JPS62146204A - 鉄−炭素粉末とその製造方法 - Google Patents
鉄−炭素粉末とその製造方法Info
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- JPS62146204A JPS62146204A JP60286717A JP28671785A JPS62146204A JP S62146204 A JPS62146204 A JP S62146204A JP 60286717 A JP60286717 A JP 60286717A JP 28671785 A JP28671785 A JP 28671785A JP S62146204 A JPS62146204 A JP S62146204A
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は鉄系焼結材料の焼結促進用母合金として用いら
れる鉄−炭素粉末及びその製造方法に関する。
れる鉄−炭素粉末及びその製造方法に関する。
鉄系焼結材料の用途としては大量生産に二るコストメリ
ットを生かした構造用部品や気孔部に含油させた無給油
軸受等が主流を占めていたが、最近では強度を必要とす
る部品にも、@量化やコスト低減を目的として採用され
つつある。
ットを生かした構造用部品や気孔部に含油させた無給油
軸受等が主流を占めていたが、最近では強度を必要とす
る部品にも、@量化やコスト低減を目的として採用され
つつある。
一方、鉄系焼結材料の強度向上は炭素の添加によるのが
容易かつ効率的であり、コスト面でも合金元素の添加よ
り安価になるため一般的知多用されている。
容易かつ効率的であり、コスト面でも合金元素の添加よ
り安価になるため一般的知多用されている。
しかるに同一炭素量のFe −C焼結材料と炭素鋼とを
比較すると、Fe−C焼結材料の強度が劣っている。F
e −C焼結材料は10ないし20容量俤の気孔を含ん
でいるため、鍛造等の外力をイ乍用させ、α石、を0.
5弧kl下に1.で本Lυ表何と同等の強度は得られな
い。この理由としては次の事が考えられる。
比較すると、Fe−C焼結材料の強度が劣っている。F
e −C焼結材料は10ないし20容量俤の気孔を含ん
でいるため、鍛造等の外力をイ乍用させ、α石、を0.
5弧kl下に1.で本Lυ表何と同等の強度は得られな
い。この理由としては次の事が考えられる。
炭素鋼すなわち鋼材の強度はマトリックス強度によりほ
ぼ決定されるが、焼結材料ではマトリックス強度、気孔
量及び粉末粒子間の“ネック、の強さ、即ち焼結時の粉
末粒子間の結合力の5要素により、強度が決まると考え
られている。この為、前述のように気孔量を減少させ。
ぼ決定されるが、焼結材料ではマトリックス強度、気孔
量及び粉末粒子間の“ネック、の強さ、即ち焼結時の粉
末粒子間の結合力の5要素により、強度が決まると考え
られている。この為、前述のように気孔量を減少させ。
あるいはさらにマトリックスを合金化により強化しても
、ネックを強化しなくては鋼材の強度に到達しない。し
かるにネックの強化については課題が多く、未だ満足の
ゆく手法が確立されていない。
、ネックを強化しなくては鋼材の強度に到達しない。し
かるにネックの強化については課題が多く、未だ満足の
ゆく手法が確立されていない。
本発明は上記の問題点を解決するためになされたもので
、鉄粉または鉄基合金粉末に添加して焼結を促進するF
e−C粉末、及びその製造方法を提供しようとするもの
である。
、鉄粉または鉄基合金粉末に添加して焼結を促進するF
e−C粉末、及びその製造方法を提供しようとするもの
である。
従来、鉄系焼結材料の強度向上にはグラファイトの添加
が効率的であることは知られている究の結果、グラファ
イトの添加はマトリックス強化には大きな効果を示すも
のの焼結時の昇温過程におけるネックの成長に対しては
効果のないことを見出した。
が効率的であることは知られている究の結果、グラファ
イトの添加はマトリックス強化には大きな効果を示すも
のの焼結時の昇温過程におけるネックの成長に対しては
効果のないことを見出した。
通常市販されている鉄粉または鉄基合金粉末はα1ない
し[15%の酸素を粉末表面及び内部に含有しており、
粉末表面の酸素は酸化物層として存在している。この酸
化物層は粉末/粉末間の焼結の際にバリヤー(障壁)と
なるので焼結を促進するには、即ちネックを成長させる
にはこのバリヤーを取シ除くことが重要である。
