JPS58210147A - Ｓｉ−ＭｎまたはＳｉ−Ｍｎ−Ｃ合金鋼よりなる成形部品の製造方法 - Google Patents
Ｓｉ−ＭｎまたはＳｉ−Ｍｎ−Ｃ合金鋼よりなる成形部品の製造方法Info
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- JPS58210147A JPS58210147A JP58089029A JP8902983A JPS58210147A JP S58210147 A JPS58210147 A JP S58210147A JP 58089029 A JP58089029 A JP 58089029A JP 8902983 A JP8902983 A JP 8902983A JP S58210147 A JPS58210147 A JP S58210147A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0264—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5%
- C22C33/0271—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5% with only C, Mn, Si, P, S, As as alloying elements, e.g. carbon steel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はケイ素−マンガンあるいはケイ素−マンガン−
炭素−合金鋼からなる高い強度および硬度をもつ成形部
品の粉末冶金による製造方法に関する。
炭素−合金鋼からなる高い強度および硬度をもつ成形部
品の粉末冶金による製造方法に関する。
非合金焼結鉄の強度は比較的低い（最高密度においても
約３００Ｍｐａ が得られるだけである）から、より
高い強度の要求に対しては合金技術的措置がとられなけ
ればならない。
約３００Ｍｐａ が得られるだけである）から、より
高い強度の要求に対しては合金技術的措置がとられなけ
ればならない。
合金元素としてシまＣｕ、Ｎｉ 、Ｍｏ、ＰおよびＣの
各元素が主に用いられる。融層冶金において効果的に用
いられる合金元素の全系列は、粉末冶金においては限定
して（専用できるだけである。その場合、ｃｒ、Ｍｎ、
ｓｉおよびＴｉのような新酸素性合金元素がとり上げら
れ、その中でも特にＳｔおよびＭｎがその価格的優位と
艮ｊυｊにわたって保証される有用性のために重要であ
る。
各元素が主に用いられる。融層冶金において効果的に用
いられる合金元素の全系列は、粉末冶金においては限定
して（専用できるだけである。その場合、ｃｒ、Ｍｎ、
ｓｉおよびＴｉのような新酸素性合金元素がとり上げら
れ、その中でも特にＳｔおよびＭｎがその価格的優位と
艮ｊυｊにわたって保証される有用性のために重要であ
る。
Ｓｉは著しい強化作用をもつ固、溶体形成剤として知ら
れている。粉末冶金によって作られるＦ６基合金におい
てもＳｉ によって顕著な強度向上を得ることができる
Ｃ Ｇ、 Ｈｏｆｆｍａｎｎ、 Ｆ、 Ｔｈｕｍｍｌ−
＝ｒ、 Ｇ、Ｚａｐｆ 著「Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ、
Ｔ（ｏｍｏｇｅｎｉｚ−ａｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｏｐ
ｅｒｔｉｅｓ ｏｆα−Ｐｈａｓｅ ｉｒｏｎ−Ａｌｕ
ｍｉｎｉｕｍ ａｎｄ １ｒｏｎ −５ｉｌｉｃｏｎ〜
１ｌｏｙｓ ：Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ
Ｊ ３ ｒｄ ｐｕｒｏｐ、 Ｐｏｗｄ。
れている。粉末冶金によって作られるＦ６基合金におい
てもＳｉ によって顕著な強度向上を得ることができる
Ｃ Ｇ、 Ｈｏｆｆｍａｎｎ、 Ｆ、 Ｔｈｕｍｍｌ−
＝ｒ、 Ｇ、Ｚａｐｆ 著「Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ、
Ｔ（ｏｍｏｇｅｎｉｚ−ａｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｏｐ
ｅｒｔｉｅｓ ｏｆα−Ｐｈａｓｅ ｉｒｏｎ−Ａｌｕ
ｍｉｎｉｕｍ ａｎｄ １ｒｏｎ −５ｉｌｉｃｏｎ〜
１ｌｏｙｓ ：Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ
Ｊ ３ ｒｄ ｐｕｒｏｐ、 Ｐｏｗｄ。
Ｍｅｔ、 ５ｙｒｎｐ、 １９７１ Ｃｏｎｊ、 Ｓ
ｕｐｐｌｅｍｅｎｔ、 ｌ？ｔｌ、３３５〜３６１ペー
′））。しかしそれには二つの欠点が存在する。一つは
Ｓｉがその高い親酸素性に基づいて工業的な焼結雰囲気
中では酸化物を形成する傾向にあることである。それに
は合金相体としてｌ”ｅ−８ｉ 母合金を用いること
によって対処される（ Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ ｚｕｒ
Ｈｅｒｓｔｅｌｌｕｎｇｖｏｎ Ｓｉｎｔｅｒｗｅｒｋ
ｓｔｏｆｆｅｎ ａｕｆ Ｉｇｉｓｅｎｂａｓｉｓ ；
西ドイツ国特許出願公告第１９２８９３０号明細■）。
ｕｐｐｌｅｍｅｎｔ、 ｌ？ｔｌ、３３５〜３６１ペー
′））。しかしそれには二つの欠点が存在する。一つは
Ｓｉがその高い親酸素性に基づいて工業的な焼結雰囲気
中では酸化物を形成する傾向にあることである。それに
は合金相体としてｌ”ｅ−８ｉ 母合金を用いること
によって対処される（ Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ ｚｕｒ
Ｈｅｒｓｔｅｌｌｕｎｇｖｏｎ Ｓｉｎｔｅｒｗｅｒｋ
ｓｔｏｆｆｅｎ ａｕｆ Ｉｇｉｓｅｎｂａｓｉｓ ；
西ドイツ国特許出願公告第１９２８９３０号明細■）。
しかしこの方法で作られた焼結鋼は、その焼結の際に著
しい収縮が起こり、それが成形部品の寸法精度に負の作
用を持つから、成形部品に７１して適していない。別の
元素（Ｃｕ、ＡＩ）の合金添加によって収縮を補償する
ことが試みられた。
しい収縮が起こり、それが成形部品の寸法精度に負の作
用を持つから、成形部品に７１して適していない。別の
元素（Ｃｕ、ＡＩ）の合金添加によって収縮を補償する
ことが試みられた。
これはしかし一部分うまく行くにすぎず、そのほかに強
度特性における犠牲に結び付いているＣＧ。
度特性における犠牲に結び付いているＣＧ。
Ｈｏｆｆｍａｎｎ、 Ｆ、Ｔｌｔｉｉｍｍｌｅｒ、
Ｇ、Ｚａｐｆ 著 「Ｓｉｎ−ｔｅｒｉｎｇ、 Ｔ
（ｏｍｏｇｅｎｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒ
ｔｉｅｓｏｆ ｃｒ−ｐｈａｓｅ Ｊｒ’ｏｎ−Ａｌｕ
ｒｎｉｎｉｕｍ ａｎｄ Ｉｒｏｎ−８ｉｌｉｃｏｎ
Ａ１１ｏｙｓ ； Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｕｒｇｙ
、 ３ｒｄ Ｅｕ−ｒｏｐ、 Ｐｏｗｄ、 Ｍｅｔ、
Ｓｙｍｐ、 １９７１ Ｃｏｎｆ、Ｓｕｐｐ−１
ｅｍｅｎｔ、 Ｐｔ １． １２８ページ参照）。
Ｇ、Ｚａｐｆ 著 「Ｓｉｎ−ｔｅｒｉｎｇ、 Ｔ
（ｏｍｏｇｅｎｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒ
ｔｉｅｓｏｆ ｃｒ−ｐｈａｓｅ Ｊｒ’ｏｎ−Ａｌｕ
ｒｎｉｎｉｕｍ ａｎｄ Ｉｒｏｎ−８ｉｌｉｃｏｎ
Ａ１１ｏｙｓ ； Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｕｒｇｙ
、 ３ｒｄ Ｅｕ−ｒｏｐ、 Ｐｏｗｄ、 Ｍｅｔ、
Ｓｙｍｐ、 １９７１ Ｃｏｎｆ、Ｓｕｐｐ−１
ｅｍｅｎｔ、 Ｐｔ １． １２８ページ参照）。
Ｍｎも合金元素として粉末冶金に採用された。それは同
様に非常に親酸素性であるから、ここでも特別な保護措
置が必要である。例えば炭化物の１吐合金を介してのＭ
ｎの添加が知られている（Ｖｅ−ｒｔａｈｒｅｎ ｚｕ
ｍ Ｉｌｇｒｓｔｅｌｌｅｎ ｈｏｍｏｇ、ｅｎｅｒ
ｍａｎｇ−ａｎｌｅｇｉｅｒｔｅｒ ５ｉｎｔｅｒｓｔ
ｉｉｈｌｅ 、西ドイツ国特許”第２４５６７８１号明
細書）。このｎ合金は焼結温度の範囲にまで安定であり
、それによって合金元素は酸化に対して保護される。Ｍ
ｎはしかしそれ自身強い炭（ヒ物形成剤ではないから、
このｎ合金は必然的に、例えばＣｒ、ＭｏあるいはＶの
ような炭素形成元来を含まなければならない。これらの
元素は非常に高価であり、それが合金原価を著しく高め
