WO1988000505A1 - Alloy steel powder for powder metallurgy - Google Patents

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WO1988000505A1
WO1988000505A1 PCT/JP1987/000501 JP8700501W WO8800505A1 WO 1988000505 A1 WO1988000505 A1 WO 1988000505A1 JP 8700501 W JP8700501 W JP 8700501W WO 8800505 A1 WO8800505 A1 WO 8800505A1
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alloy
heat treatment
composition
metallurgy
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Masaki Kawano
Kuniaki Ogura
Teruyoshi Abe
Shigeaki Takajo
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Kawasaki Steel Corporation
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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%

Definitions

  • This description relates to alloy powder for powder metallurgy used in the manufacture of various sintered parts.
  • the pure iron powder conventionally are sintered materials in the main raw material is known, because of its low such tensile strength of the sintered materials 30 ⁇ 40kgf / mm 2 extent and Mechanical Properties level, its use However, there is a drawback that the load is limited to a small load.
  • alloy components and composition ranges that do not hinder the compressibility of the powder as much as possible.
  • Other important characteristics of the sintering machine parts obtained by molding, sintering and heat treatment include the amount of quenching strain and hardness due to heat treatment after sintering.
  • an alloy component having excellent hardenability may be selected.
  • the strain during ripening is mainly caused by variations in the amount of phase transformation during heat treatment, i.e., the amount of martensite transformation and the amount of retained austenite, which are generally similar to those of hardening.
  • a good composition tends to increase the amount of quenching transformation strain and increase the change in shape and dimensions.
  • powder design has been made solely from the viewpoint of mechanical properties such as hardness, strength, and toughness of the sintered body, reducing distortion due to heat treatment after sintering and improving the hardness of the sintered body.
  • the study from the viewpoint of the effective powder metallurgy powder composition that can be obtained has not been sufficiently conducted.
  • Japanese Patent Publication No. 55-36260 discloses a Pe-based sintered body having Ni, W or Ni, W, Mo, and a method for producing the same. Basically, a high-strength, high-toughness sintered body is to be obtained by a method of mixing iron powder and alloy component metal powder.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned situation, and is not only easily plastically deformed during molding and excellent in compressibility, but also has a high sintering density, a small amount of quenching distortion due to heat treatment, and
  • the purpose is to propose an alloy powder for powder metallurgy that is excellent in hardness after heat treatment of sintering and is useful as a raw material for sintered bodies that require high strength and high hardness, such as gears for automobile transmissions. I do.
  • the present inventors have conducted intensive research to solve the above-mentioned problems, and as a result, the intended purpose has been achieved by using W and Ni as well as Mo and Cu as alloy components of the powder. We have learned that it can be advantageously achieved.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • W 0.2 to 2.0% and Ni: 0.8 to 3.0%, Mo: 0.1 to: L 0% and Cu: 0.2 to 2.0%.
  • the remainder is an alloy for powder metallurgy that has a composition of substantially Fe except for inevitable impurities.
  • the oxides formed by W are easily reducible, the oxides are not only easily reduced even when manufactured by an inexpensive water atomization method, but also easily decarburized by ordinary reduction. For this reason, C, 0 in flour, which is a factor inhibiting compressibility, is reduced, which effectively contributes to improvement of compressibility. Also, W is an element that improves hardenability and forms a hard carbide. Therefore, by performing heat treatment such as carburizing and quenching, which is often used for a sintered body, it forms carbide with C in the powder, There is an advantage of improving the hardness of the sintered body.
  • carbides provides a microstructure with a low C content in the matrix, in other words, a microstructure with low crystal lattice distortion, for example, a structure of low carbon martensite, etc., which has the effect of reducing the strain after heat treatment. Also has.
  • the content is less than 0.2%, the contribution to improving the hardness of the sintered body during heat treatment is small, while if it exceeds 2%, not only is the compressibility of the powder significantly deteriorated, but also the sintered body is deteriorated. Since the formation of carbides is promoted in the heat treatment and the hardness of the sintered body decreases due to the decrease of C in the matrix, the W content is limited to the range of 0.2 to 2.%, preferably 0.2 to 1.6%.
