TW202118566A - 燒結構件及燒結構件的製造方法 - Google Patents

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Abstract

一種以Fe作為主成分的燒結構件，具有：含有Ni、Cr、Mo、及C，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成；以及麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織，其中，當將該燒結構件中包含的元素的合計含量設為100質量%時，於該燒結構件中所占的Ni的含量超過2質量%且為6質量%以下，自該燒結構件的表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度為100 HV以下。

Description

燒結構件及燒結構件的製造方法
本公開係關於一種燒結構件及燒結構件的製造方法。
本申請係主張基於2019年10月3日申請的日本專利申請案第2019-182667號的優先權，該日本專利申請案中記載的全部記載內容係藉由參照而併入本申請中。
專利文獻1公開了一種Fe-Ni-Cr-Mo-C系燒結材料。該燒結材料中的Ni的含量為0.5質量%~2.0質量%。  ＜先前技術文獻＞ ＜專利文獻＞
專利文獻1：日本特開2016-121367號公報
根據本公開的燒結構件係以Fe作為主成分的燒結構件，具有：含有Ni、Cr、Mo、及C，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成；以及麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織，其中，當將該燒結構件中包含的元素的合計含量設為100質量%時，於該燒結構件中所占的Ni的含量超過2質量%且為6質量%以下，自該燒結構件的表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度為100 HV以下。
根據本公開的燒結構件的製造方法包括：準備包含鐵基合金粉末、Ni粉末及C粉末的原料粉末的工序；對該原料粉末進行加壓成形以製作壓粉成形體的工序；以及對該壓粉成形體進行燒結的工序，其中，該準備工序中的該鐵基合金粉末具有含有Cr及Mo，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，當將該原料粉末的全體設為100質量%時，於該原料粉末中所占的該Ni粉末的含量超過2質量%且為6質量%以下，該燒結工序的冷卻過程中的冷卻速度為1℃/sec以上。
[本公開的實施方式的說明]  本發明的發明人針對進一步具有高硬度和高韌性的燒結構件的製造方法進行了深入研究。結果發現，藉由滿足以下的（a）和（b）兩者，從而能夠獲得具有高硬度和高韌性的燒結構件。
（a）作為原料粉末，並非準備包含大量的Ni作為鐵基合金粉末的合金成分的原料粉末，而是準備包含鐵基合金粉末和獨立於鐵基合金粉末的大量的Ni粉末的原料粉末。
（b）在燒結工序的冷卻過程中進行快速冷卻。
本公開係基於以上發現而獲得。首先以列舉的方式對本公開的實施方式進行說明。
（1）根據本公開的一個實施方式的燒結構件係以Fe作為主成分的燒結構件，具有：含有Ni、Cr、Mo、及C，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成；以及麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織，其中，當將該燒結構件中包含的元素的合計含量設為100質量%時，於該燒結構件中所占的Ni的含量超過2質量%且為6質量%以下，自該燒結構件的表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度為100 HV以下。
上述燒結構件兼具高硬度和高韌性。作為高硬度的原因，可以舉出具有上述組成、Ni的含量並未過高、以及具有高硬度的麻田散鐵相。作為高韌性的原因，可以舉出Ni的含量較高、以及具有高韌性的殘留沃斯田鐵相。另外，上述燒結構件自燒結構件的表面至預定深度具有均勻的硬度。其原因在於，上述維氏硬度的變動幅度較小。