る。炭化物の高い硬度がその上エロの撰耗を高めろ。
様に非常に親酸素性であるから、ここでも特別な保護措
置が必要である。例えば炭化物の１吐合金を介してのＭ
ｎの添加が知られている（Ｖｅ−ｒｔａｈｒｅｎ ｚｕ
ｍ Ｉｌｇｒｓｔｅｌｌｅｎ ｈｏｍｏｇ、ｅｎｅｒ
ｍａｎｇ−ａｎｌｅｇｉｅｒｔｅｒ ５ｉｎｔｅｒｓｔ
ｉｉｈｌｅ 、西ドイツ国特許”第２４５６７８１号明
細書）。このｎ合金は焼結温度の範囲にまで安定であり
、それによって合金元素は酸化に対して保護される。Ｍ
ｎはしかしそれ自身強い炭（ヒ物形成剤ではないから、
このｎ合金は必然的に、例えばＣｒ、ＭｏあるいはＶの
ような炭素形成元来を含まなければならない。これらの
元素は非常に高価であり、それが合金原価を著しく高め
る。炭化物の高い硬度がその上エロの撰耗を高めろ。
ＳｉおよびＭｎを一緒に使用することは文献にＪべられ
ている。しかしそれによってつくられた焼結鋼は、「町
＜べき結果」を生じないだろう（Ｑ、ｌ；’１ｎｄｅｉ
ｓｅｎ 、 Ｊ、 Ｔ（ｅｗｉｎｇ著「［（ｕｐｆｅｒ
−ｕｎｄｎｉｃｋｅｌｈａｌｔｉｇｅ ３ｉｎｔｅｒ
ｓｔａｈｌｅ ｍｉｔ ｗｅｉｔｅｒ−ｅｎ Ｌｅｇｉ
ｅｒｕｎｇｓｚｕｓｉｉｔｚｅｎ、 Ｊｎｄｕｓｔｒｉ
ｅ −４ｎｚ−ｅｉｇｅｒ 、 ９２巻（１９７０年）
２４１へ２４４ページおよび４３１〜４３４ページ、こ
こでは４３４ページＪ）。
ている。しかしそれによってつくられた焼結鋼は、「町
＜べき結果」を生じないだろう（Ｑ、ｌ；’１ｎｄｅｉ
ｓｅｎ 、 Ｊ、 Ｔ（ｅｗｉｎｇ著「［（ｕｐｆｅｒ
−ｕｎｄｎｉｃｋｅｌｈａｌｔｉｇｅ ３ｉｎｔｅｒ
ｓｔａｈｌｅ ｍｉｔ ｗｅｉｔｅｒ−ｅｎ Ｌｅｇｉ
ｅｒｕｎｇｓｚｕｓｉｉｔｚｅｎ、 Ｊｎｄｕｓｔｒｉ
ｅ −４ｎｚ−ｅｉｇｅｒ 、 ９２巻（１９７０年）
２４１へ２４４ページおよび４３１〜４３４ページ、こ
こでは４３４ページＪ）。
本発明は、高い強度および硬ぼｆならび拠十分な靭性の
成形部品の、その購入が長期にわたって保証されている
専ら入手容易の合金雰素を用いる粉末冶金による製造方
法を提供することを目的とする。ぞＣ廐影杯４さらに本
発明は、焼結工程の間に成形部品を寸法通りに作ること
ができるようにすること、すなわち、合金元素の添加に
より収縮および／または収縮を妨げる措置による強度の
犠牲を受けることがないようにすることを目的とする。
成形部品の、その購入が長期にわたって保証されている
専ら入手容易の合金雰素を用いる粉末冶金による製造方
法を提供することを目的とする。ぞＣ廐影杯４さらに本
発明は、焼結工程の間に成形部品を寸法通りに作ること
ができるようにすること、すなわち、合金元素の添加に
より収縮および／または収縮を妨げる措置による強度の
犠牲を受けることがないようにすることを目的とする。
上記の目的は本発明によれば、合金元素のケイ素および
マンガンまたはケイ素、マンガンおよび炭素ヲ、合金担
体のフェロシリコン、フェロマンガンまたは１０ないし
３０重甲チのＳｉ、２０ないし７０重１ａ％のＭｎ、残
部Ｆｅの範囲にあるケイ素およびマンガン含有量を有す
るケイ素−マンガンー鉄−母合金と粉末型状の黒鉛を介
して鉄粉に混合し、その混合粉末を公知の方法で圧縮し
、ｌｌ５０°Ｃないし１２５０℃の範囲の温度で保護ガ
ス雰囲気中で焼結し、冷却することにより達成される。
マンガンまたはケイ素、マンガンおよび炭素ヲ、合金担
体のフェロシリコン、フェロマンガンまたは１０ないし
３０重甲チのＳｉ、２０ないし７０重１ａ％のＭｎ、残
部Ｆｅの範囲にあるケイ素およびマンガン含有量を有す
るケイ素−マンガンー鉄−母合金と粉末型状の黒鉛を介
して鉄粉に混合し、その混合粉末を公知の方法で圧縮し
、ｌｌ５０°Ｃないし１２５０℃の範囲の温度で保護ガ
ス雰囲気中で焼結し、冷却することにより達成される。
合金担体および黒鉛の添加は、それらが混合粉末中で
０．３ないし３重着チのＳｉ、
０．３ないし４重危係のＭｎ、
Ｏないし０．５重星チのＣ
の質憤配分に相当するような量で行われる。本発明の特
別の形成においては、マンガン゛のケイ素に対する質量
比は１．５と３の間が川℃・もれる。１５重ＶＣ％のＳ
ｉを含むフェロシリコンおよて≠たは８０ないし８４重
量％のＭｎを含むフェロマンガンを用いることは有効で
ある。帰１獲の機械的特性を示す製品は、１９重１％の
