KR101607866B1

KR101607866B1 - 소결 합금 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101607866B1
Application number: KR1020140024358A
Authority: KR
Inventors: 다이스케 후카에; 히데아키 가와타
Original assignee: 히타치가세이가부시끼가이샤
Priority date: 2013-03-01
Filing date: 2014-02-28
Publication date: 2016-03-31
Also published as: JP2014169468A; EP2772558B1; US20140248174A1; KR20140109304A; US20180094539A1; EP2772558A3; CN104018094A; US9982562B2; EP3378960B1; EP2772558A2; JP6229277B2; US9982563B2; CN104018094B; EP3378960A1

Abstract

소결 합금은, 질량% 로, Cr : 10.37 ~ 39.73, Ni : 5.10 ~ 24.89, Si : 0.14 ~ 2.52, Cu : 1.0 ~ 10.0, P : 0.1 ~ 1.5, C : 0.18 ~ 3.20, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 본질적으로 이루어지고; 상 A 가 10 ~ 50 ㎛ 의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하고; 상 B 가 10 ㎛ 이하의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하며; 상기 상 A 는 상기 상 B 에 랜덤하게 분산되고, 상기 상 A 에서의 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DA) 은 상기 상 B 의 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DB) 보다 더 크다.

Description

소결 합금 및 그의 제조 방법 {SINTERED ALLOY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 출원은 2013년 3월 1일자로 출원된 이전의 일본특허출원 제 2013-040686 호의 우선권의 이익에 기초하여 이를 주장하고; 그 전체 내용은 본원에 원용된다.

본 발명은, 터보과급기용 터보 부품, 특히 내열성, 내부식성 및 내마모성을 필요로 하는 내열성 베어링 등에 적합한 소결 합금 및 이 소결 합금의 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로, 내연 기관에 제공되는 터보과급기에서, 터빈은 내연 기관의 배기 매니폴드와 연결되는 터빈 하우징에 의해 회전 지지된다. 터빈 하우징내에서 유동되는 배기 가스는 그의 외부측에서부터 터빈내에서 유동되어 터빈이 회전함에 따라 그의 축선 방향으로 배출된다. 그 후, 내연 기관에 공급되는 공기는 터빈의 반대측에서 동일한 샤프트에 제공된 공기 압축기의 회전에 의해 압축된다. 전술한 이러한 터보과급기에서, 배기 가스가 배기 매니폴드로부터 터빈 하우징내로 유동되면, 안정적인 추진 압력을 얻고 그리고 터보과급기 및 엔진의 손상을 방지하기 위해서, 배기 가스는 노즐 베인들 및 밸브들내의 유입유동을 제어하도록 이러한 노즐 베인들 및 밸브들에 의해 분리된다.

대응하는 밸브들을 지지하는 베어링들은 고온 배기 가스에 노출되고 그리고 우수한 내마모성을 요구한다. 더욱이, 베어링들은 터빈 하우징과 함께 공기에 노출되고 그리고 염 손상 (salt damage) 을 유발하는 부식 분위기하에 위치되기 때문에, 베어링들은 우수한 내부식성을 요구한다.

더욱이, 터보과급기용 터보 부품은 고온 부식 가스로서 배기 가스와 접촉되므로, 터보 부품이 노즐 베인들 및 밸브 샤프트들에 대하여 슬라이딩되기 때문에, 터보 부품은 내열성, 내부식성, 및 내마모성을 요구한다. 이러한 관점에서, 종래에, 고 크롬 주조강, 내부식성 등의 향상을 위해서 크롬 표면 처리를 수행한 JIS (일본 산업 규격) SCH22 로 만들어진 내마모성 재료가 사용된다. 게다가, 내열성, 내부식성 및 내마모성을 가진 값싼 내마모성 부품으로서, 페라이트계 강 재료의 기재에 탄화물이 분산되는 내마모성 소결 부품이 제안되었다 (특허문헌 1 참조)

하지만, 특허문헌 1 에 개시된 소결 부품은 액상 소결을 통하여 형성되기 때문에, 열악한 치수 정밀도의 경우처럼 소결 부품은 기계가공될 수 있다. 소결 부품에 다량의 경질 탄화물이 석출되기 때문에, 이 소결 부품의 가공성은 양호하지 않고, 그리하여 개선될 필요가 있다. 더욱이, 터보 부품은 통상적으로 오스테나이트계 내열성 재료로 제조되지만, 특허문헌 1 에 개시된 터보 부품은 페라이트계 스테인리스 재료로 제조된다. 이러한 경우에, 터보 부품의 열팽창 계수는 인접한 부품들의 열팽창 계수와 상이하기 때문에, 터보 부품과 인접한 부품들 사이에는 일부 공간들이 형성되어, 터보 부품과 인접한 부품들간의 불충분한 연결들을 유발하고 그리고 터보과급기에서 이용가능한 부품의 설계를 어렵게 만든다. 그리하여, 터보 부품이 오스테나이트계 내열성 재료로 제조되는 인접한 구성품들의 열팽창 계수와 유사한 열팽창 계수를 가지는 것이 바람직하다.

한편, 터보과급기가 장착된 차량 등의 운반 기계는 따뜻한 지역에서부터 추운 지역까지 광범위한 환경하에서 사용되기 때문에, 터보과급기는 또한 광범위한 환경하에서 우수한 내마모성 및 내부식성을 가지도록 요구된다. 예를 들어, 추운 지역에서, 도로면에 동결방지제 (antifreeze) 또는 용해제 (liquefacient) 로서 염화나트륨 (NaCl) 또는 염화칼슘 (CaCl₂) 이 살포된다. 눈 및 얼음이 녹음으로써 도로면에는 고농도의 다량의 염수 (salt water) 가 존재하기 때문에, 도로면에서 운반 기계가 주행하면, 이 운반 기계의 후방측에는 고농도의 염수가 튀어 부착된다. 고농도 염수에 포함된 다량의 염화물 이온은 스테인리스 강의 표면에 형성된 부동태 피막을 파괴하고 스테인리스 강에 대하여 부식을 유발한다. 그리하여, 터보과급기용 내열성 베어링들이 스테인리스 강으로 제조되면, 염 손상 등의 일부 부식 문제들이 발생한다.

염 손상 부식 메카니즘은, 부동태 피막 (Cr₂O₃) 이 NaCl 의 Na 이외에 H₂O 와 반응하여 부동태 피막을 용해시킬 수 있는 수용성 Na₂CrO₄ 를 형성하는 것에서부터 기인함을 말할 수 있다. 그 후, 부동태 피막의 용해로 스테인리스 강의 내부로부터 부동태 피막에 Cr 이 적절하게 공급되어, 스테인리스 강에서의 Cr 의 양이 부족하게 되는 것을 고려하게 된다.

염 손상 부식 환경하에서, 특허문헌 1 에 개시된 소결 합금에서도 부식이 유발되므로, 내마모성 및 내부식성을 가진 새로운 소결 합금.

특허문헌 1 : 일본특허공개공보 제 3784003 호

본 발명의 목적은, 추운 구역에서 유발되는 염 손상에 대하여 우수한 내열성, 내마모성 및 내부식성을 가진 소결 합금을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 목적은 소결 합금의 제조 방법을 제공하는 것이다.

전술한 문제를 해결하기 위해서, 본 발명에 따른 소결 합금의 제 1 양태는, 소결 합금이 2 가지 유형의 상들: 일방의 상으로서는 더 크게 분산된 탄화물을 포함하고 그리고 내열성과 내부식성을 가지는 상 A 및 타방의 상으로서는 더 작게 분산된 탄화물을 포함하고 그리고 내열성과 내부식성을 가진 상 B 로 이루어지고 또한 소결 합금은 상 A 가 상 B 에 랜덤하게 분산되는 이러한 금속 조직을 가진다는 것이다. 균일하게 분산된 더 큰 탄화물을 포함하는 소결 합금에 비하여, 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 는 내부에 분산된 탄화물의 친숙성 (conformability) 을 향상시켜, 이의 내마모성을 향상시키고 그리고 상대 부품으로의 어택 (attack) 을 저감시켜 이 상대 부품의 마멸을 방지시킨다. 더욱이, 탄화물의 크기가 작기 때문에, 절삭 공구의 날에 대한 탄화물의 어택이 저감되어, 가공성의 향상에 기여한다. 하지만, 소결 합금이 상 B 만을 포함한다면, 소결 합금에 소성 유동이 발생되기 쉬울 수 있다. 그리하여, 본 발명에 있어서, 내부에 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 를 상 B 에 랜덤하게 분산시킴으로써 상 B 의 소성 유동이 방지되어, 소결 합금의 내마모성에 기여한다. 본 발명의 소결 합금은 전술한 바와 같이 구성되기 때문에, 소결 합금은 내마모성의 향상 및 가공성의 향상간의 균형을 양립 (strike) 시킬 수 있다.

본 발명의 소결 합금의 제 2 양태는, 상 A 및 상 B 에 니켈이 포함되어, 상 A 및 상 B 둘 다가 각각 오스테나이트계 조직들을 가진다는 것이다. 이러한 방식으로, 소결 합금의 기재가 전체적으로 형성된 오스테나이트계 조직이면, 고온에서 소결 합금의 내열성과 내부식성이 향상될 수 있는 반면, 소결 합금은 인접한 오스테나이트계 내열성 재료들과 유사한 열팽창 계수를 가질 수 있다.

본 발명의 소결 합금의 제 3 양태는, 소결 합금 내부에 구리가 포함되어 염에 의해 파괴되지 않도록 구리 아산화물 (Cu₂O) 로 된 피막을 형성하여, 대응하는 염화물 이온을 위한 애노드 반응 및 염 손상 부식을 억제한다.

구체적으로는, 본 발명의 소결 합금은, 질량% 로, Cr : 10.37 ~ 39.73, Ni : 5.10 ~ 24.89, Si : 0.14 ~ 2.52, Cu : 1.0 ~ 10.0, P : 0.1 ~ 1.5, C : 0.18 ~ 3.20, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 본질적으로 이루어지는 것을 특징으로 하고, 그리고 10 ~ 50 ㎛ 의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하는 상 A 가 10 ㎛ 이하의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하는 상 B 에 랜덤하게 분산되고, 상기 상 A 의 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DA) 이 상기 상 B 의 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DB) 보다 더 큰 (즉, DA > DB) 것을 특징으로 한다.

본 발명의 소결 합금의 일 양태에 있어서, 상 A 의 최대 직경은 500 ㎛ 이하이고, 상 A 의 점유 영역은 상 A 및 상 B 의 전체 (즉, 기공을 제외한 소결 합금의 기재 전부) 에 대하여 20 ~ 80% 범위이다.

본 발명에 따른 소결 합금의 제조 방법의 제 1 양태는, 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 및 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 를 가지고 그리고 상 A 가 상 B 에 랜덤하게 분산된 금속 조직을 가지는 소결 합금을 얻기 위해서, 탄소를 미리 첨가하여 석출된 탄화물을 포함하는 철 합금 분말 A 및 탄소를 미리 첨가하지 않아 석출된 탄화물을 포함하지 않는 철 합금 분말 B 를 사용한다는 것이다.

본 발명의 제조 방법의 제 2 양태는, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 니켈이 포함되고 그리고 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 니켈 분말이 첨가되어 상 A 및 상 B 를 오스테나이트계 조직으로 형성한다는 것이다.

본 발명의 제조 방법의 제 3 양태는, 내부식성을 향상시키도록 구리 또는 구리 분말이 상 A 및 상 B 에 첨가된다는 것이다.