（2）作為上述燒結構件的一個實施方式，可以舉出Cr含量為2質量%以上且4質量%以下，Mo含量為0.2質量%以上且0.9質量%以下，C的含量為0.2質量%以上且1.0質量%以下。
上述燒結構件具有高硬度。其原因在於，上述各元素的含量滿足上述範圍，對此稍後將詳細說明。
（3）作為上述燒結構件的一個實施方式，可以舉出該燒結構件的任意的剖面中的該殘留沃斯田鐵相的面積比例為5%以上。
上述燒結構件具有優異的韌性。其原因在於，高韌性的殘留沃斯田鐵相的面積比例較高。
（4）作為上述燒結構件的一個實施方式，可以舉出在旋轉彎曲疲勞試驗中耐受107 次反覆彎曲試驗的應力幅度為420 MPa以上。
上述燒結構件具有優異的韌性。其原因在於，由於應力幅度較高，因此彎曲疲勞強度優異。
（5）根據本公開的一個實施方式的燒結構件的製造方法包括：準備包含鐵基合金粉末、Ni粉末及C粉末的原料粉末的工序；對該原料粉末進行加壓成形以製作壓粉成形體的工序；以及對該壓粉成形體進行燒結的工序，其中，該準備工序中的該鐵基合金粉末具有含有Cr及Mo，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，當將該原料粉末的全體設為100質量%時，於該原料粉末中所占的該Ni粉末的含量超過2質量%且為6質量%以下，該燒結工序的冷卻過程中的冷卻速度為1℃/sec以上。
上述燒結構件的製造方法能夠製造兼具高硬度和高韌性的燒結構件。其原因在於，藉由滿足以下的（a）和（b）兩者，從而能夠形成高硬度的麻田散鐵相與高韌性的殘留沃斯田鐵相的混合相組織。
（a）作為原料粉末，準備包含鐵基合金粉末、獨立於鐵基合金粉末的大量的Ni粉末、以及C粉末的原料粉末。
（b）在燒結工序的冷卻過程中進行快速冷卻。
另外，藉由滿足上述（b），從而能夠減小自燒結構件的表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度。因此，能夠使自燒結構件的表面至預定深度的硬度均勻。
《本公開的實施方式的詳細內容》  以下對本公開的實施方式的詳細內容進行說明。
《實施方式》  [燒結構件]  參照圖1、圖2、圖3A、圖3B、圖4A、圖4B對根據實施方式的燒結構件1進行說明。燒結構件1以Fe（鐵）作為主成分。燒結構件1具有含有Ni（鎳）、Cr（鉻）、Mo（鉬）、及C（碳），並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。燒結構件1的特徵之一在於以下的要件（a）至要件（c）。
（a）Ni的含量較高。
（b）具有特定的組織。
（c）進行了燒結硬化（sinter hardening）處理。
以下詳細進行說明。
[組成]  （Ni）  Ni用於提高燒結構件1的韌性。由於Ni能夠在燒結構件1的製造構成中提高淬透性，因此亦有助於提高燒結構件1的硬度。以下，有時將燒結構件1的製造過程簡稱為製造過程。Ni的含量超過2質量%且為6質量%以下。由於Ni的含量超過2質量%，因此燒結構件1的韌性優異。其原因在於，Ni的含量較高。由於Ni的含量較高，因此一部分Ni與Fe合金化，剩餘的Ni未合金化而是作為純Ni存在。該作為純Ni存在的部分有助於韌性的提高。由於Ni的含量為6質量%以下，因此燒結構件1的硬度優異。其原因在於，Ni的含量過高，因此能夠對硬度的降低進行抑制。因此，藉由使Ni的含量滿足上述範圍，從而能夠使燒結構件1兼具高硬度和高韌性。Ni的含量進一步優選為2.5質量%以上且5.5質量%以下，特別優選為3質量%以上且5質量%以下。Ni的含量是指當將燒結構件1中包含的元素的合計含量設為100質量%時，於燒結構件1中所占的Ni的含量。關於此點，對於後述的Cr、Mo、C亦相同。
（Cr）  Cr用於提高燒結構件1的硬度。其原因在於，Cr能夠在製造過程中提高淬透性。Cr的含量例如優選為2質量%以上且4質量%以下。如果Cr的含量為2質量%以上，則燒結構件1的硬度優異。如果Cr的含量為4質量%以下，則能夠對燒結構件1的韌性的降低進行抑制。Cr的含量進一步優選為2.2質量%以上且3.8質量%以下，特別優選為2.5質量%以上且3.5質量%以下。
