WO2005103315A1 - 鉄基焼結合金、鉄基焼結合金部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鉄基焼結合金、鉄基焼結合金部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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WO2005103315A1
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WO
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powder
iron
sintered alloy
based sintered
mass
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PCT/JP2005/008276
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Mikio Kondoh
Nobuhiko Matsumoto
Toshitake Miyake
Shigehide Takemoto
Hitoshi Tanino
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Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho
Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha
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Priority to DE112005000921A priority patent/DE112005000921T5/de
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    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • Iron-based sintered alloy Iron-based sintered alloy member, and method for producing them
  • the present invention relates to an iron-based sintered alloy or an iron-based sintered alloy member obtained by sintering a raw material powder containing manganese (Mn) and silicon (Si), and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to an iron-based sintered alloy which is excellent in strength and dimensional stability and which can be made Cu-free or Ni-free at low cost, and a method of manufacturing the same. The invention is referred to as the "first invention.” The present invention also relates to a high-density iron-based sintered alloy member having high strength and excellent dimensional stability, and a method for producing the same.
  • iron-based sintered alloy members obtained by heating and sintering powder compacts obtained by pressing and molding raw material powder mainly composed of iron.
  • an iron-based sintered alloy member By using an iron-based sintered alloy member, it is possible to obtain a product (sintered body) that is close to the final shape, and to reduce the manufacturing cost and material cost of structural members by reducing machining and improving yield. obtain.
  • the strength of the iron-based sintered alloy member and dimensional stability before and after sintering are important.
  • Fe-Cu-C based iron-based sintered alloys obtained by sintering powder compacts made of raw material powders of Fe-Cu-C composition have been widely used for structural members.
  • Cu is an element effective for improving the strength of the iron-based sintered alloy and stabilizing the dimensional accuracy before and after sintering. Therefore, Cu has been considered to be almost an essential component of iron-based sintered alloys, unlike general steel materials.
  • iron-based sintered alloy members obtained by heating and sintering powder compacts obtained by pressing and molding raw material powder mainly composed of iron. . If iron-based sintered alloy members are used, it is possible to obtain a product (sintered body) that is close to the final shape, and reduce the manufacturing costs and material costs of structural members by reducing machining and improving yield. obtain. For this purpose, the strength of the iron-based sintered alloy member and dimensional stability before and after sintering are important. Conventionally, the following methods have been adopted.
  • the first is to use a raw material powder having a Fe-Cu.-C composition.
  • Cu is an element that is effective for improving the strength of the iron-based sintered metal member and stabilizing the dimensional accuracy before and after sintering.
  • a raw material powder having such a composition is used, if the density of the sintered body is low, a sintered body with high strength cannot be expected after all. Further, an iron-based sintered alloy member containing Cu is not preferable in terms of cost and recycling.
  • a method of increasing the density of the sintered body a method of performing twice molding and twice sintering (2P2S) can be considered.
  • this method is not preferable because the molding and sintering are repeatedly performed, which increases the cost of the sintered body.
  • a powder forging method in which the sintered body is forged and densified (densified).
  • the advantage of the powder sintering method is sacrificed, and the cost of the structural member based on the iron-based sintered alloy member, which is the original purpose, cannot be reduced.
  • Patent Document 3 Japanese Patent No. 3309970
  • Patent Document 5 Japanese Patent Publication No. 10-510007
  • Non-Patent Document 1 High Strength Si-Mn-Alloyed Sintered Steels. PM Int. Vol 17. No. 1 (1985)
  • Non-Patent Document 3 "New focus on chromium may sidestep alloy cost increases", MPR.September (2004), PP16 ⁇ 19 Disclosure of invention
  • Cu powder has a high unit price and a relatively large amount is used in the iron-based sintered alloy. This naturally increases the production cost of the iron-based sintered alloy. Further, Cu is an element that causes hot brittleness of a steel material, but is an element that is difficult to remove in manufacturing or the like. For this reason, iron-based sintered alloys containing Cu dislike mixing in scraps and the like, making it difficult to recycle. The use of iron-based sintered alloys containing Cu is not always preferable in terms of environmental measures. Did not.
  • Ni is an element frequently used in iron-based sintered alloys.
  • ⁇ 1 As in the case of elbow 11, it is an effective element for improving the strength and the like of the iron-based sintered alloy.
  • Ni powder is also expensive, increasing the cost of producing iron-based sintered alloys.
  • Ni is an allergic element and its use may not be preferable in some cases.
  • Patent Literatures 1 and 2 and Non-Patent Literature 1 disclose iron-based sintered alloys in which Mn and Si are contained without using Cu to improve the strength and the like. However, they are only at the laboratory level, and differ from the present invention described later also in the composition of Mn and Si and the method of addition.
  • Patent Document 3 discloses an ultra-high-density molding method for a powder compact.
  • Patent Documents 4 and 5 disclose mixed powders of pulverized powder of Si—Mn—Fe master alloy and iron powder. Discloses an iron-based sintered alloy obtained by compression molding and sintering. However, the iron-based sintered alloy disclosed in these patent documents is different from the iron-based sintered alloy of the present invention described later with c and c.
  • composition of Mn, Si, etc. is different, and the purpose of both is different.
  • Patent Document 5 also discloses an iron-based sintered alloy containing [Vi] instead of Ni.
  • its strength is not always sufficient, and further strengthening requires additional heat treatment such as quenching and tempering. Needless to say, such heat treatment requires a lot of time and man-hours, and increases the production cost of the iron-based sintered alloy.
  • Non-Patent Documents 2 and 3 disclose that a high-strength iron-based sintered alloy (sinter hard Jung steel) can be obtained while omitting the heat treatment after the sintering step.
  • Non-Patent Document 2 unlike the present invention, does not disclose an iron-based sintered alloy containing Mn or Si.
  • Non-Patent Document 3 discloses a sinter hard Jung steel containing Cr, Mn, Si, and Mo. However, the sinter hard Jung steel has insufficient hardenability and does not necessarily exhibit a sufficiently high strength only in the sintering process.
  • the conventional sinter hard Jung steel was assumed to be forcibly cooled at a relatively high cooling rate after heating in the sintering process. It must be provided in a sintering furnace.
  • changing manufacturing facilities was expensive and rarely adopted in practice.
  • An object of the present invention is to provide an iron-based sintered alloy capable of securing mechanical properties such as strength and dimensional stability before and after sintering while suppressing use thereof, and a method for producing the same.
  • Another object of the present invention is to provide an iron-based sintered alloy that is manufactured at low cost while having high strength and excellent dimensional stability, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventor has already established a method for obtaining an ultra-high-density powder compact by one molding (Patent Document 3 mentioned above). By sintering this powder compact, a high-density sintered compact can be obtained. In other words, it is possible to obtain an ultra-high-strength iron-based sintered alloy member by performing once molding and once sintering without performing twice molding twice sintering q
  • the present inventor changed the composition of the raw material powder, the sintering temperature, and the like in various ways to increase the temperature of the ultra-high-strength powder compact. After sintering, some of the sintered bodies had swelling (prister). Such a swollen iron-based sintered alloy member, of course, loses its dimensional accuracy and its density and its strength are reduced.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is a high-density, high-strength iron-based sintered alloy that suppresses the occurrence of swelling during sintering and has excellent dimensional stability before and after sintering. It is intended to provide a component and a method for producing the component.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 disclose an iron-based sintered bond containing Si. However, these are different from the present invention described later in many points such as a prerequisite subject, a density of a powder compact, a composition of Si, and the like, and both are substantially unrelated.
