JPH01259103A - Ｆｅ−Ｃ−Ｃｕ系多成分合金粉末の焼結方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明はＦｅ　　Ｃ−Ｃｕ系多成分合金粉末の焼結方法
であって、高強度て寸法精度に優れた焼結体か製造でき
、ギア、カムのような焼結機械部品の製造に有用な焼結
方法に関する。

［従来の技術］ 焼結法は量産になるほとコメｌ−的に有利であり、機械
部品の焼結化は自動車工業を中心に進められてきた。特
に近年はギア、カムのような鉄系焼結機械部品の生産量
は、非鉄系焼結機械部品の代表てあった含油軸受より多
くなっている。

鉄系焼結機械部品の製造法は、ＦＣ粉、添加元素粉、ス
テアリン酸亜鉛のような潤滑削粉を配合して混合し、金
型へ充填し圧縮成形して成形体を得、これを焼結するも
のである。

従来、この種の合金粉の焼結方法には、粉末に添加され
るステアリン酸亜鉛なとの型潤滑剤を焼結の昇温過程に
て除去する目的て、第７図に示すように５５０〜７５０
℃の温度で１０〜２０分保持し、然るｆ＆焼結温度であ
る１１２０〜１１５０℃に加熱保持する昇温パターンを
採用する場合と、焼結炉のコンパクト化を目的とし焼結
流１度である］］２０〜］１５０°Ｃに急速加熱して保
持する第８図に示ず昇温パターンを採用する場合とがあ
る。

Ｆｅ−Ｃ系の焼結合金の製造方法に関する提案としては
、特公昭４６−４２２８４号公報の発明かある。この発
明は炭素を含む鉄系焼結合金の製造方法に関し、従来の
製造方法における炭素を含む鉄系ｊＪ′を結合金の強度
不足、靭性不足を解決すへくなされたもので、炭素を固
溶すると鉄系金属粉相互間のネットワーク生成が困難に
なることにその原因かあることを見い出し、鉄系金属の
α−７−変態点以下の温度て炭素の固溶が非常に遅く、
鉄系金属粒子相互のネットワークが優先して生成するこ
とを利用し、炭素が鉄系金属粒子に固溶する前に十分な
鉄系金属粒子相互間のネッ）へワークを作りその後炭素
を鉄系金属組織中に固溶させることにより、炭素を含む
鉄系焼結合金の強度向上と靭性向上をはかることに成功
したものである。すなわち、この発明では先すα−７−
変態点より低く焼結開始温度より高い温度で焼結し鉄系
金属によるネットワークを生成ぜしめた後、α−７・変
態点より高い温度で焼結し鉄系金属のネットワークに炭
素を固溶ぜしめることを特徴とする。

ま／ニー、Ｆｅ−Ｃｕ系の焼結金属に関する提案には、
特公昭４７−４８５号公報の提案があり、この提案は鉄
粉と銅粉との混合粉を使用して銅を含む鉄系焼結合金の
製造方法に関するものである。この発明は銅を含む鉄系
焼結合金の強度と靭性を向上するノコめになされたもの
で、従来の製造法におりる焼結合金の靭性不足が、鉄系
金属組織中への銅の固溶の均一性にあることを見出なし
、銅の融点より低い温度で先ず鉄系金属粉同志を焼結し
てネットワークを生成ぜしめた後、銅の融点より高い温
度で加熱することにより銅粉を鉄粒子の表面部分にのみ
拡散させて靭性の大きい鉄系焼結合金を製造することに
成功したものである１、すなわち、この発明では先ず銅
の融点より低く鉄の焼結温度より高い温度で焼結し鉄系
金属によるネットワークを生成した後、銅の融点より高
い温度で焼結し鉄系金属によるネッ■・ワークを損なう
ことなく銅を０不均一に浸透拡散せしめることを特徴と
する。