（Mo）  Mo用於提高燒結構件1的硬度。其原因在於，Mo能夠在製造過程中提高淬透性。Mo的含量例如優選為0.2質量%以上且0.9質量%以下。如果Mo的含量為0.2質量%以上，則燒結構件1的硬度優異。如果Mo的含量為0.9質量%以下，則能夠對燒結構件1的韌性的降低進行抑制。Mo的含量進一步優選為0.3質量%以上且0.8質量%以下，特別優選為0.4質量%以上且0.7質量%以下。
（C）  C用於提高燒結構件1的硬度。C易於在製造構成中引起Fe-C的液相的出現。該Fe-C的液相易於使空孔的角變圓。因此，在燒結構件1中，構成硬度降低的原因的空孔的銳角部較少。由此，燒結構件1的硬度易於變大。C的含量例如優選為0.2質量%以上且1.0質量%以下。如果C的含量為0.2質量%以上，則燒結構件1具有高硬度。其原因在於，在製造過程中，Fe-C的液相充分出現，並且易於有效地使空孔的角部變圓。如果C的含量為1.0質量%以下，則燒結構件1的尺寸精度優異。其原因在於，易於在製造過程中對過度生成Fe-C的液相的情況進行抑制。C的含量進一步優選為0.3質量%以上且0.95質量%以下，特別優選為0.4質量%以上且0.9質量%以下。
燒結構件1的組成可以藉由利用ICP（感應耦合電漿）發光分光分析法（Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry：ICP-OES）等進行成分分析來確認。
[組織] 燒結構件1的組織具有麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織（圖3A、圖3B、圖4A、圖4B）。如稍後詳細的說明，圖3A、圖3B、圖4A、圖4B是燒結構件1的剖面的顯微鏡照片。各圖的箭頭頂端的白色部分是殘留沃斯田鐵相，該殘留沃斯田鐵相的周圍的部分是麻田散鐵相。由於燒結構件1具有麻田散鐵相，因此具有高硬度。由於燒結構件1具有殘留沃斯田鐵相，因此具有高韌性。
殘留沃斯田鐵相的面積比例例如優選為5%以上。如此一來，由於高韌性的殘留沃斯田鐵相的面積比例較高，因此燒結構件1的韌性優異。殘留沃斯田鐵相的面積比例例如優選為50%以下。如此一來，殘留沃斯田鐵相的面積比例不會過大。亦即，麻田散鐵相的面積比例易於變大。由此，燒結構件1具有高硬度和高韌性。殘留沃斯田鐵相的面積比例進一步優選為10%以上且45%以下，特別優選為15%以上且40%以下。如稍後詳細的說明，殘留沃斯田鐵相的面積比例是指燒結構件1的剖面中的殘留沃斯田鐵相的合計面積與顯微鏡照片的全體面積的比例。
[特性] （硬度） 燒結構件1具有高硬度。其原因在於，燒結構件1的維氏硬度較大，並且維氏硬度的變動幅度較小（圖2的圖表中示出的圓圈標記）。稍後將對圖2的圖表的具體內容進行說明。燒結構件1的維氏硬度為615 HV以上。燒結構件1的維氏硬度的變動幅度為100 HV以下。因此，燒結構件1自表面至上述預定深度具有高硬度且均勻的硬度。由於該燒結構件1的維氏硬度的變動幅度較小，因此進行了在燒結過程的冷卻過程中進行快速冷卻的燒結硬化處理。對於該燒結構件1，由於進行了燒結硬化處理，因此未進行燒結後的淬火和回火。未進行燒結硬化處理且在燒結後進行了淬火和回火的燒結構件1的維氏硬度的變動幅度例如超過100 HV。
燒結構件1的維氏硬度進一步優選為620 HV以上，特別優選為625 HV以上。上述維氏硬度的變動幅度進一步優選為75 HV以下，特別優選為50 HV。如稍後詳細的說明，燒結構件1的維氏硬度是在燒結構件1的剖面中於自燒結構件1的表面至預定深度之間的複數個位置處測定出的維氏硬度的平均值。如稍後詳細的說明，燒結構件1的維氏硬度的變動幅度是指在燒結構件1的剖面中於自表面至預定深度之間測定出的維氏硬度之中的最大值與最小值之差。
（韌性） 燒結構件1具有高韌性。其原因在於，在稍後將詳細說明的小野式旋轉彎曲疲勞試驗中耐受107 次反覆彎曲試驗的應力幅度較大，彎曲疲勞強度優異。耐受107 次反覆彎曲試驗的應力幅度優選為420 MPa以上。耐受107 次反覆彎曲試驗的應力幅度進一步優選為423 MPa以上，特別優選為425 MPa以上。
[用途]  根據實施方式的燒結構件1可以適合地用於各種一般構造用零件。作為一般構造用零件，可以舉出機械零件等。作為機械零件，例如可以舉出電磁聯軸器的凸輪零件、行星齒輪架、鏈輪、轉子、齒輪、環、法蘭盤、皮帶輪、軸承等。