  • Patent Documents 4 and 5 disclose iron-based sintered alloys obtained by compression molding and sintering a mixed powder of a ground Si-Mn-Fe alloy and an iron powder. However, in these cases as well, the presupposed problems and the like are different from the present invention described later, and there is no substantial relationship between the two.
  • the present inventor has conducted intensive research to solve this problem, and through trial and error, as a result, an appropriate amount of
  • the present inventors have newly found that an iron-based sintered alloy having high strength and excellent dimensional stability can be obtained by adding Mn and Si, thereby completing the present invention.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention is an iron-based sintered alloy obtained by sintering a powder compact obtained by press-molding a raw material powder mainly composed of iron (Fe),
  • carbon (C) is 0.1 to 1.0% by mass
  • manganese (Mn) is 0.01 to 1.5% by mass
  • the Mn and silicon The sum of S i) and is 0.02 to 3.5% by mass, and the main balance is Fe, which is excellent in strength and dimensional stability.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention has high strength and excellent dimensional stability without containing Cu, etc., by containing an appropriate amount of C, Mn and Si. Compared to the case of using Cu, Mn and Si can be obtained relatively inexpensively, and the amount of use is relatively small. Therefore, according to the iron-based sintered alloy of the present invention, the raw material cost can be reduced.
  • the mechanical properties (strength, ductility, etc.) of the iron-based sintered alloy of the present invention are greatly improved, and the dimensional stability is also excellent.
  • Mn is an element particularly effective for improving the strength of the iron-based sintered alloy. Assuming that the entire iron-based sintered alloy is 100%, the lower limit of Mn is 0.01% by mass, 0.05% by mass, 0.1% by mass, 0.2% by mass, and 0.3% by mass. /. Is preferred. If Mn is too small, the effect is poor. However, depending on the type of alloy element contained in the raw material powder, an iron-based sintered alloy with sufficient strength can be obtained even if the amount of Mn is small. On the other hand, the upper limit of Mn is 2% by mass, 1.5% by mass, 1.2% by mass (particularly, less than 1.2% by mass), 1.15% by mass, 1.1% by mass *%, 1.0% by mass.
  • the composition range of Mri is preferably 0.2 to 2% by mass, more preferably 0.3 to 1.5% by mass.
  • each upper limit and each lower limit of the component elements can be arbitrarily combined.
  • Si also contributes to the improvement of the strength of the iron-based sintered alloy, but in particular, greatly contributes to the dimensional stability of the iron-based sintered alloy. This tendency is particularly significant when Si coexists with Mn. Mn tends to increase the size of the iron-based sintered alloy, while Si acts to decrease the size of the iron-based sintered alloy. It is thought that the coexistence of both elements counteracts those tendencies and secures the dimensional stability of the iron-based sintered alloy.
  • the lower limit of Si is preferably 0.1% by mass, 0.2% by mass, and 0.3% by mass.
  • the upper limit of Si is preferably 3% by mass, 2.5% by mass, 2% by mass, or 1.2% by mass.
  • the composition range of Si is preferably 0.1 to 3% by mass, more preferably 0.2 to 2% by mass.
  • the content is preferably 0.3 to 5% by mass, more preferably 0.5 to 3.5% by mass.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention contains an appropriate amount of C.
  • C is an important strengthening element in iron-based sintered alloys. Not only does c diffuse during sintering and the solid solution strengthening of the iron-based sintered alloy, but by containing an appropriate amount of c, heat treatment such as quenching and tempering of the iron-based sintered alloy becomes possible. Thus, the mechanical properties of the iron-based sintered alloy can be further improved. If C is too small, the effect is poor, and if C is too large, ductility decreases.
  • the entire iron-based sintered alloy is taken as 1 00 wt%, the lower limit of C is 0.1 wt%, 0.2 wt 0/0, 0.3 wt%, 0.3 5 wt%, 0. 4% by mass is preferred.
  • the upper limit of C is preferably 1.'0% by mass, 0.8% by mass, 0.7% by mass, and 0.6% by mass.
  • the composition range of C is 0.1 to: 1.0 mass%, and further 0.2 to 0.8 mass % Is preferred.
  • alloy elements such as molybdenum (Mo), chromium (Cr), and nickel (Ni) may be contained.
  • Mo molybdenum
  • Cr chromium
  • Ni nickel
  • the preferred content thereof varies depending on the C content and the like, and cannot be specified unconditionally.
  • Mo molybdenum
  • Cr chromium
  • Ni nickel
  • the preferred content thereof varies depending on the C content and the like, and cannot be specified unconditionally.
  • Mo molybdenum
  • Cr chromium
  • Ni nickel
  • the preferred content thereof varies depending on the C content and the like, and cannot be specified unconditionally.
  • the entire iron-based sintered alloy is 100% by mass
  • Mo is 0.1 to 3% by mass, and 0.1% by mass. 2 to 2% by mass
  • 1 ⁇ 1 is 0.5 to 6% by mass, further 1 to 4% by mass It is suitable.
  • At least one of Cr and Mo is particularly preferable as the alloy element.
  • the details of the iron-based sintered alloy containing these alloy elements will be described later.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention has high strength and excellent dimensional stability, not to mention containing Cu.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention is a Cu-free iron-based sintered alloy containing substantially no Cu, the recyclability of the iron-based sintered alloy is improved, which is preferable in environmental measures. Also, by suppressing the use of expensive Cu, the cost of the iron-based sintered alloy can be reduced. Furthermore, if the iron-based sintered alloy is Cu-free, hot brittleness of the iron-based sintered alloy due to Cu is also avoided. [0033]
  • the iron-based sintered alloy of the present invention is preferably a Ni-free iron-based sintered alloy substantially free of Ni. Therefore, it is expected that the use range of the Cu-free or Ni-free iron-based sintered alloy as in the present invention will further expand in the future as an environmentally friendly high-strength sintered alloy.
  • the iron-based sintered alloy according to the present invention referred to in the present specification does not completely exclude the content of ⁇ 1 ⁇ 1 ⁇ 1 ′.
  • the present invention also includes a case where an appropriate amount of Cu or Ni is contained together with the above-described Mn or Si.
  • the density of the compact of the powder compact and the density of the sintered compact of the iron-based sintered alloy are not necessarily limited.
  • iron-based sintered alloy is a broad concept including iron-based sintered alloy members.
  • the strength is preferably 900 MPa or more in bending force, lOO OMPa or more, ll O OMPa or more, 1200 MPa or more, 130 OMPa or more, and more preferably 140 OMPa or more ( [ 0036
  • the dimensional stability is preferably within ⁇ 1%, within ⁇ 0.5%, within ⁇ 0.3%, and more preferably within 0.1% of the dimensional change before and after sintering.