  • Ni is not only useful as a solid solution element that suppresses austenite crystal grain coarsening and strengthens the matrix, but also effective in reducing heat treatment distortion of sintered bodies by suppressing carburization during heat treatment such as carburizing and quenching. To contribute.
  • the content is less than 0.8%, the effective matrix of the sintered body cannot be strengthened, while the content exceeds 3.0%. Not only does the compressibility of the powder decrease, but also the residual austenite of the sintered body during heat treatment.
  • the Ni content was limited to the range of 0.8 to 3.0%, preferably 1.0 to 2.5%, because the heat treatment strain increases as the amount of tenite increases significantly.
  • Mo or Cu can be further added alone or in combination.
  • Mo like W, is a carbide-forming element and forms carbides in steel, improves hardenability, and further enhances the effect of W. Moreover, there is no disadvantage that the heat treatment strain is increased by the addition of Mo.
  • Mo is added in an amount of 0.1 to: L 0%, preferably in the range of 0.2 to 0.8%.
  • Cu when used in combination with carbide forming elements such as W and Mo, effectively contributes to the improvement of hardenability.
  • the addition of more than 2.0% means that after the heat treatment, Since the amount of residual austenite is increased and the strength and heat treatment strain are increased, it was added in the range of 0.2 to 2.0%, preferably 0.2 to 1.0%. Note that, similarly to Mo, the addition of Cu does not increase the heat treatment strain.
  • the method for producing the alloy steel powder is not limited to the above-mentioned water atomizing / gas reduction method, and it goes without saying that any other conventionally known production methods can be used.
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between the amount of W in the powder and the density of the powder when the powder of the alloy containing W and ⁇ is compacted.
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between the amount of i in the steel powder and the green density when the W and Ni-containing alloy powder was similarly compacted
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between W
  • Ni and 5 is a graph showing the relationship between the Mo content in powder and the green density when the alloy steel powder containing Mo is green compacted.
  • a powder containing W and Ni as an alloy component is prepared by a water atomization method, and is annealed in a hydrogen atmosphere for 60 minutes with lOOot to obtain an alloy powder obtained by sieving with a mesh. Then, 0.75% of zinc stearate was added, followed by compacting at a molding pressure of 7 ton / cm 2 .
  • composition of the components is set to 1.0% for the Ni content, and W The content was varied from 0.2% to 2.5%.
  • Fig. 1 shows the obtained powder density.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, a powder was prepared in which the composition was constant at 0.5% W and the Ni content was varied from 0.8% to 4%, and compacted under the same conditions as in Example 1. When the compact was formed, the green density shown in FIG. 2 was obtained.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, a powder was prepared in which the composition was fixed at 0.5% for W and 2% for Ni, and the Mo content was changed from 0.1% to 1.5%. When compacting was performed under the same conditions as in the above, the compact density shown in Fig. 3 was obtained.
  • the compressibility was significantly reduced when the Mo content exceeded 1.0%, but the compact density was 7.0 g / cm in the range of 0.1 to 1.0%, which satisfied the suitability range of the present invention. Excellent compressibility of 3 or more was obtained.
  • Example 1 An alloy powder having the composition shown in Table 1 was prepared in Example 1 The compaction density of the resulting green compact, the sintering of the mesh powder, and the standard deviation and the hardening Table 1 shows the results of the examination.
  • alloy powders according to the present invention not only have good compressibility, but also have a very small amount of strain introduced by heat treatment of the sintered body, and furthermore, have a high thermal conductivity.
  • the hardness after the treatment was also excellent.
  • ⁇ 5 to 8 to which Mo and Cu were added showed further improvement in hardness.
  • an alloy powder for powder metallurgy having excellent strength and hardness, and having little change in shape and size due to heat treatment after annealing without causing deterioration of compressibility. It is particularly suitable as a raw material for sintered machine parts that require not only high strength and high hardness but also high precision dimensions, such as gears for automobile transmissions.