[作用功效]  根據本實施方式的燒結構件1兼具高硬度和高韌性。其原因在於，由於Ni的含量較高使得韌性優異，並且由於Ni的含量並未過高從而能夠對硬度的降低進行抑制。此外，其原因在於，燒結構件1具有高硬度的麻田散鐵相與高韌性的殘留沃斯田鐵相的混合相組織。另外，燒結構件1自表面至預定深度具有均勻的硬度。其原因在於，燒結構件1的上述維氏硬度的變動幅度較小。
[燒結構件的製造方法]  根據本實施方式的燒結構件的製造方法包括準備原料粉末的工序、製作壓粉成形體的工序、以及對壓粉成形體進行燒結的工序。燒結構件的製造方法的特徵之一在於滿足以下的要件（a）和（b）兩者。
（a）在準備工序中，作為原料粉末，準備包含鐵基合金粉末、獨立於鐵基合金粉末的大量的Ni粉末、以及C粉末的原料粉末。
（b）在燒結工序中，於冷卻過程中進行快速冷卻。
以下依次對各工序進行說明。
[準備工序]  在該工序中，準備包含鐵基合金粉末、Ni粉末及C粉末的原料粉末。
（鐵基合金粉末）  鐵基合金粉末具有含有Cr及Mo，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。鐵基合金中的Cr和Mo的含量在後述的燒結工序之後亦被維持。亦即，鐵基合金中的Cr和Mo的含量在上述的燒結構件1中被維持。如上所述，鐵基合金中的Cr的含量例如優選為2質量%以上且4質量%以下，進一步優選為2.2質量%以上且3.8質量%以下，特別優選為2.5質量%以上且3.5質量%以下。另外，如上所述，鐵基合金中的Mo的含量例如優選為0.2質量%以上且0.9質量%以下，進一步優選為0.3質量%以上且0.8質量%以下，特別優選為0.4質量%以上且0.7質量%以下。將Cr和Mo的含量設定在上述範圍內的原因如上所述。Cr和Mo的含量是指鐵基合金中包含的元素的合計含量設為100質量%時，於鐵基合金中所占的Cr和Mo的含量。
鐵基合金粉末的平均粒徑例如可以為50 μm以上且150 μm以下。平均粒徑在上述範圍內的鐵基合金粉末易於處理和進行加壓成形。平均粒徑為50 μm以上的鐵基合金粉末易於確保其流動性。平均粒徑為150 μm以下的鐵基合金粉末易於獲得具有緻密的組織的燒結構件1。鐵基合金粉末的平均粒徑進一步可以為55 μm以上且100 μm以下。「平均粒徑」是藉由雷射衍射式粒度分布測定裝置測定出的體積粒度分布中的累積體積為50%的粒徑（D50）。對於此點，後述的Ni粉末和C粉末的平均粒徑亦相同。
（Ni粉末）  Ni粉末可以舉出純Ni粉末。Ni粉末的含量在後述的燒結步驟之後亦被維持。亦即，Ni粉末的含量在上述的燒結構件1中被維持。如上所述，Ni粉末的含量可以超過2質量%且為6質量%以下，進一步優選為2.5質量%以上且5.5質量%以下，特別優選為3質量%以上且5質量%以下。由於Ni粉末的含量較高，因此一部分Ni因燒結工序而與Fe合金化，剩餘的Ni未合金化而是作為純Ni存在。此外，形成麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織。因此，易於製造韌性優異的燒結構件1。另外，由於Ni粉末的含量不會過高，因此易於對硬度的降低進行抑制。由此，藉由使Ni粉末的含量滿足上述範圍時，從而能夠製造兼具高強度和高韌性的燒結構件1。Ni粉末的含量是指當將原料粉末的全體設為100質量%時，於原料粉末中所占的Ni粉末的含量。
Ni粉末的平均粒徑對殘留沃斯田鐵相的分布狀態產生影響。Ni粉末的平均粒徑例如可以為1 μm以上且40 μm以下。平均粒徑為40 μm以下的Ni粉末易於使殘留沃斯田鐵相均等地分布。平均粒徑為1 μm以上的Ni粉末由於易於處理，因此能夠提高製造作業性。Ni粉末的平均粒徑可以進一步為1 μm以上且30 μm以下，特別可以為1 μm以上且20 μm以下。
（C粉末）  C粉末在燒結工序的升溫過程中變成Fe-C的液相，並且使燒結構件1中的空孔的角變圓從而提高燒結構件1的硬度。與Ni粉末等同樣，C粉末的含量在後述的燒結工序之後亦被維持。亦即，原料粉末中的C粉末的含量在上述的燒結構件1中被維持。如上所述，C粉末的含量例如優選為0.2質量%以上且1.0質量%以下，進一步優選為0.3質量%以上且0.95質量%以下，特別優選為0.4質量%以上且0.9質量%以下。