  • the “iron-based sintered alloy” referred to in this specification may be in any form, for example, it may be a material such as an ingot, a rod, a tube, a plate, or the like, It may be a structural member (iron-based sintered alloy member) close to the above.
  • the iron-based sintered alloy is manufactured by, for example, the following manufacturing method of the present invention. That is, the method for producing an iron-based sintered alloy of the present invention comprises a raw material obtained by mixing a Fe-based powder composed of at least one of pure iron and an iron alloy with a reinforced powder containing Mn and Si as a whole powder. And a sintering step of heating and sintering the powder compact by pressing the powder into a powder compact.
  • Mn and Si which are important for ensuring the strength and dimensional stability of the iron-based sintered alloy of the present invention will be additionally described.
  • Mn and Si, together with C, phosphorus (P) and sulfur (S), are called the five elements of steel, and are common strengthening elements in steel materials to be melted.
  • Mn and Si have hardly been used in the field of iron-based sintered alloys.
  • Mn and Si have an extremely high affinity for oxygen and are easy to produce acid. For this reason, it was generally thought that the mechanical properties of the iron-based sintered alloy deteriorated as a result of the formation of an iron-based sintered alloy in which an oxide was present inside the metal structure. Such a situation is remarkable when Mn and Si are added to the raw material powder as another powder such as Fe-based powder.
  • Mn and Si are alloyed in advance, but the Fe-based powder is very hard, and it becomes difficult to form a powder compact. Therefore, in the manufacturing method of the present invention, Mn and Si are not alloyed with the Fe-based powder, but are mixed in the raw material powder as a reinforcing powder different from the Fe-based powder.
  • the sintering step was performed by heating the powder compact containing Mn and Si in an antioxidant atmosphere capable of sufficiently suppressing oxidation of Mn and Si (heating step).
  • the heating step during the sintering step may be performed in a reducing atmosphere in which hydrogen (H 2) gas is mixed in an inert gas.
  • H 2 gas is mixed in an inert gas.
  • the oxygen partial pressure is 10 to 19 Pa or less.
  • the present inventor has performed a sintering process in such an extremely low oxygen partial pressure inert gas atmosphere to obtain the above-described iron-based sintered alloy of the present invention. The details will be described later.
  • Mn and Si are used as strengthening elements, not to mention Cu and Ni, so that they have properties that surpass conventional Fe-Cu (—C) based iron-based sintered alloys.
  • Fe-Mn-Si (-C) based iron-based sintered alloy We succeeded in obtaining Fe-Mn-Si (-C) based iron-based sintered alloy.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention it is possible to exhibit mechanical properties at the same level as carbon steel for machine structural use.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention is an iron-based sintered alloy obtained by sintering a powder compact obtained by press-molding a raw material powder mainly composed of iron (F e).
  • F e iron
  • the mass ratio is 0.2 to 5.0% by mass
  • the Mo content is 0.2 to 0.1% by mass
  • the Mn is 0.1 to 1.2% by mass
  • 31 is 0.1 to 1.2% by mass
  • C is 0.1 to 0.7% by mass
  • the balance is mainly composed of Fe and has excellent strength and dimensional stability.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention contains an appropriate amount of alloying elements (Cr and Mo) that promote hardenability, the hardenability is improved. For example, if the iron-based sintered alloy is large, However, sufficient quenching can be performed according to the amount of C up to the inside.
  • alloying elements Cr and Mo
  • the quenched iron-based sintered alloy has a high strength due to the formation of a martensite structure, but it is preferable to perform a heat treatment such as tempering to secure toughness such as elongation. '
  • Such an iron-based sintered alloy is obtained, for example, through the following manufacturing method. That is, the method for producing an iron-based sintered alloy according to the present invention is characterized in that a Fe-based powder containing Cr and Mo and the main balance being Fe, a C-based powder containing C as a main component, and Mn and Si are powdered. A powder compact formed by pressure molding a raw powder mixed with the reinforcing powder contained as a whole to form a powder compact; and a sintering step of heating and sintering the powder compact in an antioxidant atmosphere, It is characterized in that the iron-based sintered alloy described above is obtained. [0 0 4 6]
  • the quenching of the iron-based sintered alloy can be performed by subjecting the iron-based sintered alloy obtained after the sintering step to a separate heat treatment, but according to the present invention, it is not always necessary. That is, quenching can be performed using a heating step performed in the sintering step and a subsequent cooling step. This is so-called sinter hardening.
  • the heating step in the sintering process must be performed by heating to an A1 transformation point (about 730 ° C) or more and austenite treatment. It is at least 150 ° C. and further at least 110 ° C. In order to further increase the strength of the sintered body, a higher sintering temperature of at least 1200 ° C, at least 125 ° C, at least 130 ° C, and even at least 130 ° C Temperature is selected.
  • the sintering step of the present invention preferably includes a heating step of heating in an inert gas atmosphere at 110 to 137 ° C.
  • the cooling step of the sintering step is performed following the heating step, and is a step of lowering the temperature of the iron-based sintered alloy from the sintering temperature to around room temperature. Strictly speaking, from the quenching point of view, this is a process of lowering the temperature of the iron-based sintered alloy from the sintering temperature to the Ms point or less.
  • the cooling rate is preferably 5 ° C./sec or more, and more preferably 10 ° C.Z or more.
  • forced cooling is usually required, and a separate device is required, which does not provide sinter hardening that can reduce manufacturing costs.
  • the sintering step of the present invention preferably includes a cooling step of performing cooling at a cooling rate of 1 ° C.Z or less after the heating step.
  • the sintering step of the present invention includes the above-described heating step and cooling step, the iron-based sintered alloy having the above-described martensite structure can be obtained after the sintering step. And, since quenching can be completed at the same time as the sintering process, the production cost of the high-strength iron-based sintering metal can be reduced. In addition, there is no need to provide a separate quenching facility, etc., and practical use at the industrial level is possible.
  • the present invention does not prevent a separate heat treatment for adjusting strength, toughness, and the like after the sintering step.
  • tempering or the like usually performed after quenching may be separately performed.
  • the inventor of the present invention has conducted intensive research and repeated trial and error to solve the above-mentioned problems, and as a result, by adding an appropriate amount of Si, there is no swelling, etc., high strength, excellent dimensional stability and high density. They have newly found that an iron-based sintered alloy member can be obtained, and have completed the present invention.
  • the iron-based sintered alloy member of the present invention is an iron-based sintered alloy member obtained by sintering a powder compact obtained by press-molding a raw material powder mainly composed of Fe. when set to 0 quality bulk 0/0, a three 1 to zero. 0 1 and 2% by weight, and C is from 0.1 to 0.8 wt%, and F e is the main balance, the theoretical density
  • This iron-based sintered alloy member is obtained, for example, by the following manufacturing method of the present invention. That is, the method for producing an iron-based sintered alloy member of the present invention comprises a Fe-based powder composed of at least one of pure iron and an iron alloy, a C-based powder mainly containing C, and a simple substance, alloy or compound of Si.
  • the raw material powder mixed with the Si-based powder is subjected to pressure molding, and a green body density ratio ( ⁇ / ⁇ ) which is a ratio of a bulk density ( ⁇ ) of the green body to a theoretical density ( ⁇ ′) of the sintered body. (X 100%) to obtain a powder compact of 96% or more, and a sintering step of heating and sintering the powder compact.
