窒処理の時間を長くすることによって、より深く窒素を浸透拡散させることが可能であり、焼入れ後に得られる硬化層の深さが増加する。２００μｍ程度以上の深さの硬化層が形成されるように浸窒時間を設定すると好ましい。

Ｆｅ－Ｎオーステナイト相は、急冷することにより、窒素が過飽和に固溶したマルテンサイト（窒素マルテンサイト）に相変態して、高い硬さと疲労強度を備える硬化層を形成する。従って、浸窒後の鉄基焼結合金基材に焼入れを施すことによって、表面に硬化層が形成される。焼入れ温度は、オーステナイト化温度以上であればよく、６４０～８００℃において行ってよいが、熱的歪みを低減することを目的として、浸窒温度より低い温度に焼入れ温度を設定することができる。このため、焼入れ温度の設定は、６４０～７２０℃程度が好ましく、より好ましくは６６０～７００℃に設定し、浸窒処理後、炉内の温度を焼入れ温度まで降下させると良い。この際に、熱的歪みを抑制する観点から、急激な温度低下を回避することが望ましく、温度の降下速度は、０．６～１．０℃／分程度、好ましくは０．８℃／分程度に設定すると良い。

炉内温度が焼入れ温度に達したら、鉄基焼結合金基材の温度が全体に均等になるように、焼入れ温度において１０～３０分間程度、好ましくは２０分間程度温度を維持する。この後、浸窒用ガスの供給を停止し、焼入れ液、又は、ガスを用いて急冷することによって、オーステナイト相のマルテンサイト変態による表層部の硬化が起こり、焼入れが施される。焼入れ液は、油又は水を使用可能であり、４０～１５０℃程度の油を用いる油焼入れが好ましい。ガスは、窒素、アルゴン等の不活性ガスが望ましい。鉄基焼結合金基材の温度が５０℃程度以下になるまで冷却する。

焼入れを経て得られる鉄基焼結合金材は、窒素が過飽和に固溶したマルテンサイト相を呈する硬化層を表面に有する。表面の硬化層においては、窒素が固溶して濃度が上昇する。この鉄基焼結合金材は、浸炭焼入れより低い焼入れ温度から冷却するので、浸炭焼入れ材に比べて熱的歪みが小さい。この鉄基焼結合金材に焼戻しを施すと、更に応力を除去できると共に、残留オーステナイトをマルテンサイトに変態して組織を安定化させ、粘り強さを与えることができる。焼戻しは、脆化を防止可能な低温焼戻しが好適であり、焼戻し温度は、１００～２００℃程度、好ましくは１５０～２００℃程度に設定すると良い。焼戻しの加熱時間は１時間程度であればよく、大気（空気）雰囲気、窒素雰囲気、還元性雰囲気の何れにおいても行うことができる。

上述のようにして得られる鉄基焼結合金材は、浸窒焼入れによって表面に形成される硬化層によって硬さが向上し、硬化層は１００μｍ以上の深さに形成されるので、面圧疲労強度の向上に寄与する。具体的には、硬度（ビッカース硬さ）が１００～３５０Ｈv程度の鉄基焼結合金基材を浸窒焼入れすることによって、表面から０．１ｍｍにおける硬さは８００Ｈv程度以上に向上する。このような表面硬化により、耐摩擦性が改善されて摩耗量が低減した鉄基焼結合金材が提供される。

本発明においては、オーステナイト化温度の相違により、浸窒温度は、浸炭温度に比べて低く、焼入れも低い温度で行うことができる。しかも、上述の製造方法においては、焼入れ温度を浸窒温度より低く設定することによって、焼入れ後の熱的歪みは更に小さくなる。従って、得られる鉄基焼結合金材における熱的歪みは、浸炭焼入れにおける熱的歪みに比べて半減するので、製品の寸法精度を格段に向上させることができる。

このように、浸窒焼入れを利用して、表面が硬化した鉄基焼結合金材を高い寸法精度で製造することができ、機械部品や構造部材に適用して面圧疲労強度及び耐摩耗性に優れた鉄基焼結合金製品を提供することができる。機械部品等においては、使用分野に応じて要求される精度や品質が異なる場合があるので、必要に応じて、鉄基焼結合金材にサイジング、コイニング、転造などの加工を適宜施した後に浸窒焼入れを行ってもよい。このような加工を施しても緻密化した表層に気孔は残存するので、浸窒は進行する。その場合、多孔質な鉄基焼結合金材の表面が緻密化された製品として提供される。本発明の実施によって優れた材料が提供できる合金組成（組成割合を示す数値は、質量％である）について、以下に例示する。