C粉末的平均粒徑優選小於鐵基合金粉末的平均粒徑。小於鐵基合金粉末的C粉末由於易於均勻地分散在鐵基合金粉末中，因此易於進行合金化。C粉末的平均粒徑例如可以為1 μm以上且30 μm以下，可以進一步為10 μm以上且25 μm以下。從生成Fe-C的液相的觀點來看，優選C粉末的平均粒徑較大，但是如果過大，則會由於液相出現的時間變長使得空孔變得過大從而導致缺陷。
（其他）  原料粉末可以含有潤滑劑。潤滑劑用於提高原料粉末成形時的潤滑性並提高成形性。潤滑劑的種類例如可以舉出高級脂肪酸、金屬皂、脂肪酸醯胺、高級脂肪酸醯胺等。可以使用公知的潤滑劑作為該些潤滑劑。潤滑劑的存在形態可以是固體狀、粉末狀或液體狀等任意形態。可以單獨使用或組合使用該些潤滑劑中的至少一種作為潤滑劑。當將原料粉末設為100質量%時，原料粉末中的潤滑劑的含量例如為0.1質量%以上且2.0質量%以下，可以進一步為0.3質量%以上且1.5質量%以下，可以特別為0.5質量%以上且1.0質量%以下。
原料粉末可以包含有機粘合劑。可以使用公知的有機粘合劑。當將原料粉末設為100質量%時，有機粘合劑的含量可以為0.1質量%以下。如果有機粘合劑的含量為0.1質量%以下，則能夠增大成形體中所含的金屬粉末的比例，從而易於獲得緻密的壓粉成形體。在不包含有機粘合劑的情況下，無需在後續工序中對壓粉成形體進行脫脂。
[壓粉成形體的製造方法]  在該工序中，對原料粉末進行加壓成形以製作壓粉成形體。關於製作的壓粉成形體的形狀，可以適當地選擇，例如可以舉出柱狀或筒狀等。為了製作壓粉成形體，例如可以使用能夠進行單軸加壓的模具。單軸加壓是指沿柱狀或筒狀的軸向進行加壓成形。
由於成形壓力越高，則越能夠使壓粉成形體高密度化，因此越能夠使燒結構件1高密度化和高硬度化。成形壓力例如可以為400 MPa以上，可以進一步為500 MPa以上，可以特別為600 MPa以上。對於成形壓力的上限並無特別限定，例如可以為2000 MPa，可以進一步為1000 MPa，可以特別為900 MPa。
可以適當地對該壓粉成形體進行切削加工。切削加工可以利用公知的加工。
[燒結工序]  在該工序中，對壓粉成形體進行燒結。藉由對壓粉成形體進行燒結，從而獲得原料粉末的顆粒彼此結合的燒結構件1。在壓粉成形體的燒結中可以使用連續燒結爐。連續燒結爐具有燒結爐、以及與燒結爐的下游連續的快速冷卻室。
燒結條件可以根據原料粉末的組成來適當地選擇。燒結溫度例如可以為1050℃以上且1400℃以下，可以進一步為1100℃以上且1300℃以下。燒結時間例如可以為10分鐘以上且150分鐘以下，可以進一步為15分鐘以上且60分鐘以下。關於燒結條件，可以使用公知的條件。
燒結工序的冷卻過程中的冷卻速度可以為1℃/sec（秒）以上。由於冷卻速度為1℃/sec以上，使得燒結構件1被快速冷卻。因此，易於形成麻田散鐵相和殘留沃斯田鐵相的混合相組織。由此，製造出硬度和韌性優異的燒結構件1。特別地，C含量越高，則越易於形成麻田散鐵相，從而製造出高硬度的燒結構件1。另外，Ni粉末越多，則越易於形成殘留沃斯田鐵相，從而易於製造出高韌性的燒結構件1。另外，藉由對燒結構件1進行快速冷卻，從而易於製造出自表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度較小的燒結構件1。具體而言，製造出上述維氏硬度的變動幅度為100 HV以下的燒結構件1。冷卻速度進一步優選為2℃/sec以上，特別優選為5℃/sec以上。冷卻速度的上限例如可以為1000℃/sec，可以進一步為500℃/sec，可以特別為200℃/sec。
關於冷卻方法，可以舉出向燒結構件1噴射冷卻氣體。關於冷卻氣體的種類，可以舉出氮氣或氬氣等惰性氣體。
[其他工序]  燒結構件的製造方法還可以包括進行精製加工的工序。
（進行精製加工的工序）  在該工序中，使燒結構件1的尺寸符合設計尺寸。作為精製加工，例如可以舉出尺寸精整（sizing）或對燒結構件1的表面進行拋光等。特別地，拋光加工易於減小燒結構件1的表面粗糙度。
[用途]  根據實施方式的燒結構件的製造方法可以適當地應用於上述的各種一般構造用零件的製造。