구체적으로, 본 발명에 따른 소결 합금의 제조 방법은, 질량% 로, Cr : 25 ~ 45, Ni : 5 ~ 15, Si : 1.0 ~ 3.0, Cu : 0.5 ~ 4.0, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어지는 철 합금 분말 A 를 준비하는 단계; 질량% 로, Cr : 12 ~ 25, Ni : 5 ~ 15, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어지는 철 합금 분말 B 를 준비하는 단계; 질량% 로, P : 10 ~ 30 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들 또는 P : 5 ~ 25 및 잔부로서 Cu 및 불가피한 불순물들로 이루어진 철-인 분말, 니켈 분말, 구리 분말이나 구리 합금 분말, 및 흑연 분말을 준비하는 단계; 상기 철 합금 분말 A 및 상기 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비가 20 ~ 80 질량% 범위가 되도록 상기 철 합금 분말 A 및 상기 철 합금 분말 B 를 혼합하고 그리고 상기 철-인 분말, 상기 니켈 분말, 상기 구리 분말이나 상기 구리 합금 분말 및 상기 흑연 분말을 첨가함으로써, 질량% 로, Cr : 10.37 ~ 39.73, Ni : 5.10 ~ 24.89, Si : 0.14 ~ 2.52, Cu : 1.0 ~ 10.0, P : 0.1 ~ 1.5, C : 0.18 ~ 3.20, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어지는 원료 분말을 배합하는 단계; 상기 원료 분말을 가압하여 컴팩트를 얻는 단계; 및 상기 컴팩트를 소결하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제조 방법의 바람직한 실시형태에 있어서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 최대 입자 직경은 각각 300 ㎛ 이하의 범위 (50 메시의 시브를 통과하는 분말의 직경에 대응) 내이고, 니켈 분말의 최대 입자 직경은 43 ㎛ 이하의 범위 (325 메시의 시브를 통과하는 분말의 직경에 대응) 내이다. 다른 바람직한 실시형태에 있어서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 중 적어도 하나는, 전술한 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 대하여, 1 ~ 5 질량% 로 Mo, V, W, Nb 및 Ti 로 이루어진 그룹으로부터 선택되는 적어도 하나를 포함하고, 바람직한 소결 온도는 1000 ~ 1200℃ 범위이다.

본 발명의 소결 합금은, 터보과급기용 터보 부품에 적합하고, 그리고 10 ~ 50 ㎛ 의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하는 상 A 및 10 ㎛ 이하의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하는 상 B 를 가져, 상 A 가 상 B 에 랜덤하게 분산되는 금속 조직을 나타내며, 그리하여 고온에서 우수한 내열성, 내부식성 및 내마모성 그리고 가공성을 가진다. 더욱이, 본 발명의 소결 합금은 오스테나이트계 기재를 가지기 때문에, 소결 합금은 오스테나이트계 내열성 재료와 유사한 열팽창 계수를 가지고, 그리하여 부품 설계를 간략화시킨다. 게다가, 소결 합금은 염화물 이온에 대항하는 구리를 포함하기 때문에, 소결 합금은 염 손상에 대하여 내부식성을 가진다.

도 1 은 본 발명에 따른 소결 합금의 금속 조직 사진의 일예를 도시한 도면, 및
도 2 는 금속 조직 사진에서 상 A 의 영역을 나타내는 도면.

(소결 합금의 금속 조직)

탄화물의 크기는 탄화물을 포함하는 소결 합금의 내마모성에 영향을 준다. 소결 합금이 가능한 한 많이 탄화물을 포함하면, 소결 합금의 내마모성이 향상된다. 하지만, 소결 합금이 너무 많은 탄화물을 포함하면, 소결 합금 자체의 내마모성이 향상될 수 있으면서 소결 합금의 상대 부품들로의 어택이 증가하고, 그럼으로써 소결 합금 및 상대 구성요소들 전체에 대하여 다량의 마모를 유발한다. 소결 합금의 기재에 더 큰 탄화물만이 분산되는 경우에, 소결 합금의 내마모성을 향상시키도록 더 큰 탄화물의 분산도가 어느 정도로 증가된다면, 경질 탄화물의 분산도가 증가되도록 더 많은 양의 탄소가 요구되고, 그리하여 소결 합금의 가공성을 열화시킨다.

본 발명의 소결 합금에 있어서, 소결 합금은 2 개의 상들로 구성되고: 일방은 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 이고 타방은 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 이다. 그리하여, 탄화물의 분산도가 증가하면, 탄소의 양이 소결 합금에서 완전히 저감될 수 있기 때문에 소결 합금의 내마모성이 향상될 수 있고, 이는 소결체의 상대 부품들로의 어택을 저감시키고 그리고 소결체의 가공성을 향상시킨다.

더 큰 탄화물 상은 소결 합금의 기재의 접착 마모 (adhesive wear) 및 소결 합금의 소성 유동을 방지한다. 그리하여, 10 ㎛ 이상의 직경을 가진 탄화물은 소결 합금의 소성 유동을 방지하는데 기여할 수 없다. 한편, 탄화물이 50 ㎛ 초과의 직경을 가지면, 탄화물은 상대 부품들을 국부적으로 어택하도록 응집된다. 탄화물이 너무 크게 성장하면, 인접한 탄화물간의 공간이 확장되어, 소결 합금의 접착 마모의 기점 (origin) 으로 되기 쉬운 탄화물을 포함하지 않는 기재의 영역들이 또한 확장된다. 이러한 관점에서, 상 A 에 포함된 탄화물의 크기는 평균 입자 직경으로서 10 ~ 50 ㎛ 범위로 설정된다.

내부에 더 크게 분산된 탄화물을 가진 상 A 를 포함하는 영역들을 제외하고 탄화물이 석출되지 않는 영역들은, 상대 부품에 대한 접착 마모를 향상시킨다. 그리하여, 탄화물은 접착 마모를 방지하도록 더 큰 탄화물을 가진 상 A 을 포함하는 영역들을 제외한 영역들에 분산될 필요가 있다. 이러한 관점에서, 더 큰 탄화물을 가진 상 A 를 포함하는 영역들을 제외한 영역들에는 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 가 형성된다. 이러한 방식으로, 상 B 에 포함된 탄화물의 크기를 상 A 에 포함된 탄화물의 크기보다 작게 설정함으로써, 탄소의 전체 양이 저감될 수 있어서, 탄화물의 전체 양도 또한 저감되면서 탄화물의 분포를 고도로 유지할 수 있다.

상 B 에 분산된 더 작은 탄화물의 크기는, 소결 합금의 접착 마모를 방지하기에 충분히 작게 그리고 동시에 10 ㎛ 이하의 범위로, 바람직하게는 2 ㎛ 이상의 범위로 설정된다. 상 B 에 분산된 탄화물의 크기가 10 ㎛ 초과로 설정되면, 이 탄화물은 너무 크게 성장하여 탄화물의 분산도를 열화시키고 그리하여 소결 합금의 내마모성을 열화시킨다. 게다가, 상 B 에 분산된 탄화물의 크기가 2 ㎛ 미만으로 설정되면, 소결 합금의 접착 마모는 충분히 억제되지 않을 수도 있다.

게다가, 상 A 에 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DA) 이 상 B 에 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DB) 보다 클 (즉, DA>DB) 필요가 있다. 즉, 상 A 에 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DA) 이 상 B 에 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DB) 과 동일하게 설정되면, 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 는 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 와는 별개로 형성될 수 없어서, 내마모성의 향상, 상대 부품들로의 어택 저감, 및 소결 합금의 가공성의 향상 중 어떠한 하나도 실현될 수 없다. 평균 입자 직경은 다음과 같이 계산된다. 소결 합금의 단면은 미러-연마 (mirror-polished) 되고 로열 워터 (황산:질산 = 1:3 ) 로 부식되어, 이 단면의 금속 조직은 200 배율의 현미경에 의해 관찰되고 그리고 상 A 및 상 B 각각에서 탄화물의 입자 직경을 측정하고 또한 그의 평균 입자 직경들을 각각의 원형 형상의 입자들로서 산출하도록 이미지 프로세서 (WinROOF, MITANI CORPORATION 에 의해 제조) 에 의해 이미지 분석된다.

더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 에 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 를 랜덤하게 분산시킴으로써, 탄화물의 분산도를 고도로 유지하고 또한 탄소의 전체 양을 저감시킬 수 있으면서, 소결 합금의 내마모성은 유지될 수 있고, 그럼으로써, 상대 부품으로의 어택을 저감시키고 그리고 가공성을 향상시킬 수 있다.

더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 에 대한 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 의 비는, 소결 합금, 즉 기공을 제외한 소결 합금의 기재의 단면적에 대하여 20 ~ 80% 범위로 설정된다. 상기 비가 20% 미만으로 설정되면, 내마모성을 유지하는 상 A 의 양은 공급 부족되고, 그럼으로써 내마모성의 열화를 유발한다. 한편, 상기 비가 80% 초과로 설정되면, 상대 부품들로의 어택에 기여하는 상의 비는 과도하게 증가되고, 그럼으로써 상대 부품들로의 어택을 향상시키고 그리고 더 큰 탄화물의 증가로 인해 가공성을 열화시킨다. 상 B 에 대한 상 A 의 비는, 바람직하게는 30 ~ 70% 범위, 보다 바람직하게는 40 ~ 60% 범위로 설정된다.

더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 는 5 ~ 50 ㎛ 의 크기를 가진 더 큰 탄화물이 집중적으로 분산되는 상이고, 상 A 의 치수는 더 큰 탄화물의 주변부들을 연결하는 영역에 의해 규정된다. 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 의 치수가 500 ㎛ 초과로 설정되면, 더 큰 탄화물은 상 A 에서 국부적으로 분산되기 쉽고, 그럼으로써 소결 합금의 내마모성의 국부적인 열화를 유발한다. 더욱이, 절삭 공정이 필요하면, 소결 합금에서의 경도가 국부적으로 현저하게 변경되기 때문에, 절삭 공구의 수명은 단축된다. 반대로, 상 A 의 치수가 10 ㎛ 미만으로 설정되면, 상 A 에 석출되고 분산된 탄화물의 크기는 5 ㎛ 미만으로 설정된다.

(소결 합금의 제조 방법 및 원료 분말의 조성들을 규정하는 이유)

더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 가 상 B 에 랜덤하게 분산되는 금속 조직을 형성하기 위해서, 상 A 를 형성하기 위한 철 합금 분말 A 및 상 B 를 형성하기 위한 철 합금 분말 B 는 서로 혼합되고, 가압되며 그리고 소결된다.

더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 및 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 둘 다에 대해서 내열성 및 내부식성이 필요하다. 그리하여, 고용체를 통하여 철 기재의 내열성 및 내부식성을 향상시키도록 사용되는 크롬은 상 A 및 상 B 에 포함된다. 게다가, 크롬은 크롬 탄화물 또는 크롬과 철로 형성된 복합재를 형성하도록 탄소와 결합되어 (이하, 크롬 탄화물 및 복합재 둘 다는 "크롬 탄화물" 로 약칭됨), 소결 합금의 내마모성을 향상시킨다. 전술한 바와 같이 이러한 크롬 효과가 소결 합금의 기재에 균일하게 영향을 주도록, 크롬은 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 각각에서 고용된다.

철 합금 분말 A 는 본질적으로 탄소를 포함하기 때문에, 여기에 철 합금 분말 B 의 크롬보다 더 많은 양의 크롬을 첨가함으로써, 크롬 탄화물을 미리 포함하는 분말로서 철 합금 분말 A 가 제조된다. 이러한 방식으로, 여기에 크롬 탄화물을 포함하는 철 합금 분말 A 가 사용되면, 소결 중에, 철 합금 분말 A 에 미리 형성된 핵으로서 크롬 탄화물을 사용하여 탄화물이 성장하고, 그리하여 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 를 형성한다. 전술한 바와 같은 효과를 얻기 위해서, 철 합금 분말 A 는, 질량% 로, Cr : 25 ~ 45 및 C : 0.5 ~ 4.0 을 포함한다.

크롬 탄화물은 철 합금 분말 A 에 미리 석출되고 분산되기 때문에, 크롬의 함량이 25 질량% 미만이면, 크롬은 소결 합금의 기재에서 공급 부족되어, 철 합금 분말 A 로 제조된 상 A 의 내열성 및 내부식성의 열화를 유발한다. 한편, 철 합금 분말 A 의 크롬의 함량이 45 질량% 초과이면, 철 합금 분말 A 의 압축성이 현저하게 열화된다. 그리하여, 철 합금 분말 A 에서 크롬의 함량의 상한값을 45 질량% 로 설정한다.

철 합금 분말 A 에서의 탄소의 함량이 0.5 질량% 미만이면, 크롬 탄화물은 공급 부족되어, 소결 동안 핵으로서 작용하는 탄화물도 공급 부족되고, 그리하여 상 A 에 분산되는 탄화물의 크기를 전술한 범위내로 설정하기가 곤란하다. 한편, 4.0 질량% 초과의 탄소가 철 합금 분말 A 에 포함되면, 철 합금 분말 A 에 석출되는 탄화물의 양은 훨씬 더 많아지고, 그리하여 철 합금 분말 A 에서의 경도 증가 및 철 합금 분말 A 의 압축성의 열화를 유발한다.