Ｓｉ、４１重計係のＭｎおよび４０重量％のＦｅの組成
のケイ素−マンガンー鉄−母合金を用いるときに得られ
る。本発明による方法の他の実施において、焼結された
成形部品は、焼入れおよび焼なましからなる付加的な熱
処理に委ねられる。
別の形成においては、マンガン゛のケイ素に対する質量
比は１．５と３の間が川℃・もれる。１５重ＶＣ％のＳ
ｉを含むフェロシリコンおよて≠たは８０ないし８４重
量％のＭｎを含むフェロマンガンを用いることは有効で
ある。帰１獲の機械的特性を示す製品は、１９重１％の
Ｓｉ、４１重計係のＭｎおよび４０重量％のＦｅの組成
のケイ素−マンガンー鉄−母合金を用いるときに得られ
る。本発明による方法の他の実施において、焼結された
成形部品は、焼入れおよび焼なましからなる付加的な熱
処理に委ねられる。
十分に高い冷却速度の場合に、高い強度および硬度が単
一焼結技術により得られる。
一焼結技術により得られる。
本発明に上る方法により次のことが実現される。
（１） 焼結および均質ｒヒが合金元素の酸化によっ
て損なわれない。
て損なわれない。
Ｃ２１焼結に対する技術的に重大な温度／時間条件にお
いて合金元素の均一な分布が得られる。
いて合金元素の均一な分布が得られる。
（３）合金元素が効果的に強度の向上をもたらす。
（４）できあがった部品の焼結中に受ける寸法変化は最
小限である。
小限である。
均質化の間に既に約１０００℃付近の温度において一時
的な液相があられれ、そのために場合によっては合金粒
子の上に存在する酸化物層が拡散障壁にならず、その上
合金の急速な分布が行われる。ＭｎおよびＣの添加は、
Ｓｉによってこれまで引き起こされた収縮の補償をし、
その結果合わせてわずかな寸法変化あるいは寸法の安定
性が得られる。ＳｉおよびＭｎは固溶体硬化剤として働
く。Ｍｎはその上に転移傾向を強くはばみ、ＳｉはＣ拡
散に影響するから、合金元素Ｓ ｉ −Ｍｎ−（Ｃ）の
組み合わせは高い強度値をもたらす。ＨＶ２０ビッカー
ス硬さ３００までの硬度を峙つ焼鈍組織が既に焼結加熱
から３０ Ｋ ／ ｍ ｒ ｎの平均冷却速度を持つ炉
冷の際に、すなわち付加的熱処理なしに得られる。十分
に遅い冷却の際には硬化効果が抑制され、その結果部品
のサイジングが全く可能である。入れられた合金元素の
効果は付加的な熱処理によって役立つようにされる。
的な液相があられれ、そのために場合によっては合金粒
子の上に存在する酸化物層が拡散障壁にならず、その上
合金の急速な分布が行われる。ＭｎおよびＣの添加は、
Ｓｉによってこれまで引き起こされた収縮の補償をし、
その結果合わせてわずかな寸法変化あるいは寸法の安定
性が得られる。ＳｉおよびＭｎは固溶体硬化剤として働
く。Ｍｎはその上に転移傾向を強くはばみ、ＳｉはＣ拡
散に影響するから、合金元素Ｓ ｉ −Ｍｎ−（Ｃ）の
組み合わせは高い強度値をもたらす。ＨＶ２０ビッカー
ス硬さ３００までの硬度を峙つ焼鈍組織が既に焼結加熱
から３０ Ｋ ／ ｍ ｒ ｎの平均冷却速度を持つ炉
冷の際に、すなわち付加的熱処理なしに得られる。十分
に遅い冷却の際には硬化効果が抑制され、その結果部品
のサイジングが全く可能である。入れられた合金元素の
効果は付加的な熱処理によって役立つようにされる。
効果は次のとおりである。
（１１従来の合金された焼結鋼に比して低い合金原価と
高い引張り強さく〉６００ＭＰａ）。
高い引張り強さく〉６００ＭＰａ）。
わずかな公知の比較的高合金の組成だけが付加的熱処理
なしに単一焼結技術によって７００ＭＰａの引り長り強
さに搾する（例えば４．５チのＣｕ、５％のＮｉ を含
む焼結鋼： Ｒ１１１”””６ｏｏＭＰａ）。
なしに単一焼結技術によって７００ＭＰａの引り長り強
さに搾する（例えば４．５チのＣｕ、５％のＮｉ を含
む焼結鋼： Ｒ１１１”””６ｏｏＭＰａ）。
（２）機械的性質は１１５０〜１２５０°Ｃの温度範囲
においては焼結温度に対して比較的敏感でない。これは
、例えば適当な焼結温度の選択によって、機械的な特性
の著しい変化なしに２寸法変化の正確な轡等化を可能に
する。
においては焼結温度に対して比較的敏感でない。これは
、例えば適当な焼結温度の選択によって、機械的な特性
の著しい変化なしに２寸法変化の正確な轡等化を可能に
する。
＋３１ ８ｉおよびＭｎの存在が、既に焼結Ｌ１１１熱