  • a gold member is obtained.
  • the inventor has established an industrial method for obtaining a high-density powder compact in one molding step, as described in Patent Document 3 mentioned above.
  • the molding method for example, an ultra-high-density powder compact having a compact density ratio of 96% or more and even 97% or more can be obtained.
  • an ultra-high-density sintered body iron-based sintered alloy member.
  • the present inventor has confirmed that when the density ratio of the compact or the sintered body is increased to about 96% to 97%, all the characteristics of the powder compact or the sintered body are rapidly changed. ing.
  • the density ratio is up to about 95%, the strength increases with the increase of the density ratio, but if the density ratio exceeds 96% to 97%, the strength increases exponentially. I will do it.
  • Other mechanical properties particularly ductility and fatigue properties, etc.
  • magnetic properties show the same tendency.
  • each constituent particle is in a state of tight contact.
  • the microscopic residual pores inside are thought to be closed pores sealed by surrounding particles. It is thought that the gas generated in the pores lost their escape space, expanded abnormally during high-temperature heating in the sintering process, destroyed the bonds between the metal particles, and generated macroscopic swelling.
  • the extent to which such swelling occurs varies depending on the composition of the raw material powder, the particle size of the powder, the molding pressure of the powder compact, sintering conditions (particularly temperature), and the like.
  • the swelling does not occur so much even when the powder compact formed by high density molding is sintered.
  • C graphite powder, etc.
  • its swelling occurs frequently. This is probably because oxygen and moisture adhering to the particle surface of the raw material powder are reduced and decomposed by C to generate large amounts of CO and CO 2 .
  • the most severe swelling occurs when the compounding amount of the graphite powder is 0.1 to 0.8% by mass with respect to 100% by mass of the whole raw material powder, and when it is 0.3 to 0.5% by mass. .
  • graphite is carburized into Fe powder during the sintering process, it becomes CO gas. It is thought to be due to diffusion into Fe.
  • the influence of the particle size of the raw material powder and the swelling due to the molding pressure can be objectively evaluated by the density of the green compact as the degree of clogging of the raw material powder (in other words, the degree of sealing inside the sintered body). Is enough.
  • the degree of swelling of the sintered body can vary depending on the sintering conditions (particularly the sintering temperature). '' The sintering temperature of co-gas etc. trapped in the pores inside the sintered body The higher, the higher the gas pressure. As a result, the higher the sintering temperature, the more likely the sintered body will undergo large swelling. Actually, from the viewpoint of improving the strength of the sintered body, the sintering temperature is set to 1150 ° C or more, 1200 ° C or more, 1250 ° C or more, 1300 ° C or more. As the temperature was increased to 135 ° C., the sintered body was more likely to swell.
  • the inventor has conceived of suppressing the generation of CO gas or the like which causes swelling.
  • the oxygen is burned as a stable solid (oxide). It may be fixed in the body.
  • Mn and Si which have a higher affinity for O than C and a lower free energy of oxide formation, have the effect, that is, have an effect as an oxygen getter.
  • Mn and Si have an extremely high affinity for O, and the oxide formation free energy is sufficiently low.
  • it is a basic element of steel and an element that can be obtained relatively inexpensively, and does not impair the recyclability of iron-based sintered alloy members.
  • (fine) powder for example, Fe—Mn—Si powder
  • Fe—Mn—Si powder composed of an alloy or an intermetallic compound of Fe and Mn or Si, which are the main components of the iron-based sintered alloy member, is made of Mn or Compared with Si alone, it has higher affinity for O, lower oxide free energy, and can be obtained at lower cost.
  • the present inventor conducted research using Fe—Mn—Si powders of various compositions, and found that Si had a greater effect of suppressing swelling of the sintered body than Mn. Thus, the inventor has completed the invention described above.
  • the iron-based sintered alloy member of the present invention does not substantially cause swelling, it inherits the dimensional accuracy and high density of the powder compact. Therefore, the iron-based sintered metal member of the present invention has a high density and a high strength and is excellent in dimensional accuracy, so that the cost is low.
  • such an excellent iron-based sintered bonding metal member is formed by one pressure molding and one time instead of the conventional 2P 2 S. Sintering (1P
  • the manufacturing cost can be reduced because the manufacturing cost is obtained in 1S). Furthermore, according to the manufacturing method of the present invention, since it is possible to obtain a sintered product having a shape close to the final shape, it is expected to reduce the number of processing steps by (your) net sieve, improve the material yield, and reduce the unit price of the product. Wear.
  • an iron-based sintered alloy member belonging to a high-density region beyond the conventional concept.
  • the field of defense of iron-based sintered alloy members has expanded from low-density to ultra-high-density ones, and the applications of iron-based sintered alloy members have expanded significantly.
  • Si is an important element for suppressing swelling of the iron-based sintered alloy member. If Si is too small, the effect is poor. If it is too large, the amount of dimensional shrinkage during sintering increases, which is not preferable.
  • the lower limit of Si is preferably 0.01% by mass, 0.02% by mass, and more preferably 0.05% by mass.
  • the upper limit of Si is preferably 2% by mass.
  • the C content is set to 0.1 to 0.8% by mass in consideration of the degree of swelling and the versatility of the iron-based sintered alloy member as a structural member. If the amount of C is too small, a high-strength iron-based sintered alloy member cannot be obtained.
  • C is preferably from 0.2 to 0.6% by mass, more preferably from 0.3 to 0.5% by mass.
  • Mn is an element that improves the mechanical characteristics of the iron-based sintered alloy members together with Si, such as strength and ductility. If it is too small, its effect is poor, and if it is too large, the strength decreases. In addition, the dimensional stability before and after sintering is impaired. %, The sum with Si is 3.5% by mass or less, 3% by mass or less, and 2.5% by mass or less, and the total is 0.02% by mass or more and 0.03% by mass. %, More preferably 0.05% by mass or more. In this case, the lower limit of Mn is 0 mass. /. , 0.01% by mass, 0.02% by mass, 0.05% by mass, 0.1% by mass and further preferably 0.2% by mass.
  • the upper limit of Mn is 1.5 mass%, 1.2 mass% (particularly, less than 1.2 mass%), 1.1 mass%, 1.1 mass%, 1.05 mass%, 1.0 mass%.
  • the amount of food is preferably% (in particular, less than 1.0% by mass), and may be in the range of 1 to 0.5% by mass.
  • alloy elements such as molybdenum (Mo), chromium (Cr), and nickel (Ni) may be contained.
  • Mo molybdenum
  • Cr chromium
  • Ni nickel
  • the preferred content thereof varies depending on the amount of C and the like, and thus cannot be specified unconditionally.
  • the Mo content is 0.3 to 2% by mass, and more preferably 0%. .
  • C r is 0.3 to 5 wt% and still more from 0.5 to 3.5 wt%
  • N i is from 0.5 to 6 wt% is Raniwa 1-4 It is preferable that the content is contained by mass%.