한편, 철 합금 분말 B 에서 크롬의 함량은 12 ~ 25 질량% 범위로 설정되고, 철 합금 분말에서의 탄소 함량은 0 으로 설정된다. 철 합금 분말 B 에서의 크롬의 함량이 12 질량% 미만이면, 크롬 탄화물은 소결 동안 기재에서의 크롬 함량을 감소시키도록 형성되어, 그리하여 소결 후에 형성되는 상 B 의 기재의 내열성과 내부식성의 열화를 유발한다. 게다가, 철 합금 분말 B 에서의 크롬의 함량은, 내마모성에 기여하는 크롬 탄화물이 미세하게 분산되도록 저감될 필요가 있어서, 그리하여 크롬 함량의 상한값은 25 질량% 로 설정된다.

철 합금 분말 B 는 철 합금 분말 A 의 크롬보다 더 작은 양의 크롬을 포함하고 탄소를 포함하지 않기 때문에, 철 합금 분말 B 에서의 크롬은 후술되는 바와 같이 흑연 분말에서의 탄소와 결합되어, 소결 동안 크롬 탄화물을 형성한다. 하지만, 철 합금 분말 B 가 탄소를 미리 포함하지 않기 때문에, 철 합금 분말 B 에서 크롬 탄화물의 성장률은 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 를 형성하도록 매우 느리다. 그리하여, 철 합금 분말 B 는, 질량% 로, Cr : 12 ~ 25 를 포함하고 그리고 탄소를 포함하지 않는다. 여기에서, "탄소를 포함하지 않는다" 는 것은, 철 합금 분말 B 에 탄소가 적극적으로 첨가되지 않고 그리고 불가피한 불순물로서의 탄소는 허용한다.

철 합금 분말 A 로 제조된 상 A 및 철 합금 분말 B 로 제조된 상 B 에서 탄화물을 석출 및 분산시키는 탄소는 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물에 흑연 분말 형태로 첨가된다. 그리하여, 전체 성분에서 탄소의 함량과 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에서의 탄소의 전체 함량과의 차이에 대응하는 흑연 분말의 함량이 첨가된다.

여기에서, 전체 성분에서의 탄소의 함량이 0.18 질량% 미만이면, 탄화물은 석출되기 어렵고, 그리하여 내마모성 열화를 유발한다. 한편, 전체 성분에서 탄소의 함량이 3.2 질량% 초과이면, 탄화물은 너무 많이 석출되기 쉽고, 그리하여 대응하는 소결 합금의 취성화를 유발하여, 상대 부품으로의 어택을 증가시키고 그리고 대응하는 소결 합금의 가공성을 열화시킨다. 탄화물의 석출양이 너무 많게 되면, 소결 합금의 기재에 포함된 크롬의 함량이 감소되고, 그리하여 소결 합금의 내마모성 및 내부식성의 열화를 유발한다. 이러한 관점에서, 흑연 분말의 함량은, 철 합금 분말들의 관점에서 탄소의 전체 함량이 0.18 ~ 3.2 질량% 범위로 설정되도록 제어되고 첨가된다.

흑연 분말은, 전술한 바와 같이 탄화물의 형성 이외에, 액화 온도를 저감시켜 소결 합금의 밀집화를 촉진시키도록, 후술되는 바와 같이 철-인 합금 분말과 함께 소결 동안 Fe-P-C 액상을 발생시킨다.

소결 합금의 기재는 내열성 및 내부식성을 요구하는 반면, 이 소결 합금의 기재는 인접한 오스테나이트계 내열성 재료들의 열팽창 계수와 유사한 열팽창 계수를 가진다. 그리하여, 본 발명의 소결 합금에 있어서, 소결 합금의 기재의 내열성 및 내부식성을 향상시키고 그리고 소결 합금의 기재의 금속 조직을 대응하는 오스테나이트계 조직으로 형성하기 위해서, 니켈은 고용되어 기재에 포함된다. 본 발명의 소결 합금은, 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 가 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 에 랜덤하게 분산되도록 하는 금속 조직을 가지고, 그리고 상 A 및 상 B 를 대응하는 오스테나이트계 조직으로 형성하기 위해서, 니켈은 상 A 를 형성하는 철 합금 분말 A 및 상 B 를 형성하는 철 합금 분말 B 에 포함되는 반면, 니켈 분말은 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 포함된다.

니켈이 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 포함되면, 철 합금 분말의 기재는 대응하는 오스테나이트계 조직을 가지고, 그리하여 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 경도를 저감시키고 그리고 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 압축성을 향상시킨다. 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에서 니켈의 함량이 5 질량% 미만이면, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 오스테나이트화는 불충분해진다. 한편, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에서 니켈의 함량이 15 질량% 초과이면, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 압축성은 향상될 수 없다. 게다가, 니켈은 철 및 크롬에 비하여 고가이고, 최근 니켈 함유 금속의 가격은 상승하고 있다. 이러한 관점에서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에서 니켈의 함량은 5 ~ 15 질량% 범위로 설정된다.

철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 고용된 니켈 이외에도, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 니켈 분말이 첨가되면, 소결 합금의 밀집화가 촉진될 수 있다. 이러한 밀집화의 촉진 효과는, 니켈 분말의 첨가량이 1 질량% 미만이면 열악해질 수 있다. 한편, 니켈 분말의 첨가량이 12 질량% 초과이면, 니켈 분말의 양은 과잉으로 되어, 니켈 분말의 니켈 원소가 소결 합금의 철 기재에 완벽하게 확산될 수 없고 그리하여 그 자체로 잔류할 수도 있다. 소결 합금의 철 기재에 잔류하는 니켈 원소에 의해 형성되는 니켈 상에는 탄화물이 석출되지 않기 때문에, 소결 합금은 상대 부품들에 접착되기 쉬워져서, 소결 합금 및 상대 부품들의 접착부들로부터 마멸이 진행되어, 소결 합금의 내마모성을 열화시킨다. 이러한 관점에서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 대한 니켈 분말의 첨가량은 1 ~ 12 질량% 범위로 설정된다.

니켈상은, 니켈 분말의 입자 직경이 작아질수록, 소결 후에 철 기재에 잔류하기 쉽지 않은 것이 바람직하다. 더욱이, 니켈 분말의 비표면적이 증가하여, 니켈 분말의 입자 직경이 작아질수록, 니켈 분말은 소결 동안 확산이 촉진되고 그리고 소결 합금의 밀집화가 향상된다. 이러한 관점에서, 니켈 분말의 최대 입자 직경은 바람직하게는 74 ㎛ 이하 (200 메시의 시브를 통과할 수 있는 분말의 직경에 대응) 및 43 ㎛ 이하 (325 메시의 시브를 통과할 수 있는 분말의 직경에 대응) 로 설정된다. 니켈 분말의 입자 직경의 하한값은 제한되지 않지만, 니켈의 나노 분말이 값비싸기 때문에 바람직하게는 1 ~ 5 ㎛ 로 설정된다.

산화되기 쉬운 크롬 등을 포함하는 철 합금 분말의 제조시, 철 합금 분말의 용탕 (molten melt) 에는 탈산제 (deoxidizing agent) 로서 규소가 첨가된다. 하지만, 소결 합금의 철 기재에 규소가 고용되면, 철 기재는 경화되고, 이는 바람직하지 않은 효과/기능이다. 여기에서, 철 합금 분말 A 는 미리 석출된 탄화물을 포함하기 때문에, 철 합금 분말 A 에서의 경도는 본질적으로 크다. 반대로, 철 합금 분말 B 가 연성의 분말 재료이기 때문에, 철 합금 분말 B 는 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 로 구성되는 원료 분말의 압축성을 보장하도록 철 합금 분말 A 와 혼합된다. 그리하여, 본 발명의 소결 합금의 제조 방법에 있어서, 소결 합금에 규소의 효과/기능을 적용하도록, 본래에 경질인 철 합금 분말에 산화되기 쉬운 다량의 규소가 포함된다.

이러한 관점에서, 철 합금 분말 A 에는 1.0 ~ 3.0 질량% 범위로 규소가 포함된다. 철 합금 분말 A 에 포함되는 규소의 함량이 1.0 질량% 미만으로 설정되면, 규소의 효과/기능은 충분하게 나타나지 않을 수 있다. 한편, 철 합금 분말 A 에 포함되는 규소의 함량이 3.0 질량% 초과하도록 설정되면, 철 합금 분말 A 는 너무 경질이어서 철 합금 분말 A 의 압축성을 현저하게 열화시킨다.

철 합금 분말 B 의 압축성 관점에서 철 합금 분말 B 에는 규소가 포함되지 않는다. 하지만, 철 합금 분말 B 가 산화되기 쉬운 크롬을 포함하므로, 규소는 철 합금 분말의 제조시 탈산제로서 사용될 수 있기 때문에, 1.0 질량% 이하의 규소는 철 합금 분말 B 에서 불가피한 불순물로서 허용될 수 있다.

소결 합금의 강도를 향상시키고, 소결 합금에 형성된 부동태 피막을 안정화시키며, 그리고 염화 나트륨 (NaCl) 등의 염에 대하여 내부식성을 향상시키도록 용탕에는 구리가 첨가된다. 즉, 소결 동안 용탕에 고용되는 구리는 냉각 공정 동안 석출되지만, 부동태 피막의 표면을 덮고 그리하여 애노드 반응을 억제하도록, 부식 환경하에서 한번 용용된다. 이러한 관점에서, 염화 나트륨 등의 염에 대한 내부식성이 향상될 수 있다. 여기에서, 구리의 고용 한계는 오스테나이트계 기재에서 더 크기 때문에, 구리의 함량이 1 질량% 미만으로 설정되면, 전술한 기능/효과가 나타날 수 없다. 한편, 구리의 함량이 10 질량% 초과로 설정되면, 과잉 분리된 Cu 상은 석출되고 용출되어 소결 합금의 표면적을 증가시키고, 그리하여 소결 합금의 공식 부식 (pitting corrosion) 및 틈 부식 (crevice corrosion) 을 허용하고 그리고 소결 합금의 내부식성을 열화시킨다.

철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 중 하나, 또는 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 둘 다에서 구리는 합금 형태로 포함될 수도 있다. 바람직하게는, 구리는 철 합금 분말 A 등의 원료 분말에서 분말 형태로 포함될 수도 있다. 여기에서, 구리는 소결 동안 액상을 형성하여 소결 합금의 강도를 향상시킨다. 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 등의 고 크롬 합금 분말에서, 부동태 피막이 분말 상태로 형성되기 때문에, 소결 동안 구리 액상은 소결제 (sintering agent) 로서 기능한다.

구리는 합금 형태로 포함될 수도 있다. 예를 들어, 구리가 니켈 분말의 대체시 구리-니켈 합금 분말의 형태로 포함되면, 니켈의 확산은 촉진될 수 있다.

소결 동안 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 액상을 발생시키고 그리하여 소결 합금의 밀집화를 촉진시키기 위해서, 인이 철-인 분말 형태로 첨가된다. 인은 소결 동안 탄소와 함께 Fe-P-C 액상을 발생시켜 소결 합금의 밀집화를 촉진시킨다. 그리하여, 90% 이상의 밀도비 (density ratio) 를 가진 소결 합금을 얻을 수 있다. 철-인 합금 분말에서 인의 함량이 10 질량% 미만으로 설정되면, 액상이 충분히 발생되지 않아서, 소결 합금의 밀집화에 기여하지 않는다. 한편, 철-인 합금 분말에서 인의 함량이 30 질량% 초과로 설정되면, 철-인 분말에서의 경도는 증가되어, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에서의 압축성을 현저하게 열화시킨다.

철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물에 대한 철-인 합금 분말의 첨가량이 1.0 질량% 미만이면, 소결 합금의 밀도비는 열악한 액상으로 인해 90% 보다 낮게 된다. 한편, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물에 대한 철-인 합금 분말의 첨가량이 5.0 질량% 초과이면, 과잉의 액상이 발생되어, 소결 동안 소결 합금의 형상 손상 (losing) 을 유발하게 된다. 그리하여, 10 ~ 30 질량% 범위로 인을 포함하는 철-인 합금 분말이 사용되는 반면, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물에 대한 철-인 합금 분말의 첨가량은 1.0 ~ 5.0 질량% 범위로 설정된다. 철-인 합금 분말이 전술한 Fe-P-C 액상을 발생시키더라도, 그리하여 발생된 Fe-P-C 액상은 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물의 철 기재에 확산되고 흡수된다.