［発明が解決しようとする課題］ 前記従来技術における昇温方法は、を潤滑剤の除去や急
速加熱を１目的とし、銅の融点Ｎ０８３℃〉以上グ）焼
結温度Ｉ＼−気に昇温するため、黒鉛やき金粉がＦｅ粒
子内への拡散が進行する前にｃｕによる膨張か開始し、
すなわちＦｅ粒子間Ｉ＼のＣｕ３一 液相の浸透、またはＦｃ粉粒子内の結晶粒界へのＣｕの
拡散が起こる。そのため、Ｆｅ粒子はＣｕ融液に覆われ
、黒鉛その他の合金成分の拡散が不十分となり、１１０
０℃前後の温度で均熱保持する焼結時間を長くしても、
焼結体の高強度特性が得られないという問題点かあった
。

一方、Ｆｅ−Ｃ系粉末にＣｕ粉を添加して焼結した場合
も、焼結体の焼入性グ】向上のほかに寸法調節効果かあ
るが、膨張の程度はＣの存在により抑制される。前記の
従来の焼結方法によれば、Ｃの拡散とＣｕの融解・拡散
かは１Ｊ同時に始まり、両成分の挙動の再現性力・乏し
く、結果として寸法のはら−）きか大きくなるという欠
点がある。

前記いずれの先行技術も鉄系焼結合金の靭性を強化する
ためになされかものであるか、前者はＦ゛Ｑ−Ｃ二元系
に関し、Ｃが拡散する前に鉄系金属のネッ１へワークを
形成せしめ、然る後にこのネットワークにＣを固溶せし
めるところに特徴かあり、後者はＦｅ−Ｃｕ二元系に関
１７、Ｃｕの融点以下の温度で鉄系金属のネットワーク
を形成し、然る後にＣｕの融点以上の温度でこのネッ１
へワークにＣｕを不均一に浸透拡散せしめる点に特徴が
あり、いずれもＣｕの融液によりＦｅ粒子への合金元素
の拡散か妨けられ高強度の焼結体が得られないという前
記問題点を直接解決するものではない。

本発明はＦｅ−〇−Ｃｕ系多成分き金粉末の従来の焼結
方法において、黒鉛や合金粉がＦ”　ｅ粒子内への拡散
が進行する前にＣｕによる膨張が開始し、すなわちＦｅ
粒子間へのＣｕ液相の浸透、またはドｅ粉粒子内の結晶
粒界へのＣｕの拡散が起こるため、Ｆｅ粒子はＣｕ融液
に覆われ、黒鉛その他の合金成分の拡散か不十分となり
、焼結時間を長くしても、焼結体の高強度特性が得られ
ないという問題点および　Ｃｏｐｌ）ｅｒ　Ｇ　ｒｏｕ
＋Ｌｌ＋を抑制するＣの拡散とＣｕの融解　拡ｊｊｉが
ほぼ同時に始まり、両成分の挙動の再現性が乏しく、結
果として寸法のほらつきが大きくなるという問題点を解
決すべくなされたものて、Ｆｅ粒子内への黒鉛およびそ
の他の合金成分の十分な拡散を図り高強度の焼結体が得
られると共に、寸法精度の優れた焼結体を得ることのて
きるト’ｃｌ−ニーＣｕ系多成分合金粉末の焼結方法を
提供することを目的とする。

１課題を解決するための手段］ 本発明けＦｅ−Ｃ−Ｃｕ系に関するものてあり、本発明
の原料粉末はＦｅｆＪ＞に添加元素粉としてＣおよび（
：ｕと、必要に応してＮ１、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓ腰ＭＯ１Ｗ
、ドＪ３よひＳ等のうち１種または２種以」−を混合す
るものである。

ＣＩＪ：　（ｊ’ｊ結機械部品に強度をイ」与するため
に添加さｈる。Ｃは黒鉛粉て添加され、焼結中にＦｅ中
Ｊ＼拡１１りさぜる。０は焼結中に雰囲気ガスの組成お
よび温度により、浸炭されなり脱炭されたりする。