[作用功效]  本實施方式的燒結構件的製造方法能夠製造兼具高硬度和高韌性的燒結構件1。在燒結構件的製造方法中，在準備工序中準備Ni粉末的含量較高的原料粉末，並在燒結工序的冷卻過程中快速冷卻。因此，在燒結構件的製造方法中，存在未進行合金化而韌性優異的純Ni。此外，燒結構件的製造方法能夠形成高硬度的麻田散鐵相與高韌性的殘留沃斯田鐵相的混合相組織。在燒結構件的製造方法中，在準備工序中準備Ni粉末的含量不過度高的原料粉末，並在燒結工序的冷卻過程中快速冷卻。因此，燒結構件的製造方法能夠對高韌性的殘留沃斯田鐵相的過度形成進行抑製。另外，該燒結構件的製造方法能夠製造自表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度較小的燒結構件1。
《試驗例》  在該試驗例中，對燒結構件的硬度和韌性進行了評估。
〔試料1號、試料2號〕  以與上述的燒結構件的製造方法同樣的方式，經過準備原料粉末的工序、製作壓粉成形體的工序、以及對壓粉成形體進行燒結的工序而製作了試料1號、試料2號。
[準備工序]  作為原料粉末，準備包含鐵基合金粉末、Ni粉末以及C粉末的混合粉末。
鐵基合金粉末具有含有Cr及Mo，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的複數個鐵合金顆粒。於鐵基合金中所占的Cr的含量和Mo的含量如表1所示。亦即，鐵基合金中的Cr的含量為3.0質量%，鐵基合金中的Mo的含量為0.5質量%。表1所示的「－」表示不包含相應的元素。
於原料粉末中所占的Ni粉末和C粉末的含量如表1所示。在試料1號中，Ni粉的含量為3質量%，C粉的含量為0.65質量%，Fe粉的含量為剩餘部分。在試料2號中，Ni粉的含量為4質量%，C粉的含量為0.75質量%，Fe粉的含量為剩餘部分。
[製作壓粉成形體的工序]  對原料粉末進行加壓成形以製作壓粉成形體。成形壓力為700MPa。
[燒結工序]  對壓粉成形體進行燒結以製作燒結構件。使用具有燒結爐、以及與燒結爐的下游連續的快速冷卻室的連續燒結爐來壓粉成形體進行燒結。作為燒結條件，將燒結溫度設為1300℃，將燒結時間為15分鐘。
（冷卻過程）  在燒結工序的冷卻過程中，進行用於對燒結構件進行快速冷卻的燒結硬化處理。具體而言，使氣氛溫度自冷卻開始時起變為300℃，將冷卻速度設定為3℃/sec。藉由向燒結構件噴射作為冷卻氣體的氮氣來進行該冷卻。
〔試料101號、試料102號〕  除了於所準備的原料粉末中所占的Ni粉末的含量和C粉末的含量不同以外，以與試料1號的燒結構件同樣的方式製作了試料101、試料102號的燒結構件。具體而言，在試料101號中，將於原料粉末中所占的Ni粉末的含量設為1質量%，將於原料粉末中所占的C粉末的含量設為0.7質量%。在試料102號中，將於原料粉末中所占的Ni粉末的含量設為2質量%，將於原料粉末中所占的C粉末的含量設為0.7質量%。
〔試料110號〕  除了以下（a）至（e）各點以外，以與試料2號同樣的方式製作了試料110號。
（a）所準備的鐵基合金粉末的組成不包含Cr但包含Ni和Cu。
（b）原料粉末中不包含Ni粉末。
（c）於原料粉末中所占的C的粉末的含量不同。
（d）在燒結工序的冷卻過程中不進行快速冷卻而是進行緩慢冷卻。
（e）在燒結工序之後，進行淬火和回火。
該鐵基合金粉末具有含有Cu、Mo及Ni，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的複數個鐵合金顆粒。鐵基合金中的Cu的含量為1.5質量%。鐵基合金中的Mo的含量為0.5質量%。鐵基合金中的Ni的含量為4質量%。在試料110號中，於原料粉末中所占的C粉末的含量為0.5質量%，Fe粉末的含量為剩餘部分。
在燒結工序的冷卻過程中，對於燒結構件不進行快速冷卻而是進行緩慢冷卻。冷卻速度為約0.5℃/sec。
〔表觀密度的測定〕  利用阿基米德法對各試料的燒結構件中的表觀密度（g/cm3 ）進行測定。表觀密度藉由「（燒結構件的乾燥重量）/{（燒結構件的乾燥重量）-（燒結構件的油浸材料的水中重量）}×水的密度」來求出。燒結構件的油浸材料的水中重量是將浸漬於油中而含油的燒結構件浸漬於水中的構件的重量。N的個數為3個。3個燒結構件的測定結果的平均值作為各試料的燒結構件的表觀密度。結果如表1所示。