본 발명에 있어서, 구리-인 합금 분말은 철-인 합금 분말용 서브스테이션 (substation) 에 사용될 수도 있다. 구리-인 합금 분말은 낮은 용융점을 가지고 그리하여 대응하는 액상을 발생시킬 수 있다. 구리-인 합금 분말을 사용하는 경우에, 상기의 이유로 인해, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물에 대한 구리-인 합금 분말의 첨가량이 1.0 ~ 5.0 질량% 범위로 설정되고 그리고 구리-인 합금 분말의 인 함량이 5 ~ 25 질량% 범위로 설정되는 것이 바람직하다.

이러한 방식으로, 원료 분말은 철 합금 분말 A, 철 합금 분말 B, 흑연 분말, 니켈 분말, 구리 분말 및 철-인 합금 분말로 구성된다. 전술한 바와 같이, 철 합금 분말 A 는, 질량% 로, Cr : 25 ~ 45, Ni : 5 ~ 15, Si : 1.0 ~ 3.0, C : 0.5 ~ 4.0, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함한다. 철 합금 분말 B 는, 질량% 로, Cr : 12 ~ 25, Ni : 5 ~ 15 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함한다. 더욱이, 철-인 분말은, 질량% 로, P : 10 ~ 30 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함한다. 구리-인 합금 분말을 사용하는 경우에, 합금 분말은, 질량% 로, P : 5 ~ 25 및 잔부로서 Cu 및 불가피한 불순물들을 포함한다.

원료 분말 중에서, 철 합금 분말 A 는 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 를 형성하고, 철 합금 분말 B 는 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 를 형성한다. 더욱이, 흑연 분말 및 철-인 합금 분말은 Fe-P-C 액상을 발생시켜, 소결 합금의 밀집화에 기여하고, 그 후 상 A 및 상 B 로 제조되는 소결 합금의 철 기재에 확산 및 흡수된다. 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비를 20 ~ 80 질량% 범위로 설정함으로써, 상 A 및 상 B 의 전체에 대한 상 A 의 비는 소결 합금, 즉 기공을 제외한 소결 합금의 기재의 단면적에 대하여 20 ~ 80% 범위로 설정될 수 있다.

이러한 방식으로, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 가 첨가되어, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비는 20 ~ 80 질량% 범위로 설정되는 반면, 철-인 합금 분말은 1.0 ~ 5.0 질량%, 니켈 분말은 1 ~ 12 질량%, 구리 분말은 1 ~ 10 질량%, 그리고 흑연 분말은 0.5 ~ 2.5 질량% 첨가되어, 의도된 원료 분말을 형성한다.

종래로부터 실시된 바와 같이, 상기 원료 분말은, 부품의 외부 형상을 형성하는 다이 구멍을 가진 다이 조립체, 이 다이 조립체의 다이 구멍에 슬라이딩 끼워맞춤되어 부품의 하단부 형상을 형성하는 하부 펀치, 및 케이스일 수도 있는 것처럼 부품의 내부 형상 또는 부품의 경량 (lightening) 형상을 형성하는 코어 로드에 의해 형성되는 공동안으로 충전되고, 그리고 상단부 형상을 형성하는 상부 펀치와 하부 펀치에 의해 압축된다. 그리하여 얻어진 컴팩트는 다이 조립체의 다이 구멍 외부로 당겨진다. 이러한 제조 방법을 "가압 공정" 이라고 한다.

컴팩트는 소결노에서 가열 및 소결된다. 가열 온도, 즉 소결 온도는 탄화물의 소결 공정 및 성장 공정에 상당히 영향을 준다. 소결 온도가 1000℃ 보다 낮으면, Fe-P-C 액상은 충분히 발생될 수 없어서, 소결 합금을 충분히 밀집화할 수 없고 그리하여 소결 합금의 밀도를 감소시키며, 그 결과 소결 합금의 내마모성 및 내부식성을 열화시키는 반면 탄화물의 크기를 미리 정해진 범위로 유지할 수 있다. 한편, 소결 온도가 1200 ℃ 보다 높으면, 원소 확산이 진행되어, 철 합금 분말 A 로 제조된 상 A 및 철 합금 분말 B 로 제조된 상 B 간의 일부 원소들 (특히, 크롬 및 탄소) 에서의 함량 차이가 더 적게 되고, 상 B 에서 석출되고 분산되는 탄화물은 평균 입자 직경만큼 10 ㎛ 초과하여 성장하며, 그리하여 소결 합금의 내마모성을 열화시키는 반면, 소결 합금의 밀도는 충분히 증가된다. 그리하여, 소결 온도는 1000 ~ 1200 ℃ 의 범위로 설정된다.

전술한 바와 같이 원료 분말을 압축 및 소결함으로써, 전술한 금속 조직을 가진 소결 합금을 얻을 수 있다. 소결 합금은, 전술한 재료 분말들의 혼합비로부터, 질량% 로, Cr : 10.37 ~ 39.73, Ni : 5.10 ~ 24.89, Si : 0.14 ~ 2.52, Cu : 1.0 ~ 10.0, P : 0.1 ~ 1.5, C : 0.18 ~ 3.20, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함한다.

소결 합금의 상 A 가 전술한 바와 같이 철 합금 분말 A 로 제조되기 때문에, 상 A 의 치수들은 철 합금 분말 A 의 입자 직경들을 조절함으로써 제어될 수 있다. 상 A 의 최대 치수를 500 ㎛ 이하로 설정하기 위해서, 철 합금 분말 A 의 최대 입자 크기는 300 ㎛ 이하 (50 메시의 시브를 통과하는 분말의 크기에 대응) 로 설정된다. 상 A 의 치수를 100 ㎛ 이상으로 설정하기 위해서, 500 ㎛ 이하 (32 메시의 시브를 통과하는 크기에 대응) 및 100 ㎛ 이상 (149 메시의 시브를 통과하지 않는 크기에 대응) 의 최대 입자 직경을 가지는 분말을 5 질량% 이상 포함하는 철 합금 분말 A 가 사용되는 것이 필요하다.

철 합금 분말 A 의 바람직한 입자 분포는, 100 ~ 300 ㎛ 범위의 최대 입자 직경을 가진 분말을 5 질량% 이상 포함하도록 그리고 45 ㎛ 이하의 범위의 입자 직경을 가진 분말을 50 질량% 이하 포함하도록 되어 있다.

더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 를 형성하는 철 합금 분말 B 의 입자 직경은 제한되지 않지만, 철 합금 분말 B 는 100 메시 이하의 입자 분포를 가진 분말을 90% 이상 포함하는 것이 바람직하다.

바람직하게는, 소결 합금은 Mo, V, W, Nb 및 Ti 로 구성된 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함한다. Mo, V, W, Nb 및 Ti 는 탄화물 형성 원소들로서 Cr 보다 각각 더 큰 탄화물 형성 성능들을 가지기 때문에, 이러한 원소들은 Cr 에 비하여 탄화물을 우선적으로 형성할 수 있다. 따라서, 소결 합금이 이러한 원소들을 포함하면, 기재 중 Cr 의 함량 저하를 방지할 수 있어서, 기재의 내마모성 및 내부식성을 향상시키는데 기여한다. 더욱이, 이러한 원소들 중 하나 이상은 금속 탄화물을 형성하도록 탄소와 결합되어, 기재, 즉 소결 합금의 내마모성을 향상시킨다. 하지만, 이러한 원소들의 하나 이상을 원료 분말에 순수 금속 분말 형태로 첨가하면, 그리하여 형성되는 합금들은 확산 속도에 있어서 작아서, 이러한 원소들의 하나 이상은 기재에 균일하게 확산되기 쉽지 않다. 따라서, 이러한 원소들의 하나 이상은 철 합금 분말의 형태로 첨가되는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, 본 발명의 제조 방법에 있어서, 이러한 원소들의 하나 이상을 첨가 원소(들)로서 첨가하면, 이러한 원소들의 하나 이상은 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에 고용된다.

철 합금 분말에 고용되는 이러한 원소들의 하나 이상의 양이 5.0 질량% 초과이면, 이러한 원소들의 하나 이상의 과잉 첨가는 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 를 경화시키기 때문에, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 에서의 압축성의 열화가 염려된다. 그리하여, 5 질량% 이상으로 Mo, V, W, Nb 및 Ti 로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 적어도 하나는, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 중 하나 또는 둘 다에 첨가된다.

( 실시예 1)

질량% 로, Cr : 34, Ni : 10, Si : 2, C : 2 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함하는 철 합금 분말 A, 질량% 로, Cr : 18, Ni : 8 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함하는 철 합금 분말 B, 질량% 로, P : 20 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함하는 철-인 분말, 니켈 분말, 구리 분말 및 흑연 분말이 준비되었고 그리고 표 1 에 도시된 비들에서 서로 혼합되어 원료 분말을 배합하였다. 원료 분말들은 10 ㎜ 의 외경 및 10 ㎜ 의 높이의 필라 형상, 26 ㎜ 의 높이, 11 ㎜ 의 폭 및 8 ㎜ 의 높이의 정사각형 필라의 형상, 및 24 ㎜ 의 외경 및 8 ㎜ 의 높이의 얇은 플레이트 형상으로 각각 압축되었고, 그 후 진공 분위기하에서 1100℃ 의 온도에서 소결되어 01 ~ 11 숫자로 나타낸 소결 샘플들을 형성하였다. 소결 샘플들의 각각에서의 조성은 준비되는 재료 분말의 전술한 비들로 표 1 에 열거되었다.

필라 형태의 소결 샘플들의 단면은 미러 연마되었고 그리고 로열 워터 (황산 : 질산 = 1 : 3) 로 부식되어, 소결 샘플들의 단면들의 금속 조직은 200 배율의 현미경으로 관찰되었고 그리고 이미지 처리기 (WinROOF, MITANI CORPORATION 에 의해 제조) 에 의해 이미지 분석되어, 상들 각각에서의 탄화물의 입자 직경들을 측정하여 및 이 상들의 평균 입자 직경들을 산출하였고 그리고 상 A 의 면적들 및 치수들을 측정하여 상 A 의 면적비 및 최대 치수를 산출하였다. 도 1 은 소결 샘플 06 의 금속 조직 사진이다. 도 2 에 도시된 바와 같이, 더 큰 탄화물이 분산된 영역들은 둘러싸이고, 그리하여 둘러싸인 영역들은 각각의 상들 A 로서 규정되었다. 그 후, 상 A 의 면적비가 산출되었고, 상 A 의 최대 길이는 상 A 에서의 최대 직경으로서 규정되었다.

소결 샘플들은 700℃ 의 온도에서 가열되어, 이 샘플들의 열팽창 계수들을 조사하였다. 더욱이, 소결 샘플들은 분위기하에서 100 시간 동안 850 ~ 950℃ 의 온도 범위에서 가열되어, 가열 후의 이 샘플들의 중량 증가를 조사하였다. 그 결과들은 표 2 에 열거되었다.

그 후, 얇은 플레이트 형상에서의 소결 샘플들은 디스크 부재들로서 사용되었고 그리고 소결 샘플들이 15 분 동안 700℃ 의 온도에서 롤링 부재에 반복적으로 슬라이딩되는 롤-온-디스크 마멸 시험하에서 상대 부재로서 크롬처리된 JIS SUS 316L 로 제조된 15 ㎜ 의 외경 및 22 ㎜ 의 길이의 롤링 부재를 사용하여 마멸 시험되었다. 마멸 결과들은 표 2 에 열거되었다.

그 후, 정사각형 플레이트 형상의 소결 샘플들은 Suga Test Instruments Co., Ltd 사로부터 제조된 STP-90V2 를 사용하여 200 시간 동안 35℃ 의 온도에서 5% NaCl 수용액을 이에 연속적으로 분무함으로써 염수 분무 시험을 하였다. 염수 분무 시험 후에, 소결 샘플들의 표면들은 이미지 프로세서 (WinRooF, MITANI CORPORATION 사에 의해 제조) 에 의해 이미지 분석되어, 녹이 발생한 위치들의 각각의 면적들을 측정하고 그리고 소결 샘플의 전체 표면적에 대한 대응하는 녹 면적들의 각각의 비들을 "부식 면적비" 로서 산출하였다.

16 × 10^-6 K^-1 이상의 열팽창 계수, 2 ㎛ 이하의 마멸 깊이, 850℃ 의 온도에서 10 g/㎡ 이하, 900℃ 의 온도에서 15 g/㎡ 이하, 및 950℃ 의 온도에서 20 g/㎡ 이하의 산화로 인한 중량 증가를 가지는 소결 샘플들이 전술한 시험들을 통과한 것을 알 수 있다.