Ｃｕ１ｊ：　Ｆ　ｅ焼結体の焼入性を向」ニし強度強化
に寄与する元素であるか、同時に焼結体の寸法調節とい
う′（４「冗な効果をもたらず。ずなわち、Ｆｅ−Ｃｕ
系の６金粉を焼結すると、Ｃｕの融点（］近から急に膨
張し、焼結後の寸法６．：１ドＣの場合より大きくなる
ので、この現象か焼結体の寸法調節に利用される。この
ようなＣＬＩ添加による膨張現象はＣｏｐｐｃｒ　Ｇ　
ｒｏｕ＋Ｌｈといわれ、その原因はＦｅ粒子間へのＣｕ
液相の浸透、またはＦｅ粉粒子内の結晶粒界ｌ＼のＣｕ
の拡散か膨張に寄与するとされている。

発明者等は前記課題を解決するなめ、Ｆｅ粒子内への黒
鉛および合金元素の拡散の挙動について、鋭意研究を重
ねた。ぞの結果、黒鉛および合金元素のＦ”　ｅ粒子内
への拡散（、Ｊ、銅の融点以下の温度でも十分に起こる
ことを突き止めた。さらに、黒鉛および合金元素のＦｅ
粒子内への拡散が開始する温度についても研究を重ね、
９００℃付近がらこれら合金元素の拡散か急激に開始す
ることを発見した。

また、焼結体中のＣ景と関係する雰囲気ガスについて検
討を重ねた。従来の炭化水素変成ガスを雰囲気ガスとし
て用いると、その組成および温度によって脱炭あるいは
浸炭が起こることがら、脱炭あるいは浸炭を惹起しない
窒素ガスおよび／まかは水素ガスを雰囲気ガスとしであ
るいは真空を用いることを着想した。

本発明は前記の事実に基づいて完成されたちのてあり、
本発明のドｃ−Ｃ−Ｃｕ系多成分合金粉末の焼結方法（
Ｊ、焼結雰囲気に窒素ガスおよび／また（、′Ｉ水素ガ
スを用い、または真空中て、９００°Ｃから銅０）融点
まての温度て３０〜８０分間加熱する第１α）焼結工程
と、銅の融点から鉄の融点まてぴ）温度で２０分Ｖノ上
加熱ずろ第２の焼結工程とからなる。ことを要旨とする
ものである。

本化明か適用されるＦｅ−Ｃ−Ｃｕ系多成分合金粉末に
含まれる炭素の量は１５％以下の範囲である。Ｃ４１黒
紹粉て添加されるか、１５％黒鉛までは焼結体中に殆と
遊離炭素か残らないか、１５％す」二になると焼結体中
に遊離炭素が残留し、かつ焼結体の強度低下につながる
セメンタイ１へ組織の割芹か著しく増加することとなる
からである。

また、Ｃ１１の添加量はγＦｅの固溶限の８％までであ
る。そ０他に含まれる合金元素として４．：ｌ：　Ｎ　
ｉ、（、、：　ｒ　、Ｍ　ｏ　、Ｍ　ｎ、Ｓｉ、Ｗ、「
）およびＳ等のうち１種または２種以」二を添加しても
よい。いずれの合金元素も４ｉ１　Ｖｔ：あるい（ｊ化
合物の粉末としてＦｅ粒子と混りされる。

原料となるＦｅ粉には、電解鉄、噴霧銃、還元鉄または
カーホニル鉄粉のいずれを用いても良い。

Ｆｅ粉と黒鉛粉および斤金元素粉を混合し、さらに０５
〜１５％の潤滑剤を加えよく混合する。

混合した粉体は金型に充填してプレスで圧縮して成形体
を得る。　成形体は焼結雰囲気に窒素ガスおよび／また
は水素ガスを用い、９００°Ｃから銅の融点（通常１０
８３°Ｃ）までの温度の間を３０へ一８０分間かりて昇
温する第１の焼結を行う。焼結の雰囲気ガスは窒素ガス
のみても水素ガスのみてもまた窒素ガスと水素ガスの混
合ガスでも良い。