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Description

明 細 書 粉 末 冶 金 用 合 金 網 粉 技 術 分 野
この^明は、 各種焼結部品の製造に用いられる粉末冶金 用合金鑭粉に関するものである。
背 景 技 術
従来から純鉄粉を主原料にした焼結材料が知られている が、 このような焼結材料の引張り強さは 30〜40kgf /mm 2 程 度と機械的特性レベルが低いため、 その用途が低負荷のプ 一リ一等に限られる欠点があった。
- 上記の欠点を補うもと して、 種々の合金成分たとえば Μη, N i , Crおよび Moなどを粉未粒子中に固溶させた合金鐧粉を 利用する技術 （たとえば特公昭 49- 28827号公報） が開発さ れている。
しかしながらかような合金綱粉は、 合金化により、 鐧粉 そのものの強度の向上を図ることは可能ではあるけれども、 強度の上昇につれて成形時の塑性変形が困難となり、 圧縮 性が阻害されて焼結密度の低下による焼結体強度の劣化を 余儀なく されていた。 そのため得られた焼結体では十分な 機械的特性は得られなかった。
発 明 の 開 示
従って、 合金化によって強度の改善を図るには、 鑭粉の 圧縮性をできる限り阻害しない合金成分および組成範囲を 選択することが肝要となる。 その他、 成形一焼結一熱処理により得られる焼結機械部 品の重要な特性として、 焼結後の熱処理による焼入歪量と 硬さが挙げられる。
一般に熱処理後に十分な硬さを得るためには、 焼入れ性 に優れる合金成分を選択すればよい。 一方、 熟処理歪は、 主に熱処理時の相変態量、 すなわちマルテンサイ ト変態量 や残留オーステナイ ト量のミ ク口およびマク口的なばらつ きにより生じ、 そのため一般的には、 焼入れ性の良好な組 成は焼入れ変態歪量が多くなり、 形伏 ·寸法の変化が大き くなる傾向にある。
しかるにこれまでは、 専ら焼結体の硬さや強度、 靱性な どの機械的性質の面から鐧粉設計がなされており、 焼結後 の熱処理による歪を減少させかつ焼結体の硬さの向上を図- り得る有効な粉末冶金用鐧粉組成の観点からの検討は十分 にはなされていなかつた。
たとえば特公昭 55-36260号公報には、 N i， W 又は N i， W, Mo を舍有する Pe基焼結体およびその製造方法が開示され ているが、 上掲公報に開示の発明は、 基本的には鉄粉末と 合金成分金属粉末とを混合する手法によって高強度、 高靱 性の焼結体を得ようとするものである。
この発明は、 上に述べた現状に鑑みて開発されたもので、 成形時の塑性変形が容易で圧縮性に優れるだけでなく、 焼 結密度が高く、 しかも熱処理による焼入歪量が少なくかつ 焼結俅の熱処理後の硬さにも優れ、 自動車の変速機用歯車 など高強度、 高硬度が要求される焼結体の原料として有用 な粉末冶金用合金鐦粉を提案することを目的とする。 さて発明者らは、 上記の問題を解決すべく鋭意研究を重 ねた結果、 鑭粉の合金成分と して Wおよび N i、 さらには Mo や Cuを利用することにより、 所期した目的が有利に達成さ れることの知見を得た。 この発明は、 上記の知見に立脚す るものである。
すなわちこの発明はの要旨構成は次のとおりである。
i ) 、 W： 0. 2 〜2. 0 wt% (以下単に％で示す） および N i ： 0. 8 〜3. 0 %を含有し、 残部は不可避的不純物を除いて 実質的に Feの組成になる粉末冶金用合金鐧粉 （第 1発明） 。 ii ) 、 W： 0. 2 〜2. 0 %、 N i： 0. 8 〜3. 0 %および Mo： 0. 1 〜； 1. 0 %を含有し、 残部は不可避的不純物を除いて実質的 に Feの組成になる粉末冶金用合金鐧粉 （第 2発明） 。