표 1 및 표 2 로부터, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 비의 효과/기능을 알 수 있다. 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비 (A/A+B) 가 0 으로 설정되도록 철 합금 분말 A 를 포함하지 않는 소결 샘플 01 에서, 철 합금 분말 A 로 제조되는 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 가 존재하지 않는다. 그리하여, 소결 샘플 01 에서는 오스테나이트계 내열성 재료와 유사한 17.7 × 10^-6 K^- ¹ 의 열팽창 계수를 나타낸다. 하지만, 철 합금 분말 B 가 더 적은 양의 크롬을 포함하고 탄소를 포함하지 않기 때문에, 소결 샘플 01 에서 석출된 탄화물의 크기는 2 ㎛ 로 작게 되고, 그리하여 소결 샘플 01 의 마멸 깊이는 2 ㎛ 초과하여 크게 된다. 더욱이, 소결 샘플 01 의 조성에 대한 크롬의 함량이 부족하기 때문에, 소결 샘플 01 에 포함된 크롬은 크롬 탄화물로서 부분적으로 석출되어, 소결 샘플 01 에 고용된 크롬의 함량은 불충분해진다. 그 결과, 소결 샘플 01 은 산화로 인해 중량 증가되고 그리고 내부식성에서 열화된다.

철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비 (A/A+B) 를 100% 로 설정하도록 철 합금 분말 B 를 포함하지 않는 소결 샘플 11 에서, 철 합금 분말 A 로 제조되는 19 ㎛ 의 평균 직경의 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 만이 존재하는 반면, 철 합금 분말 B 로 제조되는 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 는 전혀 존재하지 않는다. 그리하여, 소결 샘플 11 의 열팽창 계수는 16.1 × 10^-6 K^- ¹ 로 감소되지만, 오스테나이트계 내열성 재료와 여전히 유사하고, 그리하여 소결 샘플 11 은 실제로 적용되기에 충분한 열팽창 계수를 가진다. 더욱이, 다량의 크롬 및 탄소를 포함하는 철 합금 분말 A 만이 소결 샘플 11 의 제조에 사용되고 그리고 철 합금 분말 A 에 흑연 분말을 공급함으로써 소결 샘플 11 에 탄소가 추가로 첨가되기 때문에, 소결 샘플 11 의 기재에 석출되는 탄화물의 함량은 증가되어, 상대 부품 (롤링 부재) 으로의 어택을 증가시키게 된다. 상대 부품의 마멸 분말은 마멸제로서 사용됨으로써, 소결 샘플 11 의 마멸 깊이는 증가된다. 더욱이, 기재에 석출되는 크롬 탄화물의 양이 증가됨에 따라 소결 샘플 11 의 기재에 고용되는 크롬의 양은 불충분해져, 소결 샘플 11 은 산화로 인해 중량 증가되고, 그럼으로써 소결 샘플 11 의 내부식성의 열화를 유발한다 (표 1 및 표 2 에서 샘플들 01 ~ 11 참조).

철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물로 제조된 소결 샘플들 02 ~ 10 에서, 14 ㎛ ~ 18 ㎛ 의 평균 직경 범위내에 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 가 분산되어, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비가 증가함에 따라 상 A 및 상 B 의 전체에 대한 상 A 의 비가 증가되도록, 소결 샘플들 02 ~ 10 은 각각의 금속 조직들을 나타낸다. 더욱이, 소결 샘플들 02 ~ 10 내의 상 A 의 비가 증가됨에 따라, 소결 샘플들 02 ~ 10 의 열팽창 계수는 감소되기 쉽다. 하지만, 소결 샘플들 02 ~ 10 은 오스테나이트계 내열성 재료와 여전히 유사한 16 × 10^-6 K^-1 을 나타내기 때문에, 소결 샘플들 02 ~ 10 은 실제로 적용하기에 충분한 각각의 열팽창 계수를 가진다.

도 1 은 소결 샘플 06 의 금속 조직 사진이다. 도 1 에서 명백한 바와 같이, 17 ㎛ 의 평균 입자 직경의 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 가 4 ㎛ 의 평균 입자 직경의 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 에 랜덤하게 분산되도록 소결 샘플 06 이 금속 조직을 가지는 것으로 밝혀졌다.

더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 의 비가 증가함에 따라, 소결 샘플들의 내부식성의 증가로 인해 소결 샘플들의 마멸 깊이들이 감소되기 쉽고, 이는 더 크게 분산된 탄화물을 포함하는 상 A 의 비의 증가로 인해 더 작게 분산된 탄화물을 포함하는 상 B 의 감소 및 상대 부품 (롤링 부재) 으로의 어택의 증가를 유발하는 것으로부터 유래하여, 상대 부품의 마멸 분말은 마멸제로서 사용되어, 소결 샘플들의 마멸 깊이들을 증가시킨다.

게다가, 더 많은 양의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 의 비가 증가되고 그리고 더 작은 양의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 B 의 비가 감소됨에 따라 소결 샘플들에서의 크롬의 양은 전체적으로 증가함으로써, 다량의 크롬은 대응하는 소결 샘플들의 기재들에 고용되어, 이 소결 샘플들의 내부식성을 향상시키고 그리고 크롬 탄화물의 석출양이 증가되더라도 산화로 인해 소결 샘플들의 중량들을 감소시킨다 (샘플들 01 ~ 06 참조). 하지만, 철 합금 분말 A 의 비가 50% 초과이면, 철 합금 분말 A 의 비가 증가함에 따라, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 혼합물에 포함되는 탄소의 양은 증가되어, 크롬 탄화물의 석출 증가를 유발하고 그리고 소결 샘플들의 기재들에 고용되는 크롬의 양이 부족해져, 산화로 인한 소결 샘플들의 중량 증가를 유발하고 그리고 소결 샘플들의 내부식성의 감소를 유발한다 (샘플들 07 ~ 11 참조).

전술한 내마모성 및 내부식성의 관점에서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비 (A/A+B) 를 20 ~ 80% 범위로 설정함으로써, 상 A 의 비가 소결 샘플들의 기재에 대하여 20 ~ 80% 범위로 설정되는 것이 바람직하고, 이는 소결 샘플들의 각각의 내마모성 및 내부식성을 향상시킨다. 보다 바람직하게는, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비 (A/A+B) 는 40 ~ 60% 범위로 설정되어, 상 A 의 비는 소결 샘플들의 기재에 대하여 40 ~ 60% 범위로 설정된다.

( 실시예 2)

표 3 에 도시된 각각의 성분들을 가진 철 합금 분말들 A 가 준비되었고, 실시예 1 에서 사용된 철 합금 분말 B, 철-인 합금 분말, 니켈 분말, 구리 분말 및 흑연 분말과 표 3 에 도시된 비들로 혼합되어, 각각의 원료 분말들을 배합하였다. 그리하여 얻어진 원료 분말들은 실시예 1 과 동일한 방식으로 각각 압축 및 소결되어, 필라 형상, 정사각형 필라 형상 및 얇은 플레이트 형상으로 소결 샘플들 12 ~ 30 을 형성하였다. 소결 샘플들의 전체 성분들은 표 3 에 열거되었다. 소결 샘플들에 대하여, 상 A 및 상 B 에서의 탄화물의 평균 입자 직경, 상 A 의 비, 상 A 의 최대 치수, 열팽창 계수, 산화 시험 후의 중량 증가, 부식 면적비 및 롤-온-디스크 마멸 시험후의 마멸 깊이는 실시예 1 과 동일한 방식으로 측정되었다. 그 결과들은 실시예 1 에서 얻은 소결 샘플 06 의 결과들과 함께 표 4 에 열거되었다.

표 3 및 표 4 에서의 소결 샘플들 06 및 12 ~ 17 로부터, 철 합금 분말 A 의 크롬의 양의 효과/기능을 알 수 있음을 알 수 있다. 20 질량% 의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조되는 소결 샘플 12 에 있어서, 철 합금 분말 A 에 포함된 크롬의 함량이 적기 때문에, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 크기는 평균 입자 크기로서 10 ㎛ 미만의 범위로 작게 되고, 철 합금 분말 A 에 포함된 크롬이 소결 동안 철 합금 분말 B 로 제조된 상 B 에서 확산되기 때문에, 기재에서 점유되는 상 A 의 비는 감소된다. 그리하여, 소결 샘플 12 의 내마모성이 감소되어, 마멸 깊이는 2 ㎛ 초과의 범위로 크게 된다. 더 적은 양의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조되는 소결 샘플 12 의 상 A 에서, 상 A 에 고용되는 크롬의 함량은 크롬 탄화물의 석출로 인해 감소되어, 상 A 의 내부식성에서의 열화 및 그로 인해 산화로 인한 중량 증가를 유발한다.

한편, 25 ~ 45 질량% 범위의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조되는 소결 샘플들 06 및 13 ~ 16 에서, 크롬의 양이 충분히 첨가되어, 10 ㎛ 초과의 더 큰 탄화물이 석출된다. 철 합금 분말 A 에 포함되는 크롬의 함량이 증가함에 따라 크롬 탄화물의 입자 직경은 증가되기 쉽다. 더욱이, 철 합금 분말 A 에 포함된 크롬의 함량이 증가함에 따라 상 A 의 비와 상 A 의 최대 직경이 또한 증가된다. 크롬 탄화물의 석출 및 상 A 의 비에서의 증가는 2 ㎛ 이하의 범위로 소결 샘플들의 마멸 깊이를 향상시키고, 이는, 철 합금 분말 A 에 포함된 크롬의 함량이 증가함에 따라, 소결 샘플들의 마멸 깊이를 감소시키는 것으로 나타났다. 더욱이, 25 ~ 45 질량% 범위로 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조되는 소결 샘플들 06 및 13 ~ 16 에 있어서, 충분한 양의 크롬이 상기 상에 고용되어, 소결 샘플들의 상 A 에서의 내부식성을 향상시키고, 그리하여 산화로 인한 소결 샘플들의 중량 증가를 감소시킨다. 즉, 산화로 인한 중량 증가 및 소결 샘플들의 부식 면적비들은 철 합금 분말 A 에 포함된 크롬의 양이 증가함에 따라 더 감소될 수 있다.

하지만, 철 합금 분말 A 에 포함된 크롬의 함량이 증가됨에 따라, 철 합금 분말 A 의 경도는 증가되고, 45 질량% 이상의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조되는 소결 샘플 17 에 있어서, 철 합금 분말 A 는 너무 경질로 되고 그리고 대응하는 압축 공정에서 압축될 수 없으며, 그리고 성형될 수 없다.

크롬의 함량이 증가됨에 따라, 소결 샘플들의 열팽창 계수들이 감소되기 쉽기 때문에, 심지어 45 질량% 의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조되는 소결 샘플 16 은 16 × 10^-6 K^-1 초과 중 실제로 이용가능한 열팽창 계수를 가진다.

이러한 방식으로, 상 A 에서 금속 탄화물의 입자 크기가 10 ㎛ 초과로 될 필요가 있음이 확인되었다. 더욱이, 상 A 를 형성하는 철 합금 분말 A 에 포함되는 크롬의 함량이 25 ~ 45 질량% 범위로 설정되어야 함이 확인되었다.

표 3 및 표 4 에 도시된 소결 샘플들 06 및 18 ~ 21 을 참조하면, 철 합금 분말 A 에 포함된 니켈의 영향을 알 수 있다. 니켈을 포함하지 않는 철 합금 분말 A 로 제조된 소결 샘플 18 에 있어서, 니켈 분말은 전술한 바와 같이 철 합금 분말 A 에 첨가되지만, 니켈 분말의 니켈 원소는 철 합금 분말 A 의 내부 영역으로 완벽하게 확산되지 않아서, 상 A 는 부분적으로 오스테나이트화되지 않고 그리고 오스테나이트화되지 않은 영역들은 상 A 에 국부적으로 잔류하여, 열팽창 계수를 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소시킨다.

하지만, 5 질량% 이상의 니켈을 포함하는 철 합금 입자들 A 로 제조되는 소결 샘플들 06 및 19 ~ 21 에 있어서, 오스테나이트화되기에 충분한 양의 니켈이 포함되어, 철 합금 분말 A 로 제조된 상 A 가 완벽하게 오스테나이트화되고, 그리하여 소결 샘플들은 16 × 10^-6 K^-1 초과의 각각의 실제로 이용가능한 열팽창 계수를 가진다.

철 합금 분말 A 에 포함된 니켈 원소는 상 A 에서의 탄화물의 크기, 상 A 의 비, 상 A 의 최대 직경, 샘플 마멸 깊이 및 산화로 인한 샘플의 중량 증가에 영향을 주지 않는다.