し[15%の酸素を粉末表面及び内部に含有しており、
粉末表面の酸素は酸化物層として存在している。この酸
化物層は粉末/粉末間の焼結の際にバリヤー(障壁)と
なるので焼結を促進するには、即ちネックを成長させる
にはこのバリヤーを取シ除くことが重要である。
しかるにマトリックス強化のために添加されたグラファ
イトは昇温の際(およそ900”c)にガス化して鉄を
浸炭化し、次に鉄の表面を覆っている酸化物を還元する
のでそれだけネックの成長が遅れることになる。このよ
うな知見に基ずき、種d検討の結果、Fe−C粉末を添
加することにより、昇温過程(およそ650℃)におい
て該Fe−C粉末中のCがバリヤーとなる酸化物を還元
除去し、ネックを成長せしめうろことを見出した。
イトは昇温の際(およそ900”c)にガス化して鉄を
浸炭化し、次に鉄の表面を覆っている酸化物を還元する
のでそれだけネックの成長が遅れることになる。このよ
うな知見に基ずき、種d検討の結果、Fe−C粉末を添
加することにより、昇温過程(およそ650℃)におい
て該Fe−C粉末中のCがバリヤーとなる酸化物を還元
除去し、ネックを成長せしめうろことを見出した。
即ち本発明のFe−C粉末は、炭素I15〜&7チ、酸
素0.2%以下、珪素(L5チ以下、残部鉄からなる組
成を’pしs炭素の80チ以上が化合炭gであり、25
0以下のビッカース硬度と100メソ/ユ以下の粒子径
とを有することを特徴とするものである。
素0.2%以下、珪素(L5チ以下、残部鉄からなる組
成を’pしs炭素の80チ以上が化合炭gであり、25
0以下のビッカース硬度と100メソ/ユ以下の粒子径
とを有することを特徴とするものである。
また本発明のFe−C粉末の製造方法は、炭素C粉末を
750ないし1020℃に加熱した後、300°C迄の
冷却を5ないし150″C/分の冷却速度で行ない、2
50以下のビッカース硬度と80チ以上の化合炭素含有
量に調整することを特徴とするものである。
750ないし1020℃に加熱した後、300°C迄の
冷却を5ないし150″C/分の冷却速度で行ない、2
50以下のビッカース硬度と80チ以上の化合炭素含有
量に調整することを特徴とするものである。
本発明のFe−C粉末は合金化されているので浸炭化の
場合よりも早く基材中に浸透し、酸化物を還元する。F
e−C粉末中のCは焼結の際に消耗するものであるから
焼結部品としての必要強度を維持するためのC含有量を
考慮した上でFe−C粉末中のC含有量と、該粉末の添
加tを決定しなければならない。焼結材料として必要な
C含有量は、実用的には1.0チ程度であるが2.0チ
程度迄は許容し得る。
場合よりも早く基材中に浸透し、酸化物を還元する。F
e−C粉末中のCは焼結の際に消耗するものであるから
焼結部品としての必要強度を維持するためのC含有量を
考慮した上でFe−C粉末中のC含有量と、該粉末の添
加tを決定しなければならない。焼結材料として必要な
C含有量は、実用的には1.0チ程度であるが2.0チ
程度迄は許容し得る。
そこでFe−C粉末中の炭素量が115%未満ではバリ
ヤーの除去に不十分であり、&7チを超えて本効果が伸
びず、かえって粉末自体の生産性が低下するためI15
ないし&7%とした。
ヤーの除去に不十分であり、&7チを超えて本効果が伸
びず、かえって粉末自体の生産性が低下するためI15
ないし&7%とした。
またCの損耗を避けるため、酸素の含有量は(L2チ以
下が好ましく、珪素はCの黒鉛化を促すのでQ、5チ以
下が望ましい。
下が好ましく、珪素はCの黒鉛化を促すのでQ、5チ以
下が望ましい。
粉末のビッカース硬度Hvが250を超えると、基地粉
末の圧縮性を著しく低下させるため好ましくな(,25
0以下に抑える必要がある。粉末粒度については、同一
重量では粒径が馴かい程、粒子数が多くなり、強度向上
に対する寄与率が向上する。従って1oOメツシュ以下
が好ましい。
末の圧縮性を著しく低下させるため好ましくな(,25
0以下に抑える必要がある。粉末粒度については、同一
重量では粒径が馴かい程、粒子数が多くなり、強度向上
に対する寄与率が向上する。従って1oOメツシュ以下
が好ましい。
上記の如(、Fe−C粉末中のCは化合炭素でないとバ
リヤー除去の効果がないので、含有Cの少くとも80%
が化合炭素であることが必要であり、このようなFe−
C粉末を製造するには、純鉄とグラファイトとを所定の
割合に、一旦溶解し噴霧法にて微粉化したものをさらに