  • the iron-based sintered alloy member of the present invention has high strength and excellent dimensional stability, not to mention containing Cu. That is, according to the present invention, it is possible to provide a Cu-free iron-based sintered alloy member substantially not containing Cu which is difficult to remove by manufacturing or the like. Therefore, the present invention improves the recyclability of the iron-based sintered alloy member and is preferable for environmental measures. Further, by suppressing the use of Cu, the material cost of the iron-based sintered alloy member can be reduced, and hot brittleness of the iron-based sintered alloy member caused by Cu is also avoided. However, the iron-based sintered alloy member according to the present invention referred to in the present specification does not exclude the case where it contains Cu. The present invention also includes a case where an appropriate amount of Cu is contained together with Si and C described above.
  • the strength is preferably at least 100 OMPa, 1500 MPa or more, 200 OMPa or more, 250 OMPa or more, and even 300 OMPa or more.
  • Dimensionally stable growth does not cause swelling during sintering, and the dimensional change before and after sintering is within ⁇ 1%, within ⁇ 0.5%, within 0.3% of soil, and within 0.1% of soil. It is preferred that there is.
  • the dimensional change rate is obtained from the measurement results of the dimensions of the powder compact and the sintered compact obtained by sintering the powder compact. Shall be measured.
  • the dimensional stability can also be evaluated by comparing the density ratio of the compact with the density ratio of the sintered compact without depending on the dimensional change rate. That is, in the iron-based sintered alloy member of the present invention, the sintered body density ratio is within ⁇ 1%, ⁇ 0.5%, ⁇ 0.3%, or ⁇ 0.3% with respect to the molded body density ratio. It is preferably within 1%.
  • the “iron-based sintered alloy member” referred to in this specification may be in any form, for example, it may be a material such as an ingot, a rod, a tube, a plate, or the like, or may have a final shape or a structure similar thereto. It may be a member. Therefore, this iron-based sintered alloy member may be simply referred to as “iron-based sintered bonding metal”. Brief Description of Drawings
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between the Mn content of 1150 ° C sintered body (iron-based sintered alloy) and bending strength.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the Mn content of the 1250 ° C. sintered body and the bending strength.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the amount of Mn and the amount of deflection of the 1150 ° C. sintered body.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the amount of Mn and the amount of deflection of a 1250 ° C. sintered body.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the Mn content and the dimensional change of the 1150 ° C. sintered body.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the Mn content and the dimensional change of the sintered body at 125 ° C.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the density of the sintered body and the transverse rupture force.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the sintered body density and the amount of deflection.
  • FIG. 9 is a graph showing the results of a three-point bending fatigue test.
  • FIG. 10 is a diagram showing the shape of a tensile test piece.
  • FIG. 11 is a diagram showing the relationship between tensile strength and FMS powder composition.
  • FIG. 12 is a diagram showing the relationship between elongation and ⁇ MS powder composition.
  • FIG. 13 is a diagram showing the relationship between the density of a compact and the amount of residual carbon (C) after sintering.
  • FIG. 14 is a diagram showing the relationship between the carbon content (C) and the tensile strength.
  • '' Figure 15 shows the relationship between carbon content (C) and elongation.
  • FIG. 16 is a graph showing the relationship between the molding pressure and the sintered body density ratio.
  • Fig. 17A is a photograph of the appearance of the swelled sintered body.
  • FIG. 17B is a cross-sectional photograph of the swollen sintered body.
  • the raw material powder includes Fe-based powder, which is a main component of the iron-based sintered alloy, and a strengthened powder containing Mn and Si.
  • the Fe-based powder may be pure iron powder, iron alloy powder, or a mixed powder thereof. Iron alloy powder Does not matter what alloy element is contained. First, as alloying elements, there are C, Mn, Si, P, S and the like. Mn and Si are also added as a reinforcing powder, but may be contained in a small amount in the Fe-based powder. However, when the content of C, Mn, Si, etc. increases, the Fe-based powder becomes hard and the formability decreases. Therefore, when the Fe-based powder is an iron alloy powder, it is preferable to set C: 0.02% by mass or less, Mn: 0.2% by mass or less, and Si: 0.1% by mass or less.
  • alloying elements include Mo, Cr, Ni, V, Co, Nb, and W. These alloying elements are effective elements for improving the heat treatment property of the iron-based sintered alloy and strengthening the iron-based sintered alloy. As for these alloying elements, Mo: 0.1 to 3% by mass, 0.2 to 2% by mass, Cr: 0.2 to 5% by mass, It is preferable that the content is about 3 to 3.5% by mass, Ni: 0.5 to 6% by mass, and more preferably about 1 to 4% by mass. These alloy elements need not be contained in the raw material powder as iron alloy powder, but may be mixed in the raw material powder as powders of alloys or compounds other than Fe.
  • the reinforcing powder may be in any form as long as it contains Mn and Si as one or more powders composed of two or more kinds.
  • the reinforcing powder may be one kind of Mn-Si-based powder composed of an alloy or a compound of Mn and Si.
  • it may be a composite powder obtained by combining an Mn-based powder composed of a simple substance, an alloy or a compound of Mn with a Si-based powder composed of a simple substance, an alloy or a compound of Si.
  • a combination of two or more powders of the Mn-Si powder and the Mn powder composed of an element or an alloy or a compound of Mn and the Si powder composed of an element or an alloy or a compound of the Si It may be a composite powder.
  • the Mn-Si-based powder is a Fe-Mn-Si powder composed of an alloy or an intermetallic compound of Fe, which is the main component of the iron-based sintered alloy, and Mn and Si (hereinafter referred to as " FMS powder "). This powder is relatively inexpensive to manufacture and obtain. [0090]
  • the FMS powder the entire FMS powder as 100 wt%
  • Mn is 15 to 75 mass 0/0, S i 1 5-75 mass 0/0, total 35-95 mass of Mn and S i 0 / It is preferably 0 and the main balance is Fe. If Mn or Si is too small, it becomes a ductile iron alloy, which makes it difficult to pulverize it into fine powder. In addition, the amount of FMS powder added to the raw material powder increases, which increases the cost of the iron-based sintered alloy. On the other hand, an excessive amount of Mn or Si is not preferable because the component adjustment increases the cost. Mn is 20 to 65 mass 0/0, S i is from 20 to 65 weight 0/0, the sum of Mn and S i and more preferably is 50 to 90 mass%.
  • the composition ratio of Mn and S i in the FMS powder is not limited, but the composition ratio (Mn / S i) is 1Z3 to 3 or 1Z2 to 2, especially the composition ratio is around 1 (0.9 to 1, 1), that is, it is preferable that Mn and Si in the FMS powder have the same ratio (about 1: 1). In this case, it is easy to obtain a good balance of iron, and an iron-based sintered alloy that is excellent in all of strength, ductility, dimensional stability and the like.
  • the FMS powder preferably has an O content of 0.4% by mass or less, more preferably 0.3% by mass or less.
  • O content 0.4% by mass or less, more preferably 0.3% by mass or less.
  • the ratio of the reinforcing powder to be mixed into the raw material powder varies depending on the powder composition used and the desired properties of the iron-based sintered alloy (the composition of Mn and Si in the iron-based sintered alloy).
  • the composition of Mn and Si in the iron-based sintered alloy the composition of Mn and Si in the iron-based sintered alloy.