이러한 방식으로, 철 합금 분말 A 에 포함된 니켈의 함량이 5 질량% 이상의 범위로 설정되어야 함이 확인된다. 하지만, 니켈이 값비싸기 때문에, 니켈의 과잉 사용은 샘플들, 즉 본 발명의 소결 합금의 비용 증가를 유발하여, 철 합금 분말 A 에 포함된 니켈의 함량이 15 질량% 이하의 범위로 설정되어야 한다.

표 3 및 표 4 에 도시된 소결 샘플들 06 및 22 ~ 30 을 참조하면, 철 합금 분말 A 에 포함된 탄소의 영향을 알 수 있다. 탄소를 포함하지 않는 철 합금 분말 A 로 제조된 소결 샘플 22 에 있어서, 철 합금 분말 A 로 제조된 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 10 ㎛ 이하의 범위로 미세화되어, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물과 상 B 에 석출된 탄화물간의 입자 크기에서의 차이는 작게 되어, 소결 샘플의 내마모성의 열화 및 소결 샘플의 2 ㎛ 초과의 마멸 깊이를 유발한다.

한편, 0.5 질량% 탄소를 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조된 소결 샘플 23 에서, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 약 10 ㎛ 이 되어, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물과 상 B 에 석출된 탄화물간의 입자 크기에서의 차이는 8 ㎛ 정도까지 증가되어, 소결 샘플의 내마모성의 향상을 유발하고 그리고 소결 샘플의 마멸 깊이를 2 ㎛ 이하의 범위로 감소시킨다. 더욱이, 철 합금 분말 A 로 제조된 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 증가되는 반면, 철 합금 분말 A 의 탄소 원소들은 철 합금 분말 B 로 확산되어, 철 합금 분말 A 에 포함된 탄소의 함량이 증가됨에 따라, 상 A 의 비와 상 A 의 최대 직경은 증가되기 쉽다. 동시에, 소결 샘플들의 내마모성은 향상되어, 철 합금 분말 A 에 포함된 탄소의 함량이 증가함에 따라, 소결 샘플들의 마멸 깊이들이 감소된다.

하지만, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 증가함에 따라, 상 A 에 고용된 크롬의 함량이 감소됨으로써, 산화로 인한 소결 샘플들의 중량 증가가 점차적으로 진전된다. 그리하여, 4.5 질량% 탄소를 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조된 소결 샘플 29 에 있어서, 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가는 850℃ 의 온도에서 10 g/㎡ 초과, 900℃ 의 온도에서 15 g/㎡ 초과, 및 950℃ 의 온도에서 20 g/㎡ 초과까지로 진전된다. 더욱이, 5 질량% 탄소를 포함하는 철 합금 분말 A 로 제조된 소결 샘플 30 에 있어서, 철 합금 분말 A 는 너무 경질이 되고, 대응하는 압축 공정에서 압축될 수 없으며 그리고 성형될 수 없다.

상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 증가되어, 철 합금 분말 A 에 포함된 탄소의 함량이 증가함에 따라, 상 A 에 고용되는 크롬의 양이 감소됨으로써, 소결 샘플들의 열팽창 계수들은 16 × 10^-6 K^-1 초과까지 점점 증가되고, 이는 0 ~ 4 질량% 의 탄소 함량 범위내에서 실제로 이용가능한 열팽창 계수에 대응한다.

이러한 방식으로, 상 A 의 금속 탄화물의 입자 크기가 10 ㎛ 이상의 범위내에 있을 필요가 있고 그리고 상 A 를 형성하는 철 합금 분말 A 의 탄소의 함량이 0.5 ~ 4 질량% 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

( 실시예 3)

표 5 에 도시된 각각의 조성들을 가진 철 합금 분말들 B 가 준비되었고 그리고 실시예 1 에 사용된 철 합금 분말 A, 철-인 합금 분말, 니켈 분말, 구리 분말 및 흑연 분말과 표 5 에 도시된 비들로 혼합되어, 각각의 원료 분말들을 배합하였다. 그리하여 얻어진 원료 분말들은 실시예 1 과 동일한 방식으로 압축 및 소결되어, 소결 샘플들 31 ~ 41 을 필라 형상, 정사각형 형상 및 얇은 플레이트 형상으로 형성하였다. 소결 샘플들의 조성들은 표 5 에 열거되었다. 소결 샘플들에 대하여, 상 A 와 상 B 에서의 탄화물의 평균 입자 직경, 상 A 의 비, 상 A 의 최대 치수, 열팽창 계수들, 산화 시험 후의 중량 증가, 부식 면적비 및 롤-온-디스크 마멸 시험 후의 마멸 깊이를 실시예 1 과 동일한 방식으로 측정하였다. 그 결과들은 실시예 1 에서 얻은 소결 샘플 06 의 결과들과 함께 표 6 에 열거되었다.

표 5 및 표 6 에 도시된 소결 샘플들 06 및 31 ~ 36 을 참조하면, 철 합금 분말 B 에 포함된 크롬의 영향을 알 수 있다. 12 질량% 미만의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 B 로 제조된 소결 샘플 31 에 있어서, 철 합금 분말 B 에 포함된 크롬의 함량이 적기 때문에, 철 합금 분말 B 로 제조된 상 B 에 포함된 크롬의 함량이 감소되어, 상 B 의 내부식성이 감소되며, 그리하여 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가 및 부식 면적비가 진전된다. 한편, 12 질량% 크롬을 포함하는 철 합금 분말 B 로 제조된 소결 샘플 32 에 있어서, 크롬의 양이 충분히 첨가되어, 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가 및 부식 면적비가 저감된다. 더욱이, 철 합금 분말 B 에 포함된 크롬의 함량이 증가됨에 따라, 산화로 인한 중량 증가 및 소결 샘플의 부식 면적비는 저감되기 쉽다.

철 합금 분말 B 에 포함된 크롬의 함량이 증가됨에 따라, 상 B 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 증가되기 쉽고, 25 질량% 크롬을 포함하는 철 합금 분말 B 로 제조된 소결 샘플 35 에 있어서, 상 B 에 석출된 탄화물의 입자 크기는 약 7 ㎛ 가 되고, 25 질량% 초과의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 B 로 제조된 소결 샘플 36 에 있어서, 상 B 에 석출된 탄화물의 입자 크기는 12 ㎛ 초과가 된다.

상 B 에서 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 증가함에 따라, 소결 샘플들의 마멸 깊이들은 감소되기 쉽지만, 상 B 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 6 ㎛ 초과이면, 상 B 에 석출된 크롬 탄화물과 상 A 에 석출된 탄화물간의 입자 직경에서의 차이는 작아지며, 그리하여 소결 샘플의 마멸 깊이는 증가되기 쉽다. 상 B 에 석출된 10 ㎛ 초과의 크롬 탄화물을 포함하는 소결 샘플 36 에 있어서, 상 B 에 석출된 크롬 탄화물과 상 A 에 석출된 탄화물간의 입자 직경에서의 차이는 약 5 ㎛ 까지 작게 되어, 소결 샘플의 마멸 깊이는 현저하게 증가된다.

철 합금 분말 B 에 포함된 크롬의 함량이 증가함에 따라, 소결 샘플의 열팽창 계수가 증가하기 쉽고, 25 질량% 초과의 크롬을 포함하는 철 합금 분말 B 로 제조된 소결 샘플 36 에 있어서, 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 보다 작게 된다.

이러한 방식으로, 상 B 에서의 금속 탄화물의 입자 크기는 10 ㎛ 이하로 설정될 필요가 있고 그리고 상 B 를 형성하는 철 합금 분말 B 에 포함된 크롬의 함량이 12 ~ 25 질량% 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

표 5 및 표 6 에 도시된 소결 샘플들 06 및 37 ~ 41 을 참조하면, 철 합금 분말 B 에 포함된 니켈의 영향을 알 수 있다. 니켈을 포함하지 않는 철 합금 분말 B 로 제조된 소결 샘플 37 에 있어서, 니켈 분말은 전술한 바와 같이 철 합금 분말 B 에 첨가되지만, 니켈 분말의 니켈 원소는 철 합금 분말 B 의 내부 영역안으로 완벽하게 확산되지 않아서, 상 B 는 부분적으로 오스테나이트화되지 않고 그리고 오스테나이트화되지 않은 영역은 상 B 에 국부적으로 잔류하여, 열팽창 계수를 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소시킨다.

하지만, 5 질량% 이상의 니켈을 포함하는 철 합금 입자들 B 로 제조된 소결 샘플들 06 및 38 ~ 41 에 있어서, 오스테나이트화되기에 충분한 니켈의 양은 철 합금 분말 B 에 포함되어, 철 합금 분말 B 로 제조된 상 B 는 완벽하게 오스테나이트화되고, 그리하여 소결 샘플들은 각각의 실제로 사용가능한 16 × 10^-6 K^-1 초과의 열팽창 계수들을 가진다.

철 합금 분말 B 에 포함된 니켈 원소는 상 B 에서의 탄화물의 크기, 산화로 인한 샘플의 중량 증가 및 부식 면적비에 영향을 주지 않는다.

이러한 방식으로, 철 합금 분말 B 에 포함된 니켈의 함량이 5 질량% 초과의 범위로 설정되어야 함이 확인된다. 하지만, 니켈이 값비싸기 때문에, 니켈의 과잉 사용은 샘플들, 즉 본 발명의 소결 합금의 비용 증가를 유발하여, 철 합금 분말 B 에 포함된 니켈의 함량이 15 질량% 이하의 범위로 설정되어야 한다.

( 실시예 4)

실시예 1 에 사용된 철 합금 분말 A, 철 합금 분말 B, 철-인 합금 분말, 니켈 분말, 구리 분말 및 흑연 분말이 준비되었고 그리고 표 7 에 도시된 비들로 서로 혼합되어 각각의 원료 분말들을 배합하였다. 그리하여 얻어진 원료 분말들은 실시예 1 과 동일한 방식으로 압축 및 소결되어, 소결 샘플들 42 ~ 60 을 필라 형상, 정사각형 필라 형상 및 얇은 플레이트 형상으로 형성하였다. 소결 샘플들의 조성들은 표 7 에 열거되어 있다. 소결 샘플들에 대하여, 상 A 및 상 B 에서 탄화물의 평균 입자 직경, 상 A 의 비, 상 A 의 최대 치수, 열팽창 계수들, 산화 시험 후의 중량 증가, 부식 면적비 및 롤-온-디스크 마멸 시험 후의 마멸 깊이를 실시예 1 과 동일하게 측정하였다. 그 결과들은 표 8 에 열거되어 있다. 표 7 및 표 8 에서, 실시예 1 에서 얻은 소결 샘플 06 의 결과들을 함께 열거하였다.

표 7 및 표 8 에 도시된 소결 샘플들 06 및 42 ~ 48 을 참조하면, 니켈 분말의 첨가량에 대한 영향을 알 수 있다. 니켈 분말로 제조되지 않은 소결 샘플 42 에 있어서, 대응하는 컴팩트는 대응하는 소결 공정 동안 밀집화시 촉진될 수 없어서, 그리하여 소결된 샘플의 밀도는 감소된다 (밀도비 : 85%). 그리하여, 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가는 비교적 진전된다. 더욱이, 소결 샘플의 강도는 감소되는 반면, 소결 샘플의 마멸 깊이는 낮은 소결 밀도로 인해 증가된다. 소결 샘플 42 에서, 소결 샘플에서의 니켈의 부족으로 인해 소결 샘플이 불충분하게 오스테나이트화되기 때문에, 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소된다.

1 질량% 니켈 분말을 포함하는 소결 샘플 43 에 있어서, 소결 샘플의 밀집화는 니켈 분말의 첨가로 인해 촉진되어 (밀도비 : 90%), 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가를 저감시켜, 소결 샘플의 마멸 깊이를 감소시킨다. 더욱이, 소결 샘플에 포함된 니켈의 함량이 증가되어, 열팽창 계수를 16 × 10^-6 K^- ¹ 까지 증가시킨다. 각각의 더 많은 양의 니켈 분말로 제조된 소결 샘플들 06 및 44 ~ 48 에 있어서, 니켈 분말의 첨가량이 증가함에 따라, 이 소결 샘플들의 열팽창 계수들은 증가되기 쉽다. 산화로 인한 소결 샘플들의 중량 증가는 니켈 분말의 첨가에 의해 저감되지만, 이 소결 샘플들의 중량 증가에 대한 저감 효과는 3 질량% 이상의 니켈 분말의 첨가량내에서 더 이상 진전되지 않는다.