熱処理して一定の温度に保持した後、一定の速度で冷却
しなければならな匹。
リヤー除去の効果がないので、含有Cの少くとも80%
が化合炭素であることが必要であり、このようなFe−
C粉末を製造するには、純鉄とグラファイトとを所定の
割合に、一旦溶解し噴霧法にて微粉化したものをさらに
熱処理して一定の温度に保持した後、一定の速度で冷却
しなければならな匹。
即ち、C0.5〜&7慢のオーステナイト固溶体とする
には750℃以上での加熱を必要とし、1020°C以
上では焼結が進むので好ましくない。
には750℃以上での加熱を必要とし、1020°C以
上では焼結が進むので好ましくない。
冷却が進むとフェライト/セメンタイトに変態するが、
C含有量に応じて5ないし150℃/分の範囲で冷却す
ると結晶の粗大化を防止することができ、結晶中のC原
子が移動し易くなる。
C含有量に応じて5ないし150℃/分の範囲で冷却す
ると結晶の粗大化を防止することができ、結晶中のC原
子が移動し易くなる。
また冷却速度があまり遅いとCが黒鉛化する恐れがあり
、珪素の含有量が高いことも黒鉛化の原因となる。
、珪素の含有量が高いことも黒鉛化の原因となる。
する。
実施例1
溶解昇温に伴なう損失を見込んで、純鉄とグラファイト
とを約2チのC含有量となるように配合し、大気中、高
周波誘導溶解炉で溶解した。
とを約2チのC含有量となるように配合し、大気中、高
周波誘導溶解炉で溶解した。
さらに溶湯を融点より150℃高い温度に加熱した後、
予かじめ十分に予熱したタンディツシュに注湯しつつタ
ンディツシュの底部に設けた直径8關のタンディツシュ
ノズルから重力g下させ、圧力?0即f/―、 水量
5601/分の円錐ジェット水流により、水アトマイズ
した。回収後、脱水乾燥したアトマイズ粉の組成を化学
分析したところ、Fe (残部)−1,9%C−IIL
52%0であった。次にスチールベルト式の加熱炉に露
点−50℃の窒素ガスを流しつつ乾燥アトマイズ粉を装
入し、850°Cに約30分保持し、850°CからS
Q O’Qまで30°C/分 の速度で冷却し、さら
に100℃以下に冷却した。
予かじめ十分に予熱したタンディツシュに注湯しつつタ
ンディツシュの底部に設けた直径8關のタンディツシュ
ノズルから重力g下させ、圧力?0即f/―、 水量
5601/分の円錐ジェット水流により、水アトマイズ
した。回収後、脱水乾燥したアトマイズ粉の組成を化学
分析したところ、Fe (残部)−1,9%C−IIL
52%0であった。次にスチールベルト式の加熱炉に露
点−50℃の窒素ガスを流しつつ乾燥アトマイズ粉を装
入し、850°Cに約30分保持し、850°CからS
Q O’Qまで30°C/分 の速度で冷却し、さら
に100℃以下に冷却した。
この粉末をハンマーミル式粉砕機で粉砕、篩別し、−1
00メツシュの粉末を得た。この粉末の組成はFe
(残部) −1,61%C−(LOs%0であり、その
うち、化合炭素が1.55 %で全炭素の96%を占め
た。微小ビッカース硬度計に二る硬度は平均1’ 80
であった。
00メツシュの粉末を得た。この粉末の組成はFe
(残部) −1,61%C−(LOs%0であり、その
うち、化合炭素が1.55 %で全炭素の96%を占め
た。微小ビッカース硬度計に二る硬度は平均1’ 80
であった。
実施例2
実施例1と同様にして得たFe (残部)−五91C−
α16チ0のアトマイズ粉を急速冷却が可能な加熱炉を
用い窒素ガス雰囲気(露点)中で950℃に加熱後、2
0分保持し、950°Cから300°atで100℃/
分で冷却し、粉末ケーキを得た。このケーキ状粉末をハ
ンマーミル式衝撃粉砕機で粉砕後、篩分けして−100
メツシュ粉を得た。この粉末の成分組成はFe(残部)
−五8チC−Q、05チOであり、五8チのCのうち9
3チが化合炭素であった。上記粉末のビッカース硬度は
195であった。
α16チ0のアトマイズ粉を急速冷却が可能な加熱炉を
用い窒素ガス雰囲気(露点)中で950℃に加熱後、2
0分保持し、950°Cから300°atで100℃/
分で冷却し、粉末ケーキを得た。このケーキ状粉末をハ
ンマーミル式衝撃粉砕機で粉砕後、篩分けして−100
メツシュ粉を得た。この粉末の成分組成はFe(残部)
−五8チC−Q、05チOであり、五8チのCのうち9
3チが化合炭素であった。上記粉末のビッカース硬度は
195であった。
比較例1
実施例1と基本的に同様な方法で、但しSiを加えてF