（Ｆｅ－Ｃ系焼結合金）
鉄材は、製法に起因して微量の不可避不純物を含み、炭素鋼にも微量（１％未満）のマンガン等が含まれる。炭素を０．０２～２％程度含有する鉄と炭素の合金である炭素鋼は、粘りがあり、自動車部品や機械装置の構造部品等の製造に使用されるが、硬度は比較的低いので、浸窒焼入れによる表面硬化を行うことによって、耐久性が向上した各種部品が提供される。炭素鋼と同様の合金組成を有するＦｅ－Ｃ系焼結合金についても、浸窒焼入れによる表面硬化によって耐久性を向上させることができ、例えば、炭素量が０．４５％である機械構造用炭素鋼（ＪＩＳ規格のＳ４５Ｃ）や、０．９～１．０％である炭素工具鋼（ＪＩＳ規格のＳＫ９５）等と同様の合金組成を有する焼結合金材に本発明の技術を適用して、耐久性に優れたＦｅ－Ｃ系焼結合金の機械部品や工具等を提供することができる。

（Ｆｅ－Ｃｒ－Ｃ系焼結合金）
クロム鋼（ＪＩＳ規格のＳＣr４３５，ＳＣr４４０，ＳＣr４４５等）、ステンレス綱（ＪＩＳ規格のＳＵＳ４２０等）、高炭素クロム軸受鋼（ＪＩＳ規格のＳＵＪ２）等は、０．１５～４．５％程度のクロム、０．２～１．０％程度の炭素、及び、不可避不純物としてマンガンを含有する。又、クロムモリブデン鋼（ＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５，ＳＣＭ４４０等）は、０．９～１．２％程度のクロム、０．１～０．２％程度のモリブデン、０．３５～０．５％程度の炭素、及び、不可避不純物を含有し、比較的強度を有する材料であるので、構造材料として利用される。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｃ系合金における浸窒焼入れの有効性は高く、硬化層においてクロム窒化物が分散していると効果が高まる。従って、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｃ系焼結合金についても、浸窒焼入れによる表面硬化によって耐久性を向上させることができ、上述のような鋼材と同様の合金組成を有する焼結合金材に本発明の技術を適用して、耐久性に優れたＦｅ－Ｃ系焼結合金の機械部品や工具等を提供することができる。

（Ｆｅ－Ｃｕ－Ｃ系焼結合金）
銅鋼は、０．２～４．５％程度の銅、０．４～１．０％程度の炭素、及び、不可避不純物を含有し、一般構造材として利用される。このような鋼材と同様の合金組成を有する焼結合金材に本発明の技術を適用すると、耐久性に優れたＦｅ－Ｃｕ－Ｃ系焼結合金を一般構造材等として提供することができる。

（Ｆｅ－Ｎｉ－Ｍｏ－Ｃ系焼結合金）
ニッケルモリブデン鋼は、０．２～５．０％程度のニッケル、０．１～２．０％程度のモリブデン、０．２～１．０％程度の炭素、 及び、不可避不純物を含有する。ニッケルによって靱性及び耐摩耗性が付与され、モリブデンによって耐摩耗性が付与された組成である。ニッケル、モリブデンによって焼入れ性が向上し、焼き戻し時の軟化が抑制されるので、上記のような鋼材と同様の合金組成を有する焼結合金材に本発明の技術を適用すると、硬化層を形成した鉄基焼結合金材は非常に高い硬度を示す。

（Ｆｅ－Ｍｎ－Ｍｏ－Ｃ系焼結合金）
マンガンモリブデン鋼は、０．１～３．０％程度のマンガン、０．１～２．０％程度のモリブデン、０．２～１．０％程度の炭素を含有し、高い引張強さを有する組成である。マンガンにより靱性及び耐摩耗性が付与され，モリブデンにより耐摩耗性が付与された組成である。モリブデンによって焼き戻し時の軟化が抑制されるので、上記のような鋼材と同様の合金組成を有する焼結合金材に本発明の技術を適用すると、硬化層を形成した鉄基焼結合金材は非常に高い硬度を示す。