焼結の雰囲気ガスとして用いられる窒素ガスおよび／ま
たば水素ガス中に含まれるＣ○、０２、ＣＯ２および＋
−１，０の量（」可及的（こ少ない方が望ましい。Ｏ７
、ＣＯ２およびＩ−１、Ｏが多いと脱炭および酸素との
親和力の強い元素の酸化か起こるからであり、Ｃ○ガス
か含まれると、雰囲気にカーホンボテンシャルが生ずる
からである。なお、雰囲気中の０２、ＣＯ２および１−
Ｉ２０を減しるために添加される微量の炭化水素ガスに
−）いては、本発明の効果を妨げるものではない。また
、焼結温度は９００℃から銅の融点まての温度の間の一
定温度で保持しても良く、あるいは前記温度の間である
程度の温度勾配を持なぜて昇温しでも良い。なお、焼結
雰囲気としては真空を用いても同様の結果が得られる。

第１の焼結工程によって得られた焼結体は、直ちに第２
の焼結工程に移行しても良いが、さらに焼結体の密度を
向上し所要の寸法と形状を確保するため、必要に応して
焼結体を金型に入れて再圧縮する。第２の焼結工程では
、３）°を結雰囲気に窒素ガスおよび／または７）・素
ガスを用い、銅の融点から鉄の融点まての温度て２０分
以上加熱する。なお、第１の焼結工程を終わってそのま
ま第２の焼結工程に移行するのが通常であるが、第１の
焼結工程を終わって一旦降温後、第２の焼結工程の温度
まて加熱しても同様の効果が得られる。

かくして得られたＦｅ−ｃ−Ｃｕ多成分系合金の焼結体
は、従来のものより強度が高く、硬さ、靭性ともに優れ
、かつ寸法精度の優れたものであり、機械焼結部品にと
って極めて有用な焼結方法が実現されているのである。

［作用］ Ｆｅ粉に添加元素粉およびステアリン酸亜鉛のような潤
滑削粉を配合し、これを金型へ充填し圧縮成形して得な
成形体は第１の焼結工程において、焼結雰囲気に窒素ガ
スおよび／または水素ガスを用い、９００℃から１０８
３℃までの温度の間を３０〜８０分間かけて昇温する。

第１の焼結工程において、ヅ）ｒ結温度を銅の融点以下
に設定したのは、Ｃｕの融点である１０８３℃を越える
とＣｕによる膨張か開始し、すなわちＦｅ粒子間へのＣ
ｕ液相の浸透、またはＦｅ粉粒子内の結晶粒界へのＣｕ
の拡散か起こるため、Ｆｅ粒子はＣｕ融液に覆われ黒鉛
や合金粉がＦｅ粒子内への拡散が妨けられるからである
９、なお、銅の融点は通常１０８３°Ｃであるが、Ｎ１
などの存在により上昇することがある。また、第１の焼
結工程における焼結温度を９００　’Ｃ以−Ｆに設定し
たのは、９００℃以下では黒鉛粉その他の合金粉のＦｅ
粒子内への拡散が極めて遅いからである。