e (残部) −1,8SC−Ql 4SC−1,6%
Si のアトマイズ粉を得た。次に水素ガス雰囲気中
で950℃で90分間加熱し、50°σ分の冷却速度で
300℃迄冷却し、100℃以下に下げてから炉から取
り出しハンマーミルにて粉砕後分級し、−100メツシ
ュの粉末を得た。この粉末の成分組成はFe (残部)
−1,72チC−1゜59チ5i−0,07チOで、化
合炭素は22チにとどまり、ビッカース硬度は170で
あった。化合炭素が減少したのはSi が炭素の黒鉛化
を促進したことによる。
e (残部) −1,8SC−Ql 4SC−1,6%
Si のアトマイズ粉を得た。次に水素ガス雰囲気中
で950℃で90分間加熱し、50°σ分の冷却速度で
300℃迄冷却し、100℃以下に下げてから炉から取
り出しハンマーミルにて粉砕後分級し、−100メツシ
ュの粉末を得た。この粉末の成分組成はFe (残部)
−1,72チC−1゜59チ5i−0,07チOで、化
合炭素は22チにとどまり、ビッカース硬度は170で
あった。化合炭素が減少したのはSi が炭素の黒鉛化
を促進したことによる。
上記の如く、本発明の範囲内で製造すれば化合炭素を8
0チ以上含み、粉末硬度がHV250以下でCQ、5〜
&7%、酸素12%以下、 Stα5チ以下、残部Fe
からなるFe−C粉末の得られることが認められる。
0チ以上含み、粉末硬度がHV250以下でCQ、5〜
&7%、酸素12%以下、 Stα5チ以下、残部Fe
からなるFe−C粉末の得られることが認められる。
次に試験例により、本発明のFe−C粉末を母合金とし
て使用すれば強度の向上した焼結材料の得られることを
説明する。
て使用すれば強度の向上した焼結材料の得られることを
説明する。
試験例1
還元法により製造された市販の純鉄粉(酸素含有量:
[121%)に重量比にして5俤の、実施例2で得たF
e−C粉末と、 0.6%の黒鉛粉と、068チのス
テアリン酸とを混合後、J8PM2−64の規格による
引張試験片を密度6.8 i/7になるように粉末成形
した。焼結に際しては常温から700℃までを50℃/
分で昇温し、40分間保持した後、30°C/分で11
50°Cに昇温した後30分間保持し、25°C/分の
冷却速度で400°Cに冷却後、放置して常温まで冷却
した。
[121%)に重量比にして5俤の、実施例2で得たF
e−C粉末と、 0.6%の黒鉛粉と、068チのス
テアリン酸とを混合後、J8PM2−64の規格による
引張試験片を密度6.8 i/7になるように粉末成形
した。焼結に際しては常温から700℃までを50℃/
分で昇温し、40分間保持した後、30°C/分で11
50°Cに昇温した後30分間保持し、25°C/分の
冷却速度で400°Cに冷却後、放置して常温まで冷却
した。
なお加熱から冷却までを分解アンモニアガス雰囲気で行
なった。焼結後のC含有量はcL63チで試、験片の引
張強度はa6KPf/m−であった。
なった。焼結後のC含有量はcL63チで試、験片の引
張強度はa6KPf/m−であった。
試験例2
試験例1で用いた市販の純鉄粉に、重量比にして5チの
比較例1のFe−C粉末と、(lL6%の黒鉛粉と、0
.8チのステアリン酸亜鉛粉とを添加・混合した後、密
度6.81 /7 の粉末成形体(圧密体)とし、試験
例1と同様に焼結した。
比較例1のFe−C粉末と、(lL6%の黒鉛粉と、0
.8チのステアリン酸亜鉛粉とを添加・混合した後、密
度6.81 /7 の粉末成形体(圧密体)とし、試験
例1と同様に焼結した。
焼結後のC含有量は1lL65チで引張強度は工1Fe
f/mriであった。
f/mriであった。
試験例5
本例は通常行なわれている焼結材料の製造方法に従った
もので試験例1で用いた市販の鉄粉にcL7%の黒鉛粉
とCL8チのステアリン酸亜鉛を混合した後、密度&8
y/cnIt の粉末成形体とし、試験例1と同様に焼
結した。焼結後のC含有量はα64チで引張強度は35
Y4f/−であった。
もので試験例1で用いた市販の鉄粉にcL7%の黒鉛粉
とCL8チのステアリン酸亜鉛を混合した後、密度&8
y/cnIt の粉末成形体とし、試験例1と同様に焼
結した。焼結後のC含有量はα64チで引張強度は35
Y4f/−であった。
図は上記試験例1〜5の引張強度をグラフで表わしたも
ので、試験例1の試験片は従来の方法によるもの(試験
例6)よシも11 r4f/y+ffl高く、化合炭素
含有量の少ないFe−C粉末を用いた試験例2の試験片