〔硬度的評估〕  藉由求出燒結構件的維氏硬度與自燒結構件的表面至預定深度處的維氏硬度的變動幅度，來進行燒結構件的硬度的評估。
以JIS Z 2244（2009）作為基準來進行維氏硬度的測定。從燒結構件上切下試驗片。試驗片的形狀為矩形形狀。試驗片的尺寸為55 mm×10 mm×厚度10 mm。以使試驗片的厚度方向上的一個表面由燒結構件的表面構成的方式來進行試驗片的切割。
在試驗片的剖面中的自試驗片的表面至預定深度之間，對11處的維氏硬度進行測定。試驗片的表面是指上述試驗片的厚度方向上的一個表面。沿著與試驗片的表面正交的方向的預定深度為5.0 mm。測定位置的具體位置為距表面0.1 mm的部位、以及距表面以0.5 mm的間距隔開的10處部位。N的個數為3個。
將3個試驗片的全部測定部位處的維氏硬度的平均值作為燒結構件的維氏硬度。將3個試驗片的各測定部位處的維氏硬度的平均值之中的最大值與最小值之差作為燒結構件的維氏硬度的變動幅度。其結果如表1所示。
作為代表，針對試料2號、試料101號、試料110號的燒結構件，在圖2中以圓圈標記、十字交叉標記、黑色菱形標記來表示3個試驗片的各測定部位處的維氏硬度的平均值。圖2的圖表的橫軸表示距表面的深度（mm），縱軸表示維氏硬度（HV）。
〔韌性的評估〕  藉由利用小野式旋轉彎曲疲勞試驗對應力幅度進行測定從而對燒結構件的韌性進行評估。
使用東京試驗機株式會社製的FTO-100，以JIS Z 2274（1978）為基準進行小野式旋轉彎曲疲勞試驗。從燒結構件上切下試驗片。試驗片是以JIS Z 2274（1978）的第1號試驗片為基準的試驗片。具體而言，試驗片的形狀為啞鈴狀。該試驗片具有一對粗徑部和細徑部。各粗徑部設置在試驗件的軸向上的兩端。各粗徑部的形狀為圓柱狀。各粗徑部的直徑在粗徑部的軸向上一樣。細徑部設置在兩個粗徑部之間。粗徑部與細徑部連續。細徑部的形狀為圓柱狀。細徑部具有平行部和一對彎曲部。平行部是在細徑部的軸向上的中央處沿其軸向具有一樣的直徑的部分。各彎曲部是用於連接平行部和粗徑部的部分，並且是直徑從平行部側向粗徑部側增大的部分。試驗片的軸向上的長度為90.18 mm。各粗徑部的軸向上的長度為27.5 mm，細徑部的軸向上的長度為35.18 mm。粗徑部的直徑為12 mm。平行部的直徑為8 mm。平行部的長度為16 mm。
作為測定條件，將轉數設定為3400 rpm。對在進行了107 次反覆彎曲時試驗片未斷裂的最大應力幅度進行測定。N個數為3個。將3個試驗片中的應力幅度的平均值作為燒結構件的應力幅度。結果如表1所示。
〔剖面觀察〕  對試料1號、試料2號、試料101號、試料102號的燒結構件的剖面進行觀察。
燒結構件的剖面是任意的剖面。使剖面以如下方式暴露。製備樹脂成形體，在該樹脂成形體中將藉由對燒結構件的一部分進行切割而得到的試料片埋設於環氧樹脂中。對樹脂成形體進行拋光加工。拋光加工分成兩個階段進行。作為第一階段的加工，對樹脂成形體的樹脂進行拋光，直到暴露出燒結構件的切割面。作為第二階段的加工，對暴露的切割面進行拋光。拋光是鏡面拋光。亦即，所進行觀察的剖面是鏡面拋光面。
使用Olympus公司製的GX51的光學顯微鏡對剖面進行觀察。圖3A和圖3B、圖4A和圖4B、圖5、圖6示出了試料1號、試料2號、試料101號、試料102號的燒結構件的剖面中的顯微鏡照片。圖3A、圖4A、圖5、圖6的顯微鏡照片的尺寸約為2.82 mm×2.09 mm。圖3B、圖4B的顯微鏡照片的尺寸約為1.38 mm×1.02 mm。
從各顯微鏡照片對上述4個試料中有無殘留沃斯田鐵相進行確認。在各顯微鏡照片中，為了便於說明，用箭頭表示殘留沃斯田鐵相。該箭頭的頂端的白色部分是殘留沃斯田鐵相。白色部分的周圍的部分是麻田散鐵相。需要說明的是，在圖5中，由於未觀察到殘留沃斯田鐵相，因此未標記箭頭。
求出上述5個試料中的殘留沃斯田鐵相的面積比例。在此，藉由使用Pulstec Industrial公司製的便攜式X射線殘留應力測定裝置μ-X360來求出殘留沃斯田鐵相的合計面積與測定視野的總面積的比例。測定視野的個數為2個。測定視野的尺寸為直徑2 mm。將各測定視野中的殘留沃斯田鐵相的合計面積的比例的平均值作為殘留沃斯田鐵相的面積比例。其結果如表1所示。