からの冷却の際に焼鈍組織が生じ、それによって別の熱
処理が不要になるほどの強い硬化性の向上を引き起こす
。そのような焼結鋼は、従来は高価な合金元素、Ｎｉお
よびＭＯを使用して製造された。
からの冷却の際に焼鈍組織が生じ、それによって別の熱
処理が不要になるほどの強い硬化性の向上を引き起こす
。そのような焼結鋼は、従来は高価な合金元素、Ｎｉお
よびＭＯを使用して製造された。
以下本発明を図面により実施例について詳細に説明する
。
。
例１ニ
ーＳｉ、ＭｎおよびＣの異なる量を上述の合金４’。
体を介して通常の鉄粉に添加し、通常の圧縮を容易にす
る添加物と一緒に混合する。混合粉末を６００ＭＰａの
圧縮圧力によって棒状試験片に圧縮し、その試験片を水
素雰囲気中で１１８０″Ｃの温度において６０分焼結し
た。二、三の選択された組成の機械的性質が第１図およ
び第２図に示されている（ＲｍはＭＰａで示した引張強
さ、 Ｒ，、，１はＭＰａで示した降伏強さ）。ｉ；、
ｉの特性の組合せはヱないし２重量％のＳｉ、２ないし
３重塔チのＭｎ、０．２ないし０．３重ｌチのＣの質Ｊ
ケ配分によって得られる。焼結によって引き起こされる
棒状試験片の長さ変化は第３図から明らかである。
る添加物と一緒に混合する。混合粉末を６００ＭＰａの
圧縮圧力によって棒状試験片に圧縮し、その試験片を水
素雰囲気中で１１８０″Ｃの温度において６０分焼結し
た。二、三の選択された組成の機械的性質が第１図およ
び第２図に示されている（ＲｍはＭＰａで示した引張強
さ、 Ｒ，、，１はＭＰａで示した降伏強さ）。ｉ；、
ｉの特性の組合せはヱないし２重量％のＳｉ、２ないし
３重塔チのＭｎ、０．２ないし０．３重ｌチのＣの質Ｊ
ケ配分によって得られる。焼結によって引き起こされる
棒状試験片の長さ変化は第３図から明らかである。
Ｓｉ／Ｍｎの比が２より大きい場合に始めて収縮が非常
に高まる。
に高まる。
同じＳｉおよびＭｎ含有計により炭素なしに３５０ない
し６００ＭＰａの引張り強さ、１００ないし２】０のｆ
（Ｖ ２０硬さが１１ないし２％の破断伸びにおいて得
られる。この合金もある範囲（例えば２％３ｉ、２〜４
％Ｍｎ ）の中で上述の製造条件において寸法が安定し
ている。
し６００ＭＰａの引張り強さ、１００ないし２】０のｆ
（Ｖ ２０硬さが１１ないし２％の破断伸びにおいて得
られる。この合金もある範囲（例えば２％３ｉ、２〜４
％Ｍｎ ）の中で上述の製造条件において寸法が安定し
ている。
例２：
最適の特性の組合せをもつ組成において、焼結温度をそ
のほかは同じ条件において変えた。機械的性質および寸
法変化は第４図および第５図に示されている。引張り強
さおよび降伏強さは試験された範囲においてはとんと焼
結温度に無関係で、硬さおよび破断伸びも敏感には反応
しない。焼結温度を高めることによって、始′めに現れ
る軽い膨張が、軽い収縮さえも起こるまで減少する。こ
れは寸法の状態を、機械的性質を変えることなく焼結温
度を介して制御する可能性を開＜（ＲｍはＭＰａで示し
た引張り強さ、Ｒｐｏ、１はＭＰａで示した。降伏強灸
りはチで示した破断伸び）。
のほかは同じ条件において変えた。機械的性質および寸
法変化は第４図および第５図に示されている。引張り強
さおよび降伏強さは試験された範囲においてはとんと焼
結温度に無関係で、硬さおよび破断伸びも敏感には反応
しない。焼結温度を高めることによって、始′めに現れ
る軽い膨張が、軽い収縮さえも起こるまで減少する。こ
れは寸法の状態を、機械的性質を変えることなく焼結温
度を介して制御する可能性を開＜（ＲｍはＭＰａで示し
た引張り強さ、Ｒｐｏ、１はＭＰａで示した。降伏強灸
りはチで示した破断伸び）。
例３：
サイジングしなければｋらない部品の場合は、焼結加熱
から極めてゆっくりと行われる冷却が必要である。そう
でないと引張り強さおよび硬さは９１］１および２の中
で立証された値に達しない。しかし入れられた合金元素
は熱処理を可能にする。
から極めてゆっくりと行われる冷却が必要である。そう
でないと引張り強さおよび硬さは９１］１および２の中
で立証された値に達しない。しかし入れられた合金元素
は熱処理を可能にする。
例２に用いられた合金を水素中で６０分、１２（１０℃
において焼結し、つづいて調質した。調質処理は次のと