では従来のものよりも4hif/−減少した。
ので、試験例1の試験片は従来の方法によるもの(試験
例6)よシも11 r4f/y+ffl高く、化合炭素
含有量の少ないFe−C粉末を用いた試験例2の試験片
では従来のものよりも4hif/−減少した。
上記の如く5本発明のFe−C粉末を母合金として鉄粉
に添加することにより、従来と同−辰素量、同一焼結温
度で従来よシも篩強度の焼結材料が得られ5合金粉を使
用するがプこめに焼結温度を高めたり、加熱炉を変更す
る等の操業条件や設備の変更も不要である。なお本発明
のFe−C粉末に鉄合金粉または鉄と合金用金属粉との
混合粉を添加しても同様の効果を得られることはいうま
でもない。
に添加することにより、従来と同−辰素量、同一焼結温
度で従来よシも篩強度の焼結材料が得られ5合金粉を使
用するがプこめに焼結温度を高めたり、加熱炉を変更す
る等の操業条件や設備の変更も不要である。なお本発明
のFe−C粉末に鉄合金粉または鉄と合金用金属粉との
混合粉を添加しても同様の効果を得られることはいうま
でもない。
図は試験例1〜5における引張強度のグラフを表わす。
特許出願人 トヨタ自動車株式会社
(ほか1名)
頷 訊 証
験験験
例 例 例
Claims (2)
- (1)炭素0.5ないし6.7%、酸素0.2%以下、
珪素0.5%以下残部鉄からなる組成を有して炭素の8
0%以上が化合炭素であり、250以下のビッカース硬
度と100メッシュ以下の粒子径とを有することを特徴
とする鉄−炭素粉末。 - (2)炭素および不可避不純物を含み、残部が実質的に
鉄からなる溶鋼を調整する工程と、噴霧媒体により粉末
化する工程と、得たる、Fe−C粉末を730ないし1
020℃に加熱した後、300℃迄の冷却を5ないし1
50℃/分の冷却速度で行ない、250以下のビッカー
ス硬度と80%以上の化合炭素含有量に調整することを
特徴とする炭素0.5ないし6.7%、酸素0.2%以
下、珪素0.5%以下、残部が鉄からなる鉄−炭素粉末
の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60286717A JPS62146204A (ja) | 1985-12-19 | 1985-12-19 | 鉄−炭素粉末とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60286717A JPS62146204A (ja) | 1985-12-19 | 1985-12-19 | 鉄−炭素粉末とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62146204A true JPS62146204A (ja) | 1987-06-30 |
Family
ID=17708089
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP60286717A Pending JPS62146204A (ja) | 1985-12-19 | 1985-12-19 | 鉄−炭素粉末とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62146204A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103173669A (zh) * | 2013-03-19 | 2013-06-26 | 杨树桐 | 一种冶炼金刚石钢的方法 |
JP2015117391A (ja) * | 2013-12-16 | 2015-06-25 | 株式会社豊田中央研究所 | 鉄基焼結合金とその製造方法および高炭素鉄系粉末 |
-
1985
- 1985-12-19 JP JP60286717A patent/JPS62146204A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103173669A (zh) * | 2013-03-19 | 2013-06-26 | 杨树桐 | 一种冶炼金刚石钢的方法 |
JP2015117391A (ja) * | 2013-12-16 | 2015-06-25 | 株式会社豊田中央研究所 | 鉄基焼結合金とその製造方法および高炭素鉄系粉末 |
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