[表1]
Figure 02_image001
如表1所示，關於試料1號、試料2號的燒結構件，燒結構件的維氏硬度較高，且維氏硬度的變動幅度較小，並且應力幅度較大。另一方面，關於試料101號的燒結構件，雖然維氏硬度的變動幅度較小，但是維氏硬度較低且應力幅度較小。關於試料102號的燒結構件，雖然維氏硬度較高且維氏硬度變動幅度較小，但是應力幅度較小。關於試料110號的燒結構件，維氏硬度較低，且維氏硬度的變動幅度較大，並且應力幅度較小。
如圖3A、圖3B、圖4A、圖4B所示可以看出，試料1號、試料2號的燒結構件具有麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織。另一方面，如圖5、圖6所示可以看出，試料101號、試料102號的燒結構件中幾乎未觀察到或完全未觀察到殘留沃斯田鐵相，而是實質上由麻田散鐵相構成。與試料101號、試料102號的燒結構件中的殘留沃斯田鐵相的面積比例相比，試料1號、試料2號的燒結構件中的殘留沃斯田鐵相的面積比例較高。
本發明不限於該些示例，而是由申請專利範圍所示，並且意圖包括與申請專利範圍等同的含義及範圍內的所有改變。
1:燒結構件
圖1是示出根據實施方式的燒結構件的立體圖。  圖2是示出根據實施方式的燒結構件和試料2號的燒結構件的維氏硬度、試料101號的燒結構件的維氏硬度、以及試料110號的燒結構件的維氏硬度的圖表。  圖3A是示出根據實施方式的燒結構件和試料1號的燒結構件的剖面的顯微鏡照片。  圖3B是示出根據實施方式的燒結構件和試料1號的燒結構件的剖面的顯微鏡照片。  圖4A是示出根據實施方式的燒結構件和試料2號的燒結構件的剖面的顯微鏡照片。  圖4B是示出根據實施方式的燒結構件和試料2號的燒結構件的剖面的顯微鏡照片。  圖5是示出試料101號的燒結構件的剖面的顯微鏡照片。  圖6是示出試料102號的燒結構件的剖面的顯微鏡照片。  ＜發明欲解決之問題＞ 期望開發一種進一步具有高硬度和高韌性的燒結構件。
因此，本公開的一個目的在於提供一種兼具高硬度和高韌性的燒結構件。
另外，本公開的另一個目的在於提供一種燒結構件的製造方法，其能夠製造兼具高硬度和高韌性的燒結構件。
＜發明之功效＞  根據本公開的燒結構件兼具高硬度和高韌性。
根據本公開的燒結構件的製造方法能夠製造兼具高硬度和高韌性的燒結構件。
1:燒結構件

Claims (5)

  1. 一種以Fe作為主成分的燒結構件，具有：  含有Ni、Cr、Mo、及C，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成；以及  麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的混合相組織，  其中，當將該燒結構件中包含的元素的合計含量設為100質量%時，於該燒結構件中所占的Ni的含量超過2質量%且為6質量%以下，  自該燒結構件的表面至5.0 mm處的維氏硬度的變動幅度為100 HV以下。
  2. 如請求項1的燒結構件，其中，  Cr含量為2質量%以上且4質量%以下，  Mo含量為0.2質量%以上且0.9質量%以下，  C的含量為0.2質量%以上且1.0質量%以下。
  3. 如請求項1或2的燒結構件，其中，該燒結構件的任意的剖面中的該殘留沃斯田鐵相的面積比例為5%以上。
  4. 如請求項1或2的燒結構件，其中，在旋轉彎曲疲勞試驗中耐受107 次反覆彎曲試驗的應力幅度為420 MPa以上。
  5. 一種燒結構件的製造方法，包括：  準備包含鐵基合金粉末、Ni粉末及C粉末的原料粉末的工序；  對該原料粉末進行加壓成形以製作壓粉成形體的工序；以及  對該壓粉成形體進行燒結的工序，  其中，該準備工序中的該鐵基合金粉末具有含有Cr及Mo，並且剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，  當將該原料粉末的全體設為100質量%時，於該原料粉末中所占的該Ni粉末的含量超過2質量%且為6質量%以下，  該燒結工序的冷卻過程中的冷卻速度為1℃/sec以上。
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