하지만, 니켈 분말이 과도하게 첨가되면, 소결 동안 확산되지 않은 니켈 원소는 일부 니켈 상으로서 잔류한다. 이 잔류 니켈 상은 낮은 강도 및 내마모성을 가진 금속 조직에 대응하고, 잔류 니켈 상의 분포량이 증가되면, 대응하는 소결 샘플의 내마모성이 감소된다. 이러한 관점에서, 니켈 분말의 첨가량이 10 질량% 이하의 범위에 있으면, 니켈 분말을 첨가함으로써 소결 샘플의 밀집화는 촉진되어, 이 소결 샘플의 마멸 깊이를 증가시키지만, 니켈 분말의 첨가량이 10 질량% 초과의 범위에 있으면, 잔류 니켈 상의 분포에 의해 소결 샘플의 내마모성의 감소가 촉진되어, 이 소결 샘플의 마멸 깊이를 증가시킨다. 12 질량% 니켈 분말로 제조된 소결 샘플 47 에 있어서, 이 소결 샘플의 마멸 깊이는 최대 1.4 ㎛ 까지 증가되고, 니켈 분말의 첨가량이 12 질량% 초과로 설정되면, 대응하는 소결 샘플의 마멸 깊이는 4 ㎛ 초과의 범위로 증가된다.

이러한 방식으로, 대응하는 소결 샘플의 밀집화에 대하여 니켈 분말의 첨가를 필요로 하고 그리고 니켈 분말의 첨가량이 1 ~ 12 질량% 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

표 7 및 표 8 에 도시된 소결 샘플들 06 및 49 ~ 54 를 참조하면, 소결 샘플들에서의 구리 함량 및 구리 분말의 첨가량에서의 영향을 알 수 있다. 구리 분말로 제조되지 않은 소결 샘플 49 에서, 대응하는 열팽창 계수, 내마모성 및 산화로 인한 중량 증가에 대한 문제가 없지만, 20% 보다 과도하게 큰 대응하는 부식 면적비에 대한 일부 문제들이 있어서, 염 손상으로 인한 부식이 촉진된다. 소결 샘플 50 의 전체 조성에 대하여 1 질량% 구리를 포함하는 소결 샘플 50 에 있어서, 염 손상은 구리에 의해 억제되어, 부식 면적비는 20% 이하의 범위로 저감된다.

6 질량% 구리까지는, 구리의 양이 증가함에 따라 부식 면적비는 감소된다. 한편, 구리의 양이 증가하면, 석출되는 구리 상의 양은 증가되지만, 구리 상을 형성하는 구리는 부식 환경하에서 한번 용융되어, 소결 샘플의 표면적이 증가되어, 소결 샘플의 부식은 촉진되기 쉽다. 이러한 관점에서, 구리의 양이 6 질량% 초가하여 증가되면, 부식 면적비는 증가되기 쉽다. 10 질량% 초과의 구리를 포함하는 소결 샘플 55 에 있어서, 과잉의 구리 상이 석출되어, 부식 면적비는 20% 초과의 범위로 증가된다.

이러한 방식으로, 구리는 염 손상을 억제할 수 있지만, 구리의 함량은 대응하는 소결 샘플의 전체 조성에 대하여 1 ~ 10 질량% 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

표 7 및 표 8 에 도시된 소결 샘플들 06 및 56 ~ 61 을 참조하면, 흑연 분말의 첨가량들에 대한 영향을 알 수 있다. 흑연 분말로 제조되지 않은 소결 샘플 56 에서, 탄화물은 철 합금 분말 A 에 고용된 탄소로부터 형성되어, 상 A 에 형성된 크롬 탄화물의 입자 크기는 5 ㎛ 까지 작게 된다. 더욱이, Fe-P-C 액상은 형성되지 않지만, Fe-P 액상만이 형성되어, 소결시 밀집화의 열화를 유발하고 그리고 소결 샘플의 소결 밀도 감소를 유발한다 (밀도비 : 85%). 그리하여, 소결 샘플의 내마모성은 현저하게 감소되어, 이 소결 샘플의 마멸 깊이는 6.8 ㎛ 까지 증가된다. 게다가, 소결 샘플의 소결 밀도에서의 감소는 산화로 인한 이 소결 샘플의 중량 증가를 유발한다. 더욱이, 탄화물의 석출량이 감소되어, 열팽창 계수는 기재에 고용되는 크롬의 양 증가로 인해 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소된다.

한편, 0.5 질량% 흑연 분말로 제조된 샘플 57 에서, 상 A 에 형성되는 크롬 탄화물의 입자 크기는 11 ㎛ 까지 증가된다. 더욱이, Fe-C-P 액상은 충분히 형성되어, 소결 샘플을 충분히 밀집화시키고 그리하여 소결 샘플의 소결 밀도를 증가시킨다 (밀도비 : 89%). 이러한 관점에서, 소결 샘플의 마멸 깊이는 2 ㎛ 미만의 범위로 감소된다. 더욱이, 소결 샘플의 충분한 밀집화로 인해 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가는 감소된다. 추가로, 탄화물로서 석출되고 그리고 기재에 고용되는 크롬의 양의 감소에 의해 소결 샘플의 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 까지 증가된다.

흑연 분말의 첨가량이 증가함에 따라 상 A 및 상 B 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 2 질량% 이하의 범위로 증가되고, 2 질량% 흑연 분말로 제조된 소결 샘플 60 에 있어서, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 50 ㎛ 까지 증가되고, 상 B 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 6 ㎛ 까지 증가된다. 크롬 탄화물의 입자 크기의 증가 그리고 Fe-P-C 액상 형성의 증가로부터 유래되는 소결 샘플들의 밀집화의 촉진으로 인해, 흑연 분말을 첨가함으로써 소결 샘플들의 마멸 깊이가 감소되기 쉽다.

상 A 및 상 B 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 미리 정해진 값보다 크게 되면, 기재에 고용되는 크롬의 양이 감소된다. 그리하여, 2 질량% 이하의 범위의 흑연 분말내에서 소결 샘플의 밀집화의 촉진이 우세하게 되어, 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가가 저감되지만, 소결 샘플의 내산화성은 감소되는 반면, 기재에 고용되는 크롬의 양을 감소시킴으로써 유래하는 대응하는 소결 샘플의 내산화성 및 내부식성의 열화로 인해, 소결 샘플의 부식 면적비는 2 질량% 초과의 흑연 분말의 범위로 증가된다.

2 질량% 초과의 흑연 분말로 제조된 소결 샘플 61 에 있어서, Fe-P-C 액상이 과도하게 형성되어, 소결 샘플의 형상 손상을 유발하게 된다.

이러한 방식으로, 원하는 입자 크기에서 크롬 탄화물의 석출을 위해서는 흑연 분말의 첨가가 필요하고 그리고 이 흑연 분말의 첨가량이 0.1 ~ 2 질량% 범위로 설정되어야 하고, 그리하여 소결 동안 소결 샘플의 밀집화를 촉진시키고 그리고 이 소결 샘플의 내마모성을 향상시키는 것이 확인된다.

표 7 및 표 8 에 도시된 소결 샘플들 06 및 62 ~ 67 에 참조하면, 철-인 분말의 첨가량에 대한 영향을 알 수 있다. 철-인 분말로 제조되지 않은 소결 샘플 62 에 있어서, Fe-P-C 액상은 형성되지 않아, 소결시 밀집화의 열화 및 소결 샘플의 소결 밀도를 감소시킨다 (밀도비 :82%). 그리하여, 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가가 진전된다. 더욱이, Fe-P-C 액상이 발생되지 않아 소결이 능동적으로 실시되지 않기 때문에, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기는 10 ㎛ 미만의 범위로 감소되어, 상 A 에 석출되는 크롬 탄화물의 입자 크기의 감소 및 소결 밀도의 감소로 인한 소결 샘플의 강도 감소에 의해 소결 샘플의 마멸 깊이는 증가된다.

한편, 1 질량% 철-인 분말로 제조된 샘플 63 에 있어서, Fe-C-P 액상은 충분히 형성되어, 소결 샘플을 충분히 밀집화시키고 그리하여 소결 샘플의 소결 밀도를 증가시킨다 (밀도비 : 88%). 이러한 관점에서, 소결 샘플의 충분한 밀집화에 의해 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가 및 소결 샘플의 부식 면적비가 저감된다. 더욱이, Fe-P-C 액상이 충분히 형성되어 소결이 능동적으로 실시되기 때문에, 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 10 ㎛ 까지 증가되어, 소결 밀도의 증가로 인한 소결 샘플의 강도 증가에 의해 소결 샘플의 마멸 깊이는 감소된다.

철-인 분말의 첨가량이 많이 증가되는 경우에, Fe-C-P 액상의 양은 증가되고, 철-인 분말의 첨가량이 증가함에 따라 소결은 능동적으로 실시되어, 상 A 및 상 B 에 석출된 크롬 탄화물을 현저하게 성장시킨다.

하지만, 5 질량% 이하의 철-인 분말의 첨가량 범위내에서 소결 샘플의 밀집화의 촉진이 우세하여, Fe-C-P 액상의 형성에 의해 이 소결 샘플의 소결 밀도를 증가시키지만 (밀도비: 95%), 5 질량% 초과의 철-인 분말의 첨가량 범위내에서 우세하지 못하여, Fe-C-P 액상의 일시적인 과잉 발생에 의해 소결 밀도를 감소시켜, 인접한 분말간의 공간을 확장시키고 그리고 액상 수축으로 인해 밀집화를 방지하게 된다. 그 결과, 소결 샘플의 마멸 깊이, 산화로 인한 중량 증가 및 부식 면적비는 5 질량% 이하의 철-인 분말의 첨가량 범위로 감소되기 쉽지만, 소결 밀도의 감소를 받게 되는 5 질량% 초과의 철-인 분말의 첨가량 범위로 증가된다.

5 질량% 초과의 철-인 분말로 제조되는 소결 샘플 67 에 있어서, Fe-P-C 액상이 과잉 형성되어, 소결 샘플의 형상 손실을 유발한다.

이러한 방식으로, 소결 동안 소결 샘플의 밀집화의 촉진을 위해서는 철-인 분말의 첨가가 필요하고, 그리하여 이 소결 샘플의 내마모성을 향상시키고 그리고 철-인 분말의 첨가량이 1 ~ 5 질량% 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

( 실시예 5)

철 합금 분말 A 등의 혼합비와 조성에 대하여 실시예 1 에서의 소결 샘플 06 과 동일한 방식으로 원료 분말이 준비되었고, 실시예 1 에서와 같이 동일한 방식으로 압축되며, 그리고 실시예 1 에서의 소결 온도 대신에 표 9 에 도시된 각각의 소결 온도들에서 소결되어, 필라 형태, 정사각형 필라 형태 및 얇은 플레이트 형태로 소결 샘플들 61 ~ 66 을 형성한다. 소결 샘플들에 대하여, 상 A 및 상 B 에서 탄화물의 평균 입자 직경, 상 A 의 비, 상 A 의 최대 치수, 열팽창 계수, 산화 시험 후의 중량 증가 및 롤-온-디스크 마멸 시험 후의 마멸 깊이를 실시예 1 과 동일한 방식으로 측정하였다. 그 결과들을 표 9 에 열거하였다. 표 9 에서, 실시예 1 에서 얻은 소결 샘플 06 의 결과들을 함께 열거하였다.

표 9 에 도시된 소결 샘플들 06 및 68 ~ 73 을 참조하면, 소결 온도의 영향을 알 수 있다. 950℃ 의 소결 온도에서 소결된 소결 샘플 68 에 있어서, 소결 온도는 Fe-P 액상이 형성되는 온도보다 작기 때문에, Fe-P-C 액상은 형성되지 않아, 소결 샘플의 밀집화의 열화를 유발시키고 그리하여 소결 샘플의 밀도 감소를 유발한다 (밀도비 : 82%). 그리하여, 산화로 인한 중량 증가 및 소결 샘플의 부식 면적비는 비교적 진전된다. 더욱이, Fe-P-C 액상이 형성되지 않아 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 10 ㎛ 미만의 범위로 감소되기 때문에 소결은 능동적으로 실시되지 않아, 소결 샘플의 소결 밀도의 감소로 인해 유래하는 소결 샘플의 강도 감소에 의해 크롬 탄화물의 입자 크기의 감소 및 소결 샘플의 내마모성의 감소로 인해 소결 샘플의 마멸 깊이가 증가된다.