９００℃以上の焼結温度て、黒鉛粉のＦｅ粒子内への拡
散が起こることは、次の実験によって確認されている。

Ｆｅ原料粉末（Ｆｅ粉末に４％Ｎ；粉末、］、５％Ｃｋ
ｌ粉末および０．５％ＭＯ粉末を混合したもの）に０６
％黒鉛粉を混合し、成形面圧７ｔ／ｃｍ２て金型成形し
てナス１〜ピースを作成し、加熱条件を７５０．８００
．８５０．８８０″Ｃて３０分均熱後冷却した。それぞ
れのテストピースの金属組織を顕微鏡で観察し、その金
属組織を表す１００倍および４００倍の顕微鏡写真を第
６図（Ａ）（Ｂ　＞＜Ｃ）（Ｄ　）に示しな。第６図か
ら明らかなように、加熱温度が高くなるに従ってＦｅ粒
子中への黒鉛の拡散か増加し、Ｆｅ粒子中の黒灰色の部
分の側音が増えているか、７５０°Ｃて加熱した第６図
（Ａ）および８００℃て加熱した第６図（Ｂ）ては黒鉛
は殆と拡散せずに残っている。８５０℃で加熱し／：２
第６図（Ｃ）では、一部の拡散か認められる。８８０℃
で加熱した第６図（Ｄ＞はかなり拡散が進行しているか
、粒子間の黒い部分に残留黒鉛も０．１５〜０２％（全
Ｃ分析値０６５４％）存在している。

以上の結果より焼結温度として９００°Ｃ以上の温度で
３０分以上加熱時間を確保すれは、黒鉛を十分に拡散で
きることか確認された。なお、焼結時間の上限を８０分
に限定したのは、８０分以」二の焼結時間をかけても残
留黒鉛の量は殆と一定となり、不経済となるからである
。

また、焼結工程には焼結雰囲気に窒素ガスおよび、／ま
たは水素ガスを用いたので、Ｆ　ｅ粒子内に拡散したＣ
量は雰囲気ガスにより脱炭または浸炭されることがなく
、Ｃｕによる膨張作用を抑制する焼結体中のＣ量が所望
の水準に保たれる。

第１の焼結工程を終わった焼結体は、必要に応して再圧
縮した後、焼結雰囲気に窒素ガスおよび／または水素ガ
スを用い、銅の融点から鉄の融点までの温度て２０分以
上加熱する。第２の焼結工程における焼結温度はＣｕの
融点１０８３℃より高いので、Ｃｕの熔融による焼結体
の膨張が開始し、Ｆｅ粒子間へのＣｕｉ？Ｍ相の浸透、
またはＦｅ粉拉了内の結晶粒界へのＣｕの拡散か起こる
。しかし、第１のｉｊ’を結工程において黒鉛および添
加合金元素の拡散か十分に行なわれているので、Ｃｕ融
液によるａ金元素の拡散の妨害といったことを考虜する
必要かない。また、Ｆｅ粒子中へのＣの拡散により、Ｃ
ｕによる膨張は抑制されるが、焼結の雰囲気ガスか脱炭
あるいは浸炭の起こらない窒素ガスＪ）、１ひ、／また
る」水素ガスまたは真空中であるので、Ｆｅ粒子中のＣ
ｆ！：の変動かなく、Ｃｕによる１ｊ１３張は一定の限
度で抑制される。

［実施例−Ｉ Ｌ？Ｊ、下に、本発明の実施例を示し、本発明をさらに
具体的に明らかにするか、本発明が以下に述べる実施例
の記載によって何隻限定的に解釈されるもので目ない。

〈実施例］） Ｆｅ原料粉末としてノ＼カネス社製拡散合金粉（ＤＩ　
Ｓ　ＴＡ　１．−、　Ｏ）’　　Ａ　Ｉ：？、　　Ｆ　
ｅ粉末に４％Ｎｉ粉末、１５％Ｃｕ粉末および０５％Ｍ
ｏ粉末を混合したもの）を用い、黒鉛を０６％、型潤滑
剤としてステアリン酸亜鉛を０８％混合し、粉末冶金工
業会標準の引張試験用金型に充填し、成形圧力３〜５ｔ
／ｃｍ２て成形した。次いて型潤州剤を除去する目的て
Ｎ２＋５％ｌ−１２雰囲気で８５０℃の温度で３０分間
加熱した。続いてなたね油を潤滑剤として同し金型を用
い成形圧力６〜９ｔ／ｃｍ２て成形し、４種類の成形密
度の試験片を各２０個製作した。