おりである。アルゴン中で６０分、１０００”Ｃにおい
てオーステナイト化し、油中で焼入れ、所定の温度にお
いてアルゴン中で６０分焼きもどす（第６図参照）。最
適引張り強さおよび硬さ値は２００ないし３００℃の焼
きイ、どし温度において得られ、破断伸びはなお測定で
きる（〉］％）。
において焼結し、つづいて調質した。調質処理は次のと
おりである。アルゴン中で６０分、１０００”Ｃにおい
てオーステナイト化し、油中で焼入れ、所定の温度にお
いてアルゴン中で６０分焼きもどす（第６図参照）。最
適引張り強さおよび硬さ値は２００ないし３００℃の焼
きイ、どし温度において得られ、破断伸びはなお測定で
きる（〉］％）。
例４：
５１−Ｍｎ−Ｆｅ母合金使用の下での合金の製造：先ず
次の組成の母合金を作る。
次の組成の母合金を作る。
】９ｆｆｉｔｓ ｓｉ ：
４１１ｉｔｓ Ｍｎ ；
４０重限チ Ｆｅ
その母合金を真空炉中で融解し、冷却の後機械的に２５
μｍ以下の粒径（平均粒径約１０μ扉）にまで微細化し
た。微細化は粉砕機、振動円板ミルあるいはボールミル
中で行うことができる。
μｍ以下の粒径（平均粒径約１０μ扉）にまで微細化し
た。微細化は粉砕機、振動円板ミルあるいはボールミル
中で行うことができる。
そのようにして作られたこの母合金のそれぞれ異なった
１１を、一方では炭素を添加せずに、他方では黒妬−鉄
混合粉末の形の炭素添加物と共に混合し、通常の方法で
処理した。この場合１３０ＯＮ４Ｐａの圧縮圧力、１１
８０℃の焼結温麗、１時間の焼結時間および保護ガス雰
囲気として水素雰囲気を使用した。
１１を、一方では炭素を添加せずに、他方では黒妬−鉄
混合粉末の形の炭素添加物と共に混合し、通常の方法で
処理した。この場合１３０ＯＮ４Ｐａの圧縮圧力、１１
８０℃の焼結温麗、１時間の焼結時間および保護ガス雰
囲気として水素雰囲気を使用した。
コレによって得られたケイ素−マンガンもしくはケイ素
−マンガンー虜素合金焼結鋼の機械的性質および寸法変
化が第７図および第８図に示されている。第７図は用い
られた母合金についての含有量の最適化を示し、そこに
おいて約８重ＩＬ％の最適含有量（すなわちマンガン３
．３重ｔ％、ケイ素１．５重量係の焼結合金中のマンガ
ンおよびケイ素含有敬）が見い出された。第８図は最適
合金（焼結鋼中母合金８重量％）における炭素含有駄の
影響を示す。
−マンガンー虜素合金焼結鋼の機械的性質および寸法変
化が第７図および第８図に示されている。第７図は用い
られた母合金についての含有量の最適化を示し、そこに
おいて約８重ＩＬ％の最適含有量（すなわちマンガン３
．３重ｔ％、ケイ素１．５重量係の焼結合金中のマンガ
ンおよびケイ素含有敬）が見い出された。第８図は最適
合金（焼結鋼中母合金８重量％）における炭素含有駄の
影響を示す。
第７図および第８図が示すように、Ｓ ｉ −Ｍｎ −
Ｆｅ ｅ合金によってすぐれた特性の組み合わせを持つ
焼結鋼が得られる。合金担体としてフェロシリコンおよ
びフェロマンガンを用いて製造された焼結鋼よりなおよ
り高いところにある引張り強さおよび降伏強さを得るこ
とができる。あるいは、つづいての熱処理ならびに二重
焼結技術の挿入が最適化されるならば、本発明による焼
結鋼における一層の改良を達成することができる。より
よい−母合金を含む混合粉末のよりよい緻密化、そこか
ら部品のより小さい空仕率が生ずる。
Ｆｅ ｅ合金によってすぐれた特性の組み合わせを持つ
焼結鋼が得られる。合金担体としてフェロシリコンおよ
びフェロマンガンを用いて製造された焼結鋼よりなおよ
り高いところにある引張り強さおよび降伏強さを得るこ
とができる。あるいは、つづいての熱処理ならびに二重
焼結技術の挿入が最適化されるならば、本発明による焼
結鋼における一層の改良を達成することができる。より
よい−母合金を含む混合粉末のよりよい緻密化、そこか
ら部品のより小さい空仕率が生ずる。
−合金担体が極微粒子として存在するから、合金元素の
棒めて一様な分布。
棒めて一様な分布。
−ｔｉｔ成が変化しないことにより合金担体の一様な焼
結特性。
結特性。
寸法安定性は組成と焼結温度の適当な調整によって得る
ことができる。
ことができる。
ケイ素およびマンガン含有量に対して所定の範囲にある
Ｓｉ−Ｍｎ−Ｆ’ｅ母合金も、工業的焼結温度の上述の
範囲の中で焼結過程中に、本発明に基づき・製造される