（試料１）
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｍｏ－Ｍｎ合金粉末に黒鉛粉末を配合して均一に混合することにより、全体組成（質量％）が、Ｃｒ：０．５％、Ｍｏ：０．２％、Ｍｎ：０．２％、Ｃ：０．５％及び残部鉄からなる原料粉末を調製した。この原料粉末を用いて、以下の成形及び焼結を行った。
外径５０ｍｍ、内径３０ｍｍ、長さ６ｍｍの円環形状のキャビティを有する金型を用意し、原料粉末をキャビティに投入して、パンチで加圧圧縮することにより、圧粉密度が７．２Ｍｇ／ｍ³程度の圧粉体に成形した。この圧粉体を、焼結炉内に据え置き、９０％の窒素と１０％の水素の混合ガス雰囲気中で１２００℃に加熱し、６０分間焼結した後に炉内温度を下げて、試料１の鉄基焼結合金基材を得た。尚、密度は、アルキメデス法により、キレスピンドル油に圧粉体を浸漬することにより変化する重量を室温で測定して、得られる重量変化に基づいて決定した。

（試料２）
鉄粉末に、銅粉末、黒鉛粉末及び成形潤滑剤を配合して、Ｃｕ：１．５％、Ｃ：０．６％及び残部鉄からなる原料粉末を調製し、この原料粉末を使用して試料１と同様に作製した圧粉体を焼結炉内に据え置き、９０％の窒素と１０％の水素の混合ガス雰囲気中で１１３０℃に加熱し、６０分間焼結した後に炉内温度を下げて、試料２の鉄基焼結合金基材を得た。

（試料３）
Ｆｅ－Ｍｏ合金粉末に、ニッケル粉末、黒鉛粉末及び成形潤滑剤を配合して、Ｍｏ：１．５％、Ｎｉ：２．０％、Ｃ：０．５％及び残部鉄からなる原料粉末を調製して使用した点以外は試料１と同様の作業を繰り返して、試料３の鉄基焼結合金基材を得た。

（試料４）
Ｆｅ－Ｍｏ合金粉末に、Ｆｅ－Ｍｎ合金粉末、銅粉末、黒鉛粉末及び成形潤滑剤を配合して、Ｍｎ：１．３％、Ｍｏ：０．５％、Ｃｕ：１．０％、Ｃ：０．５％及び残部鉄からなる原料粉末を調製して使用した点以外は試料１と同様の作業を繰り返して、試料４の鉄基焼結合金基材を得た。

（浸窒焼入れ）
上記試料１～４の各々の鉄基焼結合金基材について、寸法合わせの加工（加工後の試料の長さ：５．６mm）を施した後、以下の作業を行うことによって浸窒焼入れ及び焼戻しを施した。尚、以下の作業において、浸窒温度は、７８０℃（試料１～３）又は７４０℃（試料４）に設定し、焼入れ温度を７００℃に、焼戻し温度を１８０℃に設定した。

ホットウォール型浸窒焼入れ炉の炉内を真空排気した後に窒素ガスを供給して復圧し、鉄基焼結合金基材を炉内に設置し、真空排気を２０分間行った後に窒素ガスを供給して復圧した。炉内を加熱して４０分間程度かけて浸窒温度まで昇温した。浸窒温度に達した後、温度を維持して２０分間静置した。その後、浸窒用ガスとしてアンモニアガスと窒素ガスの混合ガス（流量比＝１／２）を用いて、浸窒用ガスの供給を開始し、鉄基焼結合金基材に接触させて浸窒処理を進行させた。浸窒処理を１８０分間継続した後、炉内温度を０．８℃／分の冷却速度で焼入れ温度まで低下させ、この温度を２０分間維持した。この後、浸窒用ガスの供給を停止し、焼入れ液として６５℃の油を用いて鉄基焼結合金基材を急冷することによって焼入れを施した。
更に、焼入れによって表面が硬化した鉄基焼結合金材を、大気雰囲気の炉内において焼戻し温度で６０分間加熱することによって焼き戻しを施した後、加熱を停止して自然冷却し、鉄基焼結合金材を回収した。