第１図は本発明の昇温パターン１と、従来方法の昇温パ
ターン２を、縦軸に温度、横軸に時間をとって示したち
のである。本発明の昇温パターンは、９００°Ｃから１
０８３℃までの間を昇温する間に１０００℃て１５分間
保持し、９００℃から１０８３℃の間を合計で３０分か
けて昇温し、その後１１２０℃に昇温して２０分保持し
たものである。従来方法の昇温パターンは、］］２０°
Ｃまで昇温しその温度で３０分間保持するものである。

得られた各成形密度毎に１０個つつの試験片を焼結雰囲
気ガスに窒素ガス＋５％水素ガスを用い本発明方法によ
る昇温パターン１と従来方法による昇温パターン２に従
ってそれぞれ焼結して、焼結１水を得た。

得られた（）χ粘体に−）いて、硬さＨｖ、引張強さｋ
ｔｘ　ｆ　、’　ＩＮ　Ｉｌｌ　２および沖ひ％をａ］
１１定した。なお、引張強さは島津製スイトロン型万能
試験機を用い５ｖｎ／１ｏｉ　ｎの速度で引張試験を行
い、伸びは標点距離を２５＋ｎ＋ｎとし破断後の長さを
１　／　２０　＋ｎ＋ｎまて、ノギスて測定して計算に
よって求めた。

得られた結果は３′ｒｔ結休の密度別に集計し、それぞ
れσ）平均値を求め、第２図にまとめて示しな。

第２図から明らかなように、本発明方法による焼結（４
（は従来方法による焼結体Ｙりも引張強さが４〜５　ｋ
ｇｆ　／　＋ｎ＋ｎ２高くな−　（おり、さらに硬さお
よび沖ひ共に本発明方法による焼結体（ｊ従来方法によ
る焼結体よりも優れｔコ値を示した。

次きに本発明例の焼結体と従来例の焼結体の顕微鏡荘織
とエレクｌ−ロンブローブマイクロアナライ−リ゛（以
下Ｅ　ｒ”　Ｍ　Ａと叶ふ）の線分析を調べ、結果を第
３図（Ａ）（Ｂ）および第４図（Ａ＞（Ｂ）に示した。

第３図（Ａ＞は本発明例の焼結体の２００倍の金属組織
を表す顕微鏡写真であるか、Ｆｅ粒子中にＣが十分に拡
散し、パーライト中の炭素量が多いのか観察される。第
３図（Ｂ）は従来例の力゛Ｌ結粘体金属組織を表す２０
０　（ｉ：：の顕微鏡ん′真であるが、Ｉ）゛ｅ粒子中
Ｉ＼のＣの拡散か不十分てα相（フェライト）が観察さ
れる。

第４図（Ａ）は本発明例の焼結体のＥＰＭＡ線分析結果
であるか、Ｃの拡散か良好であって、Ｃの偏在を示ずＣ
のピークが殆と見られない。これに対して第４図（Ｂ）
は従来例の焼結体のＥＰＭＡ線分析結果であるか、残留
の黒鉛の存在を示すＣのピークが見られる。

次きに、本発明例の焼結体と従来例の焼結体の内部を削
り、切粉の全炭素旦と残留黒ゲ）量を測定し鉄中に固溶
した炭素量を計算した。結果は第１表に示す。

（以　　下　　余　　白） 第　　　１　　　表 第１表から明らかな３１；うに、本発明例の焼結体は従
来例の焼結体よりも焼結時間が短くても、残留黒鉛が少
なくなっていることが確認された。

（実施例２） 原料粉末としてＦｅ粉末に２％Ｃｕ粉および０゜９％黒
鉛粉を混合したものを用い、型潤滑剤としてステアリン
酸亜鉛を０８％混合し、成形荷重３〜７ｔ／ｃｍ２て、
直径４６＋ｎｍ、高さ１−０１１１１１１の寸法変化調
査用の円柱試験片を、種々の密度について各１２個つつ
を成形した。