焼結鋼の特性の実質的な改善に対して共に責任がある液
相の形成をもたらす。マンガンおよびケイ素についての
低い含有量は、最適の合金含有量を得るために母合金に
ついて高すぎる分量を必要とする。それによって混合粉
末は圧縮性が悪くなり、そのことが密度の低下に導く。
Ｓｉ−Ｍｎ−Ｆ’ｅ母合金も、工業的焼結温度の上述の
範囲の中で焼結過程中に、本発明に基づき・製造される
焼結鋼の特性の実質的な改善に対して共に責任がある液
相の形成をもたらす。マンガンおよびケイ素についての
低い含有量は、最適の合金含有量を得るために母合金に
ついて高すぎる分量を必要とする。それによって混合粉
末は圧縮性が悪くなり、そのことが密度の低下に導く。
より高い含有量、中でもケイ階に関しては約１２５０℃
までの焼結温度の範囲でもほや液相の形成に導かない。
までの焼結温度の範囲でもほや液相の形成に導かない。
上述の母合金が伴なう利点は次のとおりである。
母合金は比較的簡単に作ることができ、その融点はかな
り低く、鋳塊は極めて脆く、従って微細化するのに非常
に簡単にかつ高度の細かさまで機械的にできる。焼結特
性は母合金を使用するとより好ましくなる。
り低く、鋳塊は極めて脆く、従って微細化するのに非常
に簡単にかつ高度の細かさまで機械的にできる。焼結特
性は母合金を使用するとより好ましくなる。
第１図ないし第８図は本発明による合金の特性を説明す
るための線図である。 ヘ ■ 匡 ＯＺ Ａｔ−１８１ＪｊｌｊＬｌ””ｌコ１＾Ｄ ＬＨｏｌ、１５ｕｎｃｕ、Ｉａｐｃｐｎ＋ｇ＼ｊ Ｃ力 Ｌ （・１．１ ６
ｕｎｕｑａ四コｎ」日１ＤｄｌＡＩｌ ｄ８”’８ Ｑ） ｎ 匡 ＝−＝ｏ” １”／、’ユ５ｕｎＪａｐｕｐｌ。。 ゛ ］マ 【・ムｌ Ｂｕｎυｑ・四コｎＪ９ 〔ｎ 匡 Ｂ） 〔カ ー 匡 〔力 匡
るための線図である。 ヘ ■ 匡 ＯＺ Ａｔ−１８１ＪｊｌｊＬｌ””ｌコ１＾Ｄ ＬＨｏｌ、１５ｕｎｃｕ、Ｉａｐｃｐｎ＋ｇ＼ｊ Ｃ力 Ｌ （・１．１ ６
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Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）合金元素としてケイ素、マンガンおよび炭素を、合
金担体としてフェロシリコン、フェロマンガンまたは１
ｏないし３０重ｔ％のｓ＋、２０ないし７０重量バｎ１
残部Ｆ ｅの＠闇にあるケイ素およびマンガン含有毎を
有するケイ素−マンガ斥−母合金と粉末形状の黒鉛を介
して鉄粉に混合し、該混合粉末を圧縮し、１１５０’Ｃ
ないし１２５０”（：の範囲の温度で保護ガス雰囲気中
で焼結し、冷却することを特徴とするケイ素−マンガン
またはケイ素−マンガン−炭素−合金鋼からなる成形部
品の製造方法。 ２］ 合金担体および黒鉛の添加が、それらが混合粉末
中で ０．３ケいし３重＠係のＳ、 ｒ ０．３ないし４重隈チのＭｎ Ｏないし０．５黴量係のＣ のｆ＃ｆｒ社配分に相当するような一計で行われること
を特徴とする特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 ３）マンガンのケイ素に対する質埒比が】、５と３０間
にあるものを用いることを特徴とする特許請求の範囲第
１項記載の製造方法。 ４） １５重量％のＳｉを含むフェロシリコンを用いる
ことを特徴とするｌ）１「許請求の範囲第１項記載の製
造方法。 ５）８０ないし８４重喰係のＭｎを含むフェロ□ マン
ガンを用いることを特徴とする特許請求の範囲第１項記
載の製造方法。 ６）１９重量％の３ｉ、４１重量％のＭｎおよび４０重
欧チのＦｅの組成のケイ素−マンガンー鉄−母合金を用
いることをｌＦテ徴とする特徴とする特許請求の範囲第
１項記載の製造方法。 ７）焼結された成形部品に焼入れおよび焼なましからな
る゛付加的熱処理な施すことを特徴とする特許Ｊｎ求の
範囲第１項記載の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE32193246 | 1982-05-22 | ||