  • FMS powder Mn 15-75% by mass, Si 15-75% by mass 0 /., The sum of Mn and Si 35-95% by mass
  • the whole powder is 100% by mass, it is preferable to mix 0.05 to 5% by mass, and more preferably 0.1 to 4% by mass.
  • the lower limit is preferably 0.2% by mass, 0.3% by mass, 0.4% by mass, and more preferably 0.5% by mass. [0 0 9 4]
  • the particle size of the reinforcing powder is smaller, the density ratio of the compact and the density of the sintered body are improved, and it is easy to obtain a homogeneous iron-based sintered alloy with less component fluctuation and segregation.
  • powders with too small a particle size are difficult to obtain and costly. Agglomeration and the like are also likely to occur, resulting in poor handling. Therefore, if the particle size is 100 // m or less, 63 / zm or less, 45 m or less, and even 25 m or less, the fortified powder tends to be uniformly dispersed. What is easily obtained within that range may be used.
  • the particle size is specified by sieving.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention is strengthened by Mn and Si, it further enhances the strength by containing C together.
  • heat treatment such as quenching and tempering makes it easy to improve or adjust the mechanical properties of the iron-based sintered alloy.
  • Fe-based powder containing C Fe-based alloy powder
  • C-based powder a graphite powder (Gr powder) containing approximately 100% of C is typical, but Fe-C alloy powder, various kinds of carbide powder, and the like can also be used.
  • the compounding amount of the C-based powder is preferably such that the amount of C in the iron-based sintered alloy is about 0.1 to 1.0% by weight.
  • the method for producing an iron-based sintered alloy of the present invention mainly includes a forming step and a sintering step.
  • the molding step will first be described in detail.
  • the compacting process is a process in which a raw material powder obtained by mixing the above-mentioned Fe-based powder and the reinforcing powder is compacted to form a compact.
  • the molding pressure, the density of the powder compact (or the density ratio of the compact), the shape of the powder compact, and the like are not limited.
  • the compaction pressure and compact density are preferably at least such that they do not easily collapse in consideration of the handling properties of the compact.
  • the molding pressure is preferably 350 MPa or more, 40 OMPa or more, and more preferably 50 OMPa or more.
  • the compact density ratio If not, it is preferably 80% or more, 85% or more, and more preferably 90% or more.
  • the optimal molding pressure and compacted body density ratio should be selected according to the application and specifications of the iron-based sintered alloy. Good.
  • either cold forming or warm forming may be performed, and an internal lubricant may be added to the raw material powder. When an internal lubricant is added, it is considered to be a raw material powder including the internal lubricant.
  • the present inventors have established a 'molding method of a powder compact capable of performing ultra-high pressure molding exceeding the conventional molding pressure at the industrial level.
  • powder molding at an ultra-high pressure of lOOOOMPa or more, 1200MPa or more, 150OMPa or more, and further about 200OMPa is possible.
  • the density of the resulting powder compact can reach 96% or more, 97% or more, 98% or more and even up to 99%.
  • this excellent molding method hereinafter, this molding method is appropriately referred to as “mold lubrication warm pressure molding method” will be described. .- [0100]
  • the mold lubrication warm press molding method includes a filling step of filling the raw material powder into a die having a higher fatty acid-based lubricant applied to the inner surface thereof, and a warming of the raw material powder in the die. And pressurizing to form a metal stone coating on the surface of the raw material powder in contact with the inner surface of the mold.
  • a higher fatty acid-based lubricant is applied to the inner surface of the mold (application step).
  • the higher fatty acid lubricant used here is In addition to the fatty acids themselves, metal salts of higher fatty acids may be used. Metal salts of higher fatty acids include lithium salts, calcium salts or zinc salts. Particularly, lithium stearate, calcium stearate, zinc stearate and the like are preferable. In addition, barium stearate, lithium palmitate, lithium oleate, calcium palmitate, calcium oleate and the like can also be used.
  • the coating step can be performed, for example, by spraying a higher fatty acid-based lubricant dispersed in water, an aqueous solution, an alcohol solution or the like into a heated mold. If the higher fatty acid-based lubricant is dispersed in water or the like, the higher fatty acid-based lubricant can easily be uniformly sprayed on the inner surface of the mold. When it is sprayed into the heated mold, water and the like evaporate quickly, and the higher fatty acid-based lubricant uniformly adheres to the inner surface of the mold.
  • the heating temperature of the mold is preferable in consideration of the temperature of the warm pressing step described later, but it is sufficient to heat the mold to, for example, 10 ° C. or more.
  • the heating temperature be lower than the melting point of the higher fatty acid-based lubricant.
  • the heating temperature is preferably set to less than 220 ° C.
  • the higher fatty acid-based lubricant when the total weight of the aqueous solution is 100% by mass, the higher fatty acid-based lubricant is contained in 0.1 to 5% by mass, and more preferably 0.1 to 5% by mass. It is preferable that the content be 5 to 2% by mass because a uniform lubricating film is formed on the inner surface of the mold.
  • a surfactant is added to the water, so that the higher fatty acid-based lubricant can be uniformly dispersed.
  • surfactants include alkylphenol-based surfactants, polyoxyethylene nonyl phenyl ether (EO) 6, polyoxyethylene nonyl phenyl ether (EO) 10, anionic nonionic surfactant Agent, borate ester type Emalbon T-80 and the like can be used. These may be used in combination of two or more.
  • lithium stearate when lithium stearate is used as a higher fatty acid-based lubricant, It is preferable to use three types of surfactants simultaneously, i.e., xoxyethylene noninole phenylene ether (EO) 6, polyoxyethylene nonino phenyl ether (EO) 10, and borate ester Emalbon T-80. In this case, the dispersibility of lithium stearate in water or the like is further activated as compared with the case where only one of them is added.
  • EO xoxyethylene noninole phenylene ether
  • EO polyoxyethylene nonino phenyl ether
  • borate ester Emalbon T-80 borate ester Emalbon
  • Viscosity suitable for spraying ⁇ In order to obtain an aqueous solution of a higher fatty acid-based lubricant, it is preferable that the total amount of the aqueous solution is 100% by volume and the ratio of the surfactant is 1.5 to 15% by volume.
  • an antifoaming agent for example, a silicon-based antifoaming agent
  • a silicon-based antifoaming agent for example, a silicon-based antifoaming agent
  • the addition ratio of the defoaming agent may be, for example, about 0.1 to 1% by volume, when the total volume of the aqueous solution is 100% by volume.
  • the particles of the higher fatty acid-based lubricant dispersed in water or the like have a maximum particle size of less than 3 ⁇ . If the maximum particle size exceeds 30 m, the higher fatty acid-based lubricant particles tend to precipitate in the aqueous solution, making it difficult to apply the higher fatty acid-based lubricant uniformly to the inner surface of the mold.
  • the application of the aqueous solution in which the higher fatty acid-based lubricant is dispersed can be performed, for example, by using a spray gun for coating, an electrostatic gun, or the like.
  • a spray gun for coating an electrostatic gun, or the like.