（浸炭焼入れ）
浸窒用ガスの代わりにガス浸炭剤（一酸化炭素及び炭化水素を含む石炭ガス）を使用し、加熱温度を浸窒温度から浸炭温度に変更し、浸炭処理後に温度を低下させずに浸炭温度において焼入れを行ったこと以外は、浸窒焼入れと同じ作業を繰り返した。同様の焼き戻しを行って、試料１～４の鉄基焼結合金基材に浸炭焼入れを施した鉄基焼結合金材を得た。尚、浸炭温度は、８５０℃（試料１，３及び４）又は９００℃（試料２）に設定した。

（硬さの測定）
試料１～４の各々について、表面を硬化した鉄基焼結合金材の硬さ（Ｈ_RＡ）を、ロックウェル硬さ試験機（株式会社アカシ製、ＡＲＫ－Ｆ１０００）を用いて測定した。測定は、室温において、円錐形ダイヤモンド圧子によって荷重６０ｋｇｆ（５８８Ｎ）で行い、５点の測定の平均値としての値を得た。更に、５％ナイタル腐食液による腐食処理を施した鉄基焼結合金材の断面において、表面から深さ０．１ｍｍにおける硬さ（ビッカース硬さＨ_v）を、微小硬度測定装置（株式会社ミツトヨ製、ＨＭ－２００）を用いて測定し（荷重０．９８Ｎ）、５点の測定値の平均値としての値を得た。結果を表１に示す。

表１から解るように、試料１～４の何れにおいても、浸窒焼入れによって得られる鉄基焼結合金基材における深さ１ｍｍでの硬度は、浸炭焼入れの場合より格段に向上し、表面硬化が好適に成されていることが明らかである。

尚、試料２について、鉄基焼結合金材の断面において表面から深さ１．０ｍｍにおける硬さを測定したところ、浸窒焼入れの場合は、７００Ｈ_vであり、浸炭焼入れの場合は、６１０Ｈ_vであった。このことから、浸窒焼入れにおける窒素の浸透拡散は、１ｍｍ近くの深さに及んでいると見なすことができる。

オーバーピン径が９４．４２５ｍｍの可変位相システム用スプロケットを成形するためのキャビティを有する金型を用意した。Ｆｅ－Ｍｏ－Ｎｉ合金粉、黒鉛粉末及び成形潤滑剤を配合して、全体組成（質量％）が、Ｍｏ：０．５５％、Ｎｉ：０．５５％、Ｃ：０．２５％及び残部鉄及び不可避不純物量からなる混合粉末を調製し、これを原料粉末として用いて、実施例１と同様の作業によって、スプロケットの形状を有する鉄基焼結合金製の基材を作成した。その後、歯部に転造処理を施して、歯部最表面の緻密化を行った。

上記基材を用いて、実施例１と同様に浸窒焼入れ又は浸炭焼入れを行って、表面に硬化層を形成したスプロケット形状の鉄基焼結合金材を得た。但し、浸窒温度は、７００℃に設定し、浸炭温度は、９００℃に設定した。

更に、上記基材を用いて、浸炭窒化焼入れを基材に施すことによって表面に硬化層を形成したスプロケット形状の鉄基焼結合金材を得た。浸炭窒化焼入れは、上述の浸炭焼入れにおけるガス浸炭剤の代わりに、アンモニアを加えたガス浸炭剤を浸炭窒化用の雰囲気ガスとして使用し、加熱温度を浸炭温度から浸炭窒化温度（７８０℃）に変更したこと以外は上述の浸炭焼入れと同様の作業を繰り返すことによって施した。