iii ) 、 W · 0. 2 〜2. 0 %、 N i： 0. 8 〜3. 0 %および Cu： 0. 2 〜2. 0 %を含有し、 残部は不可避的不純物を除いて実質的 に Feの組成になる粉末冶金用合金鐧粉 （第 3発明） 。
iv ) 、 W ： 0. 2 〜2. 0 %および N i : 0. 8 〜3. 0 %、 Mo： 0. 1 〜： L 0 %および Cu： 0. 2 〜2. 0 %を含有し、 残部は不可避 的不純物を除いて実質的に Feの組成になる粉末冶金用合金 鐧粉 （第 4発明） 。
以下この発明について具体的に説明する。
まずこの発明において合金鑭粉の成分組成を上記の範囲 に限定した理由について説明する。
W： 0. 2 〜2. 0 %
Wは、 その形成する酸化物が易還元性であるため、 安価 な水ァ トマイズ法で製造した場合でも酸化物が容易に還元 されるだけでなく、 通常の還元により脱炭も容易であるた めに、 圧縮性の阻害要因である鑭粉中の C, 0が低減され、 圧縮性の向上に有効に寄与する。 また Wは、 焼入性を向上 させ、 硬質炭化物を形成する元素であるから、 焼結体に良 く用いられる浸炭焼入等の熱処理により、 鐦粉中の Cと炭 化物を形成して、 焼結体の硬さを向上させる利点がある。 さらに炭化物が形成されることによって、 基地中の C含有 量が少ない、 いいかえると結晶格子の歪の少ない微細組織 たとえば低炭素マルテンサイ ト等の組織が得られるので、 熱処理後の歪の低減をもたらす効果も併せ持つ。
しかしながら含有量が、 0.2 %に満たないと焼結体の熱 処理時における硬さ向上に対する寄与が小さ く、 一方 2 % を超えると鐧粉の圧縮性の劣化が著しいだけでなく、 焼結 体の熱処理において炭化物形成が促進され基地中の Cの低 下により、 焼結体の硬さが減少するので、 W含有量は 0.2 〜2.ひ ％好ましくは 0.2 〜1.6 %の範囲に限定した。
Ni:0.8〜3.0 %
Ni は、 オーステナイ ト結晶粒の粗大化を抑制し、 基地を 強化する固溶元素として有用なだけでなく、 浸炭焼入等の 熱処理時に浸炭抑制により、 焼結体の熱処理歪の低減にも 有効に寄与する。
しかしながら含有量が 0.8 %に満たないと焼結体の有効 な基地の強化ができず、 一方 3.0 %を超え. と鑭粉の圧縮 性が低下するだけでなく、 熱処理時に焼結体の残留オース テナイ トの増加が著しくなつて熱処理歪が増大するので、 Ni含有量は 0.8 〜3.0 %好ましくは 1.0 〜2.5 %の範囲に ' 限定した。 以上基本成分について説明したが、 この発明ではさらに Moや Cuをそれぞれ単独又は複合して添加することができる c Mo: 0.1 〜； I.0 %
Mo は、 Wと同様、 炭化物形成元素であり、 鋼中で炭化物 を形成し、 また焼入性を向上させ、 Wの効果をより一層増 大させる働きがある。 しかもかかる Moの添加によって熱処 理歪が増大する不利はない。
しかしながら Mo含有量が 0. 1 %より少ないと、 焼入性の 向上効果に乏しく、 ひいては焼結体の熱処理による硬さの 向上に対する寄与が小さ く なり、 一方 1.0 %を超えると鐧 粉の圧縮性の劣化を招くので、 Moは、 0. 1 〜： L 0 %好ま し く は 0.2 〜0.8 %の範囲で添加するものと した。
Cu:0.2〜2.0 %