  • the present inventor has investigated by experiments the relation between the extraction pressure of the coating amount and the powder molded body of the higher fatty acid or lubricants, thickness 0. 5 ⁇ 1. 5 ⁇ ⁇ about to become so fine It is preferred that the fatty acid-based lubricant be attached to the inner surface of the mold.
  • Raw material powder filled in a mold coated with a higher fatty acid-based lubricant Press forming produces a metal stone coating on the surface of the raw material powder (or powder compact) that is in contact with the inner surface of the mold, and it is thought that the presence of the metal stone coating enables ultra-high pressure molding on an industrial level. .
  • the metal stone coating is firmly bonded to the surface of the powder compact, and exhibits much better lubricating performance than the higher fatty acid-based lubricant adhered to the inner surface of the mold.
  • the frictional force between the contact surface between the inner surface of the mold and the outer surface of the powder compact is remarkably reduced, and galling or the like does not occur despite high-pressure molding.
  • the powder compact can be removed from the mold with very low punching, and the life of the mold has not been significantly shortened.
  • the metal stone film is, for example, an iron salt film of a higher fatty acid formed by causing a mechanochemical reaction between the higher fatty acid-based lubricant and Fe in the raw material powder under a high temperature and a high pressure.
  • a typical example is an iron stearate film formed by reacting Fe with lithium stearate or zinc stearate, which is a higher fatty acid-based lubricant.
  • the “warm” in this step may be in a heated state to the extent that the reaction between the raw material powder and the higher fatty acid-based lubricant is promoted.
  • the molding temperature should be at least 10 ° C.
  • the molding temperature is preferably set to 200 ° C. or less. When the molding temperature and 1 2 0 ⁇ 1 8 0 D C is more preferable.
  • the “pressing” in this step may be appropriately determined within a range in which the metal stone / film is formed, while considering the specifications of the iron-based sintered alloy.
  • the upper limit of the molding pressure is preferably set to 200 OMPa in consideration of the life of the mold and productivity. When the molding pressure reaches about 150 OMPa, the density of the obtained powder compact also approaches the true density (between 98 and 99% in the compact density ratio). However, further densification cannot be expected.
  • the use of the mold lubrication warm pressing method does not require the use of an internal lubricant, and a more dense powder compact can be obtained. Further, when the powder compact is sintered, the inside of the furnace is not contaminated by the decomposition and release of the internal lubricant. However, it is noted that the invention does not preclude the use of internal lubricants.
  • the sintering step is a step of heating and sintering the powder compact obtained in the compacting step in an antioxidant atmosphere.
  • the sintering temperature and sintering time are appropriately selected in consideration of the desired properties, productivity, etc. of the iron-based sintered alloy.
  • the higher the sintering temperature the sooner a high-strength iron-based sintered alloy can be obtained.
  • the sintering temperature is too high, it is not preferable that a liquid phase is generated or dimensional shrinkage increases. If the sintering temperature is too low, the diffusion of the reinforcing element is insufficient, which is not preferable. Also, the longer the sintering time, the lower the productivity of the iron-based sintered alloy.
  • the sintering temperature is preferably from 900 to 1400 ° C, and more preferably from 1100 to 1350 ° C.
  • the sintering temperature is preferably set to 1150 ° C or higher.
  • the sintering time is preferably set to 0 :! to 3 hours, and more preferably to 0.1 to 2 hours, taking into account the sintering temperature, specifications of the iron-based sintered alloy, productivity, cost, and the like.
  • the sintering atmosphere is preferably an oxidation prevention atmosphere.
  • Mn and Si contained in the reinforcing powder are elements that have an extremely strong affinity for O and are very easily oxidized.
  • the free energy of oxide formation is lower than that of Mn and Si alone, and it combines with the slight amount of O in the heating furnace to form Mn and Si oxides inside the sintered body. May form.
  • the sintering atmosphere is preferably an oxidation prevention atmosphere such as a vacuum atmosphere, an inert gas atmosphere, or a nitrogen gas atmosphere.
  • the iron-based sintered alloy of the present invention may have any density. That is, a low-density iron-based sintered alloy obtained by sintering a powder compact formed by low-pressure molding like a conventional iron-based sintered alloy may be used. A high-density iron-based sintered alloy obtained by sintering a high-density powder compact formed by high-pressure molding may be used. In any case, the strength and dimensional stability of the iron-based sintered alloy can be improved by Mn and Si.
  • the powder compact and the sintered compact have higher density.
  • the density ratio of the compact or the sintered body be 92% or more, 95% or more, 96% or more, and 97% or more.
  • the swelling caused by the formation of pores in the iron-based sintered alloy not only causes internal defects of the iron-based sintered alloy, but when the swelling is severe, it ruptures to form the sintered body. It may happen that you cannot stop. In any case, when such swelling occurs, the iron-based sintered alloy becomes a defective product.
  • each of the constituent particles has a low contact ratio. It seems to be in close contact with the slip.
  • the microscopic residual pores inside also become closed pores sealed by surrounding particles. The gas generated in that area loses its escape field, becomes abnormally high in pressure due to the high temperature heating during the sintering process, and breaks and expands the contact and bonding between the metal particles, resulting in macroscopic swelling It seems that it has appeared.
  • the O present in the raw material powder reacts with graphite and the like around it to generate a gas such as CO gas
  • the O is converted into a stable solid (oxide) in the sintered body.
  • a substance ie, an oxygen getter
  • Mn and Si especially Si contained in the above-mentioned fortified powder have an effect as an oxygen getter.
  • iron-based sintered alloys having high strength, excellent dimensional stability and low cost, from low-density to ultra-high-density ones.
  • the range of applications (applications) has been significantly expanded.
  • one press forming and one sintering process can be performed without using the conventional 2P2S or powder forging method.
  • (1 P 1 S) a low-cost iron-based sintered alloy with higher strength and excellent dimensional stability can be obtained.
  • the method for producing such a high-density iron-based sintered alloy is specified, for example, as follows.
  • an iron-based sintered alloy is an iron-based sintered alloy obtained by sintering a powder compact obtained by press-molding a raw material powder mainly composed of Fe.
  • Si is 0.01 to 2% by mass
  • C is 0.1 to 1.0% by mass
  • the main balance is Fe
  • the density ratio of the sintered body ( ⁇ ⁇ '/ ⁇ 0, X 100%), which is the ratio, is specified to be high density of 92% or more and more than 96%.
  • the manufacturing method is such that a Fe-based powder composed of at least one of pure iron or an iron alloy, a C-based powder mainly containing C, and an S′i-based powder composed of a simple substance, alloy or compound of Si.
  • the mixed raw material powder is pressed and the green body density ratio ( ⁇ ' ⁇ 0'X100%), which is the ratio of the bulk density to the theoretical density ( ⁇ '), is 92% or more.
  • % Of a powder compact and a sintering step of heating and sintering the powder compact. After the sintering step, the above-described high-density iron-based sintered alloy is obtained. It is specified as a feature.
  • the present inventor has found that if FMS powder is mixed in the raw material powder, the C content before and after sintering It has been newly found that the change in the size is remarkably small. It was also found that the smaller the c change, the smaller the dimensional change of the iron-based sintered alloy. It was also found that the C change was related to the density of the powder compact before sintering. In other words, the higher the density of the powder compact, the smaller the amount of change in c before and after sintering, and as the powder compact approaches the true density, the amount of C hardly changes before and after sintering, and the powder is also stable. It became clear.