한편, 1000℃ 의 소결 온도에서 소결되는 소결 샘플 69 에 있어서, Fe-P-C 액상이 충분히 형성되어, 소결 샘플의 밀집화를 향상시키고 그리하여 소결 샘플의 밀도를 증가시킨다 (밀도비 : 87%). 그리하여, 산화로 인한 중량 증가 및 소결 샘플의 부식 면적비가 저감된다. 더욱이, Fe-P-C 액상이 충분히 형성되어 상 A 에 석출된 크롬 탄화물의 입자 크기가 10 ㎛ 초과의 범위로 증가되기 때문에, 소결은 능동적으로 실시된다. 그리하여, 소결 샘플의 소결 밀도의 증가로 인해 유래하는 소결 샘플의 강도 증가로 인해 소결 샘플의 마멸 깊이가 감소된다.

소결 온도가 많이 증가되면, 소결은 능동적으로 실시되어, 소결 온도가 증가함에 따라, 소결 샘플의 밀집화를 촉진시키고 그리하여 산화로 인한 소결 샘플의 중량을 감소시킨다. 하지만, 소결 활성의 증가와 함께 상 A 및 상 B 에 포함된 각각의 원소들의 확산으로 인해, 상 A 및 상 B 간의 농도 차이는 작게 되어, 상 B 에 포함된 크롬 탄화물은 상 A 에 포함된 크롬 탄화물에 비하여 현저하게 성장한다. 상 B 에서 크롬 탄화물의 성장은 기재의 소성 유동을 방지하여, 소결 샘플의 마멸 깊이를 어느 정도로 감소시키는데 기여한다. 하지만, 크롬 탄화물이 너무 성장하면 상대 부품 (롤링 부재) 으로의 어택을 증가시켜, 상대 부재의 마멸 분말은 마멸제로서 사용된다. 게다가, 크롬 탄화물이 너무 성장하면 탄화물의 석출 영역을 감소시켜, 인접한 탄화물간의 공간이 확장되어, 금속의 접착 기점의 개수가 증가한다. 그 결과, 소결 샘플의 마멸이 증가한다.

이러한 방식으로, 소결 온도는 1000 ~ 1200℃ 범위로 설정됨이 확인된다.

( 실시예 6)

표 10 에 도시된 각각의 조성들을 가진 철 합금 분말들 A 및 철 합금 분말들 B 가 준비되었고, 실시예 1 에 사용된 철-인 합금 분말, 니켈 분말 및 흑연 분말을 표 10 에 도시한 비들로 혼합하여, 각각의 원료 분말들을 배합한다. 그리하여 얻어진 원료 분말들은 실시예 1 과 동일한 방식으로 압축 및 소결되어, 필라 형상, 정사각형 필라 형상, 및 얇은 플레이트 형상의 소결 샘플들 74 ~ 100 을 형성한다. 소결 샘플들의 조성들을 표 11 에 열거하였다. 소결 샘플들에 대하여, 상 A 및 상 B 에서의 탄화물의 평균 입자 직경, 상 A 의 비, 상 A 의 최대 치수, 열팽창 계수, 산화 시험 후의 중량 증가, 부식 면적비 및 롤-온-디스크 마멸 시험 후의 마멸 깊이를 실시예 1 과 동일한 방식으로 측정하였다. 그 결과들을 표 11 에 열거하였다. 표 10 및 표 11 에서, 실시예 1 에서 얻은 소결 샘플 06 의 조성 및 측정 결과들을 함께 열거하였다.

표 10 및 표 11 에 도시된 소결 샘플들 06 및 74 ~ 86 을 참조하면, 첨가 원소로서 몰리브덴 (Mo) 의 영향을 알 수 있다. 소결 샘플 06 및 74 ~ 78 에 있어서, 철 합금 분말 A 에 몰리브덴이 첨가되고, 소결 샘플 06 및 79 ~ 83 에 있어서, 철 합금 분말 B 에 몰리브덴이 첨가되며, 소결 샘플 06 및 84 ~ 86 에 있어서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 둘 다에 몰리브덴이 첨가된다.

몰리브덴은 높은 탄화물 형성도 (formability) 를 가지고, 철 합금 분말 A 에 몰리브덴이 첨가되는 경우, 철 합금 분말 B 에 몰리브덴이 첨가되는 경우, 및 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 둘 다에 몰리브덴이 첨가되는 경우 중 어떠한 경우에, 대응하는 소결 샘플의 내마모성이 향상되고, 그리고 몰리브덴의 첨가량이 증가됨에 따라 대응하는 소결 샘플의 마멸 깊이는 감소된다. 더욱이, 전술한 바와 같이 어떠한 경우에, 몰리브덴의 첨가량이 증가됨에 따라 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가는 저감되기 쉽다.

하지만, 어떠한 경우에, 몰리브덴의 첨가량이 증가함에 따라 소결 샘플의 열팽창 계수는 감소되기 쉽고, 5 질량% 초과의 첨가량을 포함하는 소결 샘플 78, 83 및 86 에 있어서, 대응하는 소결 샘플의 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소된다.

이러한 방식으로, 몰리브덴의 첨가로 대응하는 소결 샘플의 내마모성 및 내산화성을 향상시키지만, 몰리브덴의 첨가량이 대응하는 소결 샘플의 조성에 대하여 5 질량% 초과하면, 대응하는 소결 샘플의 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소되기 때문에, 몰리브덴의 첨가량은 대응하는 소결 샘플의 조성에 대하여 5 질량% 이하의 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

표 10 및 표 11 에 도시된 소결 샘플들 06 및 87 ~ 100 을 참조하면, 첨가 원소로서 바나듐 (V) 의 영향을 알 수 있다. 소결 샘플 06 및 87 ~ 91 에 있어서, 철 합금 분말 A 에 바나듐이 첨가되고, 소결 샘플 06 및 92 ~ 96 에 있어서, 철 합금 분말 B 에 바나듐이 첨가되며, 소결 샘플 06 및 97 ~ 100 에 있어서, 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 둘 다에 바나듐이 첨가된다.

바나듐은 높은 탄화물 형성도를 가지고, 철 합금 분말 A 에 바나듐이 첨가되는 경우, 철 합금 분말 B 에 바나듐이 첨가되는 경우, 및 철 합금 분말 A 및 철 합금 분말 B 둘 다에 바나듐이 첨가되는 경우 중 어떠한 경우에, 대응하는 소결 샘플의 내마모성이 향상되고, 그리고 바나듐의 첨가량이 증가됨에 따라 대응하는 소결 샘플의 마멸 깊이는 감소된다. 더욱이, 전술한 바와 같이 어떠한 경우에, 바나듐의 첨가량이 증가됨에 따라 산화로 인한 소결 샘플의 중량 증가는 저감되기 쉽다.

하지만, 어떠한 경우에, 바나듐의 첨가량이 증가함에 따라 소결 샘플의 열팽창 계수는 감소되기 쉽고, 5 질량% 초과의 첨가량을 포함하는 소결 샘플 91, 96 및 100 에 있어서, 대응하는 소결 샘플의 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 미만의 범위로 감소된다.

이러한 방식으로, 바나듐의 첨가로 대응하는 소결 샘플의 내마모성 및 내산화성을 향상시키지만, 바나듐의 첨가량이 대응하는 소결 샘플의 조성에 대하여 5 질량% 초과하면, 대응하는 소결 샘플의 열팽창 계수는 16 × 10^-6 K^-1 범위로 감소되기 때문에, 바나듐의 첨가량은 대응하는 소결 샘플의 조성에 대하여 5 질량% 이하의 범위로 설정되어야 함이 확인된다.

본 발명은 전술한 실시예들을 참조하여 자세히 설명하였지만, 본원은 상기 설명에 제한되지 않고, 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한, 어떠한 유형의 변경 및 수정을 할 수도 있다.

본 발명의 소결 합금은, 5 ~ 50 ㎛ 의 평균 입자 직경내의 석출된 금속 탄화물을 포함하는 상 A 가 10 ㎛ 이하의 평균 입자 직경내의 석출된 금속 탄화물을 포함하는 상 B 에 랜덤하게 분산되는 이러한 금속 조직 등을 나타내고 그리고 고온에서 우수한 내열성, 내부식성 및 내마모성을 나타낸다. 더욱이, 소결 합금은 오스테나이트계 기재를 가지기 때문에, 이 소결 합금은 오스테나이트계 내열성 재료 중 하나와 유사한 열팽창 계수를 가진다. 게다가, 소결 합금은 그 내부에 구리를 가지기 때문에, 소결 합금은 염 손상에 대하여 내부식성을 가진다. 이러한 관점에서, 소결 합금은 내열성, 내부식성 및 내마모성 등을 필요로 하는 터보과급기용 터보 부품 및 베어링에 바람직하다.

Claims

오스테나이트계 조직을 갖고, 질량% 로, Cr : 10.37 ~ 39.73, Ni : 5.10 ~ 24.89, Si : 0.14 ~ 2.52, Cu : 1.0 ~ 10.0, P : 0.1 ~ 1.5, C : 0.18 ~ 3.20, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 본질적으로 이루어지는 소결 합금으로서,
상 A 가 10 ~ 50 ㎛ 의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하고,
상 B 가 10 ㎛ 이하의 평균 입자 직경을 가진 석출된 금속 탄화물을 포함하며,
상기 상 A 는 상기 상 B 에 랜덤하게 분산되고, 상기 상 A 에서의 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DA) 은 상기 상 B 의 석출된 금속 탄화물의 평균 입자 직경 (DB) 보다 더 큰, 소결 합금.
제 1 항에 있어서,
상기 상 A 의 최대 치수는 500 ㎛ 이하의 범위내에 있고, 상기 상 A 는 상기 상 A 및 상기 상 B 의 전체 영역의 20 ~ 80% 를 점유하는, 소결 합금.
제 1 항에 있어서,
추가로, 5 질량% 이하의 Mo, V, W, Nb 및 Ti 로 이루어진 그룹으로부터 선택되는 적어도 하나로 이루어지는, 소결 합금.
오스테나이트계 조직을 갖는 소결 합금의 제조 방법으로서,
질량% 로, Cr : 25 ~ 45, Ni : 5 ~ 15, Si : 1.0 ~ 3.0, Cu : 0.5 ~ 4.0, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어지는 철 합금 분말 A 를 준비하는 단계,
질량% 로, Cr : 12 ~ 25 (25 제외), Ni : 5 ~ 15, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어지는 철 합금 분말 B 를 준비하는 단계,
질량% 로, P : 10 ~ 30 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어진 철-인 분말 또는 질량% 로, P : 5 ~ 25 및 잔부로서 Cu 및 불가피한 불순물들로 이루어진 구리-인 분말, 니켈 분말, 구리 분말이나 구리 합금 분말, 및 흑연 분말을 준비하는 단계,
상기 철 합금 분말 A 및 상기 철 합금 분말 B 의 전체에 대한 철 합금 분말 A 의 비가 20 ~ 80 질량% 범위가 되도록 상기 철 합금 분말 A 및 상기 철 합금 분말 B 를 혼합하고 그리고 상기 철-인 분말, 상기 니켈 분말, 상기 구리 분말이나 상기 구리 합금 분말 및 상기 흑연 분말을 첨가함으로써, 질량% 로, Cr : 10.37 ~ 39.73, Ni : 5.10 ~ 24.89, Si : 0.14 ~ 2.52, Cu : 1.0 ~ 10.0, P : 0.1 ~ 1.5, C : 0.18 ~ 3.20, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물들로 이루어지는 원료 분말을 배합하는 단계,
상기 원료 분말을 가압하여 컴팩트를 얻는 단계, 및
상기 컴팩트를 소결하는 단계를 포함하는, 소결 합금의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 철 합금 분말 A 의 최대 입자 직경은 300 ㎛ 이하의 범위 (50 메시의 시브를 통과하는 분말에 대응) 로 설정되는, 소결 합금의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 니켈 분말의 최대 입자 직경은 74 ㎛ 이하의 범위 (200 메시의 시브를 통과하는 분말에 대응) 로 설정되는, 소결 합금의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 구리 합금 분말은 구리-니켈 합금 분말인, 소결 합금의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 철 합금 분말 A 및 상기 철 합금 분말 B 중 하나 또는 둘 다에 대하여 5 질량% 이하로 Mo, V, W, Nb 및 Ti 로 이루어진 그룹으로부터 선택되는 적어도 하나를 첨가하는 단계를 더 포함하는, 소결 합금의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 소결시 소결 온도는 1000 ~ 1200 ℃ 의 범위로 설정되는, 소결 합금의 제조 방법.