得られた成形体の寸法を測定した後、実施例１と同様に
窒素」−５％水素雰囲気で、第１図に示す本発明の昇温
パターンと、従来方法の昇温パターンで焼結し、焼結体
の寸法を測定して寸法変化率および寸法のバラツキを算
出した。得られた結果は密度別に平均値と±３σの範囲
を第５図に示した。

第５図に示したように、本発明例は従来例と比較して寸
法変化率が低く、かつ寸法変化のバラツキも極めて小さ
いことが明らかとなり、本発明ては寸法精度の優れた焼
結体の得られることが確認。

された。

［発明の効果］ 本発明方法によってもならされる効果は次の通りである
。

（ａ）Ｃｕの融点以下の温度てがっ黒鉛および合金元素
かＦｅ粒子内に十分に拡散をする温度て第１の焼結を行
うのて、Ｆｅ粒子がＯｕの融液て覆われる前に、黒鉛お
よび合金元素をＦｅ粒子内に十分に拡散させて固溶さぜ
ることにより、強度および靭性の優れた焼結体を得るこ
とかできる。

（ｂ）焼結の雰囲気は脱炭および浸炭の殆と起こらない
窒素ガスおよび／または水素ガスを用いるので、Ｃｕに
よる膨張作用を抑制する焼結体中のＣ量か所望の水準に
保たれ、そのなめ焼結体の寸法精度か向上し、寸法のば
らつきか小さくなる。

（ｃ）本発明の焼結方法は、従来方法よりも焼結時間か
短くて、寸分に黒ｊ；１その他の合金元素を拡散１〜で
強度の高い焼結体を得ることがてきるのて、高温て保持
する時間を）Ｓｉ　縮することによる省エネルＡ−の効
果がある。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明例と従来例の焼結条件の昇温パターンを
示す温度と時間の関係を示す図、第２図は本発明方法に
よる焼結体と従来方法による焼結体の硬さ、引張強さお
よび伸ひを焼結体の密度別にプロットした図、第３図（
Ａ）は本発明方法の焼結体の金属組織を表す２００倍の
顕微鏡写真、第３図（Ｂ）は従来方法の焼結体の金属組
織を表す２００倍の顕微鏡写真、第４図（Ａ）は本発明
方法による焼結体のＥＰＭＡ線分析結果、第４図（Ｂ）
は１ｆ来方法の焼結体σｌ　Ｅ　Ｐ　Ｍ　Ａ線分析結果
、第５図（Ｊ本発明例と従来例の（Ｊχ結粘体司法変化
率を密度別に表した図、第６図（Ａ＞は７５０°Ｃて３
０分間加熱したハ゛Ｌ粘体の１００培および４００倍グ
）金属組織を表す顕微鏡写真、第６図（ｒ３）は８００
℃で３０分間加熱した焼結体の１００倍および４００倍
の金属組織を表す顕微鏡写真、第６図（Ｃ）は８５０℃
で３０分間加熱した焼結体の１００倍お、ｌ；び４００
倍の金属組織を表す顕微鏡写真、第６図（Ｉ））は８８
０℃で３０分間加熱した焼結体の１００倍および４００
倍の金属組織を表す顕微鏡写真、第７図および第８図は
従来方法の焼結の昇温パターンを示す温度と時間の関係
の図である。 Ｉ・・・本発明方法の昇温パターン、２・・・従来方法
の昇温パターン。 特許出願人　トヨタ自動車株式会社 同　　　−１−株式会社豊１１１中央研究所代理人　弁
理士　大　　川　　　宏

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）焼結雰囲気に窒素ガスおよび／または水素ガスを
   用い、または真空中で、９００℃から銅の融点までの温
   度の間で３０〜８０分間加熱する第１の焼結工程と、銅
   の融点から鉄の融点までの温度少なくとも２０分間加熱
   する第２の焼結工程とからなることを特徴とするＦｅ−
   Ｃ−Ｃｕ系多成分合金粉末の焼結方法。