| DE19823219324 DE3219324A1 (de) | 1982-05-22 | 1982-05-22 | Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von formteilen hoher festigkeit und haerte aus si-mn- oder si-mn-c-legierten staehlen |
| EP821106226 | 1982-11-18 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58210147A true JPS58210147A (ja) | 1983-12-07 |
Family
ID=6164277
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58089029A Pending JPS58210147A (ja) | 1982-05-22 | 1983-05-20 | Ｓｉ−ＭｎまたはＳｉ−Ｍｎ−Ｃ合金鋼よりなる成形部品の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4913739A (ja) |
| EP (1) | EP0097737B1 (ja) |
| JP (1) | JPS58210147A (ja) |
| AT (1) | ATE23198T1 (ja) |
| DE (2) | DE3219324A1 (ja) |
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| JP2010111937A (ja) * | 2008-11-10 | 2010-05-20 | Kobe Steel Ltd | 高強度組成鉄粉とそれを用いた焼結部品 |
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| CN103600074A (zh) * | 2013-10-10 | 2014-02-26 | 铜陵新创流体科技有限公司 | 一种粉末冶金耐磨合金及其制备方法 |
| CN103600081A (zh) * | 2013-10-10 | 2014-02-26 | 铜陵新创流体科技有限公司 | 一种粉末冶金制冷压缩机阀片及其制备方法 |
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| EP0846782A1 (en) * | 1992-09-09 | 1998-06-10 | STACKPOLE Limited | Powder metal alloy process |
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| AU3154793A (en) * | 1992-12-21 | 1994-07-19 | Stackpole Limited | As sintered coining process |
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- 1982-05-22 DE DE19823219324 patent/DE3219324A1/de not_active Withdrawn
- 1982-11-18 DE DE8282110622T patent/DE3273998D1/de not_active Expired
- 1982-11-18 EP EP82110622A patent/EP0097737B1/de not_active Expired
- 1982-11-18 AT AT82110622T patent/ATE23198T1/de active
-
1983
- 1983-05-20 JP JP58089029A patent/JPS58210147A/ja active Pending
-
1985
- 1985-03-08 US US07/292,442 patent/US4913739A/en not_active Expired - Fee Related
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| DE3219324A1 (de) | 1983-11-24 |
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