Cu は、 Wや Mo等の炭化物形成元素と複合して使用するこ とにより、 焼入性の向上に有効に寄与する。 しかしながら Cuの含有量が 0.2 %より少ないと、 焼入性の向上効果が乏 しく、 ひいては焼結体の熱処理による硬さ向上に対する寄 与が小さ く なり、 一方 2.0 %を超える添加は熱処理後の残 留オーステナイ ト量の増加を生じ、 強度や熱処理歪の増加 を招くので、 0.2 〜2.0 %好ま しく は 0.2 〜1.0 %の範囲 で添加するものとした。 なおこの Cuも Moと同様、 その添加 による熱処理歪の増大はない。
また Cuを使用する場合は、 Niとの合計量が 1.0 〜2.5 % の範囲で添加することが好ま しい。 というのは Cu+ Ni量が 1.0 %に満たないと焼結体の基地の有効な強化ができず、 一方 2.5 %を超えると鐧粉の圧縮性が低下するだけでなく、 熱処理時に焼結体の残留オーステナイ トの増加が著しくな つて熱処理歪が増大するという不利が生じるからである。 なおこの究明に従う合金鐧粉を製造するに当たっては、 この発明の合金粉未が や などの難還元性元素を含有し てないことから、 安価な水アトマイズ · ガス還元法を適用 できる利点がある。 なおこの発明において合金鋼粉の製造 法は、 上記の水ァ トマイズ · ガス還元法に限られるわけで なく、 その他従来公知の製造法いずれもが使用できるのは いうまでもない。
図面の簡単な説明
- Ϊ 第 1図は、 Wと Ν ίとを含有する合金鐧粉を圧粉成形した 場合における鑭粉中 W量と圧粉密度との関係を示したグラ 、
第 2図は、 同じく W， N i含有合金鐧粉を圧粉成形した場 合における綱粉中 i量と圧粉密度との閲係を示したグラフ、 第 3図は、 W, N iおよび Moを含有する合金鋼粉を圧粉成 形した場合における鐦粉中 Mo量と圧粉密度との関係を示し たグラフである。
発明を実施するための最良の形態
実施例 1
W, N iを合金成分とする鐧粉を、 水ア トマイズ法により 作成し、 これを水素雰囲気中において、 lOOOtで 60分間焼 鈍して得られた合金鑭粉を一 60メ ッ シュで篩分けし、 つい でステアリ ン酸亜鉛を 0. 75%添加した後、 7 ton/cm 2 の成 形圧力で圧粉成形した。
成分組成は、 N i含有量については 1. 0 %と一定にし、 W 含有量を 0.2 %から 2.5 %まで変化させた。 得られた圧粉 密度を第 1図に示す。
第 1図から明らかなように、 鐧粉中の W量が 2 %を超え ると圧縮性が急激に低下したが、 この発明の適正範囲を満 足する場合には圧粉密度が 7. Og/cm3以上の優れた圧縮性が 得られた。
実施例 2
実施例 1 と同様の方法で、 組成と して Wは 0.5 %と一定 にし、 Ni含有量を 0.8 %から 4 %まで変化させた鐧粉を作 成し、 実施例 1 と同じ条件で圧粉成形を行ったところ第 2 図に示す圧粉密度が得られた。
第 2図から明らかなように、 鋼粉中の Ni量が 3 %を超え 'ると圧縮性が急激に低下したが、 この発明の適正範囲であ る 0.8 〜3.0 %の範囲では圧粉密度が 7. Og/cm3以上の優れ た圧縮性が得られた。
実施例 3
実施例 1 と同様の方法で、 組成と して Wは 0.5 %、 Niは 2 %と一定にし、 Mo含有量を 0.1 %から 1.5 %まで変化さ せた鐧粉を作成し、 実 ¾例 1 と同じ条件で圧粉成形を行つ たところ第 3図に示す圧粉密度が得られた。
第 3図から明らかなように、 Mo含有量が 1.0 %を超える と圧縮性が大きく低下したが、 この発明の適性範囲を満足 する 0.1 〜： 1.0 %の範囲では圧粉密度が 7.0g/cm3以上の優 れた圧縮性が得られた。
実施例 4
第 1表に示した各成分組成になる合金鐧粉を、 実施例 1 と同様の方法で作成し、 得られた圧粉体の圧粉密度、 さら にそれらの網粉を焼結し、 ついで熱処理を施して得た焼結 体の熟処理寸法変化の標準偏差および硬さについて調べた 結果を第 1表に示す。