上述で得た３つの合金材について、各々、断面の金属組織を撮影したＳＥＭ画像を図１に示す。図１の（ａ）は浸炭焼入れによるもの、（ｂ）は、浸炭窒化焼入れによるもの、（ｃ）は、浸窒焼入れによるものである。又、合金材断面の表面から０．１ｍｍにおける硬さを測定したところ、表面から０．１ｍｍにおける硬さは、６８０Ｈ_ｖ（浸炭焼入れ）、６８０Ｈ_ｖ（浸炭窒化焼入れ）、７００Ｈ_ｖ（浸窒焼入れ）であった。更に、三球式ピッチング試験によって、７．０ｇ／ｃｍ³での面圧疲労強度を測定した（温度：室温、回転数：６００ｍｉｎ^－１、使用油：ＭＴＦ－III、ボール材：ＳＵＪ－２）ところ、面圧疲労強度は、２．３５ＧＰａ（浸炭焼入れ）、２．３５ＧＰａ（浸炭窒化焼入れ）、２．４０ＧＰａ（浸窒焼入れ）であった。
更に、歪み解析による楕円量としての歪み計測に基づいて、スプロケット形状における歪みを評価したところ、楕円量の平均値は、１５６μｍ（浸炭焼入れ）、１１９μｍ（浸炭窒化焼入れ）、６０μｍ（浸窒焼入れ）であった。浸窒焼入れによる歪みは、浸炭焼入れの場合の歪みの４０％程度に減少することが解る。

鉄基焼結合金の表面に浸窒処理による硬化層が好適な深さで形成され、硬度、耐摩耗性及び面疲労強度に優れた焼結部材を高い寸法精度で提供できるので、スプロケットやギヤホイール、ローラーやモーター等の軸など、様々な耐久性を要する機械部品に適用して、品質向上及び製造コストの削減によって製品の普及に貢献することができる。

Claims (11)

1. ０．１～１．０質量％の炭素と、０．１５～４．５質量％のクロム、０．２～４．５質量％の銅、０．１～２．０質量％のモリブデン、０．１～３．０質量％のマンガン、及び、０．２～４．５質量％のニッケルからなる群より選択される１種以上の合金化成分とを含み、
   窒素を過飽和に固溶するマルテンサイト相を呈する硬化層を表面に有し、
   表面から０．１ｍｍにおけるビッカース硬さは８００Ｈｖ以上である、炭素を含有する鉄基焼結合金材。
2. 炭素を０．１～０．６質量％含む請求項１に記載の鉄基焼結合金材。
3. 前記合金化成分が、０．１５～４．５質量％のクロムを含む請求項１又は２に記載の鉄基焼結合金材。
4. 前記合金化成分が、０．２～４．５質量％の銅を含有する請求項１又は２に記載の鉄基焼結合金材。
5. 前記硬化層は、表面からの深さが１００μｍ以上である請求項１～４の何れか一項に記載の鉄基焼結合金材。
6. ０．１～１．２質量％の黒鉛粉末を含み、０．１５～４．５質量％のクロム、０．２～４．５質量％の銅、０．１～２．０質量％のモリブデン、０．１～３．０質量％のマンガン、及び、０．２～４．５質量％のニッケルからなる群より選択される１種以上の合金化成分を含有する鉄基混合粉末を所望の形状の圧粉体に成形し、
   前記圧粉体に対して非酸化性の環境で、前記圧粉体を１０００～１３００℃に加熱して焼結することにより、ビッカース硬さが１００～３５０Ｈｖである鉄基焼結合金基材を得て、
   前記鉄基焼結合金基材を、アンモニアを含む雰囲気中で７４０℃以上の浸窒温度に加熱する浸窒処理を行い、
   前記浸窒処理の後の前記鉄基焼結合金基材を急冷して焼入れを行い、
   前記焼入れの後の前記鉄基焼結合金基材を１００～２００℃に加熱して焼戻しを行う、請求項１から５のいずれか１項に記載の鉄基焼結合金材の製造方法。
7. 前記焼入れは、前記浸窒温度より低い焼入れ温度から急冷して行う請求項６に記載の鉄基焼結合金材の製造方法。
8. 前記焼入れの後、更に、１００～１８０℃に加熱して焼戻しを行う請求項６又は７に記載の鉄基焼結合金材の製造方法。
9. 前記焼入れは、６４０～７２０℃であり、かつ前記浸窒温度より低い焼き入れ温度から急冷して行われ、前記浸窒温度より低い焼入れ温度まで０．６～１．０℃／分の降下速度で降下する、請求項６～８の何れか一項に記載の鉄基焼結合金材の製造方法。
10. 前記合金化成分は、０．１５～４．５質量％のクロムを含む請求項６～９の何れか一項に記載の鉄基焼結合金材の製造方法。
11. 前記合金化成分は、０．２～４．５質量％の銅を含有する請求項６～９の何れか一項に記載の鉄基焼結合金材の製造方法。

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