'寸法変化、 硬さの測定は、 これらの鐧粉にステアリ ン酸 亜鉛を 6. 75%添加してから、 6ひ X 20 mmのタブレツ ト状に 圧粉密度 7. Og/cm 3になるように成形し、 ついで 1150 :にお いて A Xガス雰囲気中で 60分間焼結したものを 900 °Cで120 分間、 カーボンポテンシャル 0. 7 %雰囲気 Φで浸炭油焼入 れを行って、 得られた熱処理後の焼結体につき、 その互い に直交する外径を測定してその差の標準偏差を求め、 熱処 理による歪めばらつきの指標とすると共に、 得られた焼結 '体の表面硬さを測定した。
第 1表から明らかなように、 この発明に従う合金鐧粉 (試料 Να 1〜 8 ) はいずれも、 圧縮性が良好なだけでなく、 焼結体の熱処理による導入歪量も極めて少なく、 しかも熱 処理後の硬さにも優れていた。 とくに Moや Cuを添加した Να 5〜 8は、 硬さのより一層の向上が見られた。
第 1 表
Figure imgf000011_0001
* 1 纖 2 0個
産業上の利用可能性
この発明によれば、 圧縮性の劣化を招く ことなしに、 強 度および硬度に優れ、 しかも焼鈍後の熱処理による形状 · 寸法の変化が少ない粉末冶金用合金鐦粉を得ることができ、 って自動車の変速機用歯車など髙強度、 高硬度のみなら ず高精度な寸法が要求される焼結機械部品の原料としてと りわけ有利に適合する。

Claims

0505
11 求 の 範 囲
1. W： 0.2 〜2.0 t% および
Ni： 0.8 〜3.0 t¾
を舍有し、 残部き青は不可避的不純物を除いて実質的に の 組成になる粉末冶金用合金鐧粉。
2. 合金成分である Wおよび の組成がそれぞれ、
W： 0.2 〜： I.6 wt% 、
Ni： 1.0 〜2.5 t%
である請求の範囲第 1項記載の合金鐧粉。
3. W： 0.2 2.0 wt% 、
Ni： 0.8 3.0 t% および
Mo： 0. 1 1.0 wt%
を含有し、 残部は不可避的不純物を除いて実質的に Feの 組成になる粉末冶金用合金鋼粉。 合金成分である W，Ni および Moの組成がそれぞれ、 W： 0.2 〜1.6 wt% 、
Ni: 1.0 〜2.5 vit% 、
Mo： 0.2 〜0.8 t¾
である請求の範囲第 3項記載の合金鐧粉。
W： 0.2 〜2.0 wt% 、
Ni： 0.8 〜3.0 t% および Cu： 0.2 〜2.0 t%
を含有し、 残部は不可避的不純物を除いて実質的に Feの組 成になる粉末冶金用合金鑭粉。
6. 合金成分である W，Ni および Cuの組成がそれぞれ、
- W： 0.2 〜1.6 wt% 、
Ni： 1.0 〜2· 5 wt%、
Cu： 0.2 〜： L 0 wt¾
でかつ、
Ni + Cu： 1.0 〜2.5 t%
.である請求の範囲第 5項記載の合金鐧粉。
W： 0.2 2.0 t% 、
Ni: 0.8 3.0 wt%、
o: 0.1 1.0 wt% および
Cu: 0.2 〜2· 0 t%
を含有し、 残部は不可避的不純物を除いて実質的に Feの 組成になる粉末冶金用合金鐧粉。
8. 合金成分である W， Ni, Moおよび Cuの組成がそれぞれ
W： 0.2 〜： L.6 wt% 、
Ni: 1.0 〜2.5 wt¾、
o: 0.2 〜0.8 wt% 、
Cu: 0.2 〜： I.0 wt%
でかつ
i + Cu :1.0 〜2.5 wt¾ である請求の範囲第 7項記載の合金鑭粉。
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