  • the amount of C change before and after sintering can be made extremely small, the yield of C-based powder mixed in the raw material powder is improved, and the raw material cost of the iron-based sintered alloy can be reduced. It becomes possible. In particular, since the Gr powder is relatively expensive, the raw material cost is greatly reduced by improving the yield.
  • an iron-based sintered alloy having a desired composition can be manufactured.
  • the effect of strengthening the iron-based sintered bond by C is stably exhibited, and quality control of the iron-based sintered alloy is facilitated from the viewpoint of not only dimensional stability but also mechanical characteristics such as strength. .
  • the reason why the amount of C change is small is not always clear, but at present it is considered as follows. That is, the oxygen (o) contained in the raw material powder is preferentially taken up by the FMS powder also contained in the raw material powder during sintering, so that it hardly reacts with C such as Gr powder. Therefore, it is considered that the amount of C released to the outside as C O and C O 2 rapidly decreased, and the decrease in the amount of C in the iron-based sintered alloy was significantly suppressed.
  • the amount of released oxygen was measured in a range from room temperature to 135 ° C., the amount of released oxygen was 0.1% to 0.06 depending on the presence or absence of FMS powder. It has been confirmed to decrease to%.
  • the present invention provides a compact density ratio ( ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ '
  • the molding step according to the production method of the present invention is a step in which such a high-density powder molded body is obtained.
  • the sintered body density ratio of the iron-based sintered alloy of the present invention ( ⁇ '0, X100
  • the iron-based sintered alloy of the present invention may be further subjected to a heat treatment step such as annealing, normalizing, aging, tempering (quenching and tempering), carburizing, and nitriding according to the specification.
  • a heat treatment step such as annealing, normalizing, aging, tempering (quenching and tempering), carburizing, and nitriding according to the specification.
  • the iron-based sintered alloy preferably has a composition (C, Mo, Cr, etc.) according to the type of heat treatment.
  • iron-based sintered alloy of the present invention are not limited.
  • iron-based sintered alloy members in which the iron-based sintered alloy of the present invention can be used include, in the automotive field, various pulleys, synchro hubs for transmissions, connecting rods for engines, knob sleeves, sprockets, ring gears, and parking gears. , Pinion gear, etc.
  • the raw material powder is composed of Fe-based powder, C-based powder and Si-based powder.
  • the Fe-based powder may be pure iron powder, iron alloy powder, or a mixed powder thereof.
  • the alloying elements contained in the iron alloy powder are not limited.
  • alloying elements there are C, Mn, Si, P, S and the like.
  • C is blended as a C-based powder and Si is blended as a Si-based powder, but a small amount may be contained in the Fe-based powder.
  • the content of C, Si or the like increases, the Fe-based powder becomes hard and the formability decreases. Therefore, when the Fe-based powder is an iron alloy powder, it is preferable to set C: 0.02% by mass or less and Si: 0.1% by mass or less.
  • alloying elements include Mo, Cr, Ni, V and the like. These alloying elements are effective elements for improving the heat treatment property of the iron-based sintered alloy member and strengthening the iron-based sintered alloy member. These alloying elements, the entire raw material powder can that is 100 mass%, Mo: 0. 3 to 2% by weight and still more 0. 5 ⁇ : L. 5 mass 0/0, C r: 0. 3 ⁇ It is preferable that the content is about 5% by mass, more preferably 0.5 to 3.5% by mass, and Ni: about 0.5 to 6% by mass, and further preferably about 1 to 4% by mass. Note that these alloying elements need not be contained in the raw material powder as iron alloy powder, but may be mixed in the raw material powder as powders of alloys or compounds other than Fe.
  • the C-based powder graphite (Gr) powder or the like is preferably used because of the moldability and ease of compounding of the raw material powder.
  • the compounding amount is as described above, and the C content in the iron-based sintered alloy member is preferably set to about 0.1 to 0.8%.
  • the Si-based powder may be a single powder or two or more powders as long as it contains Si. Regardless of the form of existence.
  • the Si-based powder is a powder of a simple substance, an alloy, or a compound of Si.
  • This Si-based powder is a Fe-Mn-Si powder (hereinafter referred to as appropriate) made of an alloy or an intermetallic compound of Fe and Mn and Si, which are the main components of the iron-based sintered alloy member. It is referred to as "FMS powder.” This powder is relatively inexpensive to manufacture and obtain.
  • F e- Mn- S i powders F e as -Mn-S i total powder 100 wt%, S i is from 15 to 75 weight 0/0, Mn is 15-75 wt%, of the S i and the Mn It is preferred that the total is 35 to 95% by mass and the main balance is Fe. If the content of Si and Mn is too small, it becomes a ductile iron alloy and it is difficult to pulverize it into fine powder. In addition, the amount of added calories in the raw material powder of the FMS powder also increases, which increases the cost of the iron-based sintered alloy member. On the other hand, if the value of S i M n is excessive, the cost for adjusting the components increases, which is not preferable. S i and more preferably the sum of the 2 0-65 mass 0/0, Mn is 20 to 65 mass 0/0, Mn and S i is from 50 to 90 mass%.
  • the composition ratio between Mn and Si in the FMS powder is not limited, but the composition ratio (MnZS i) force is 1/3 to 3, especially when the composition ratio is around 1 (0.9 to 1.1), that is, FMS It is preferred that Mn and Si in the powder be of a similar ratio (about 1: 1). In this case, swelling is easily suppressed.
  • an iron-based sintered alloy member having a good balance of strength, ductility, dimensional stability, and the like can be obtained.
  • the FMS powder preferably has an O content of 0.4% by mass or less, more preferably 0.3% by mass or less. This is because, as the amount of O in the raw material powder increases, the amount of CO gas, which causes the swelling of the sintered body, also increases. In addition, this leads to an increase in oxides in the sintered body, which may deteriorate the mechanical properties of the iron-based sintered alloy member.
  • the ratio of the Si-based powder to be mixed into the raw material powder varies depending on the powder composition used, the compact density ratio, the sintering conditions and the like. For example, if S i based powder as FMS powder (sum of S i is from 15 to 75 weight 0/0, Mn is 15 to 75 mass 0/0, S i and Mn from 35 to 95 wt%) is used, When the whole raw material powder is 100% by mass, 0.01 to 5 It is advisable to mix in an amount of 0.05 to 3% by mass, more preferably 0.1 to 2% by mass. [0 147]
  • the particle diameter of the Si-based powder is smaller, the density ratio of the compact and the density of the sintered body are improved, and a homogeneous iron-based sintered alloy member with less component fluctuation and segregation can be obtained.
  • powders with an undersized particle are difficult to obtain and costly. Agglomeration and the like are also likely to occur, resulting in poor handling. Therefore, Si powder having a particle size of 63 Atm or less, or 45 / m or less, or even 25 m or less, which is easily available, may be used.
  • the particle size of the raw material powder Fe powder or low alloy steel powder
  • the particle size referred to in the present specification is specified by sieving.
  • the method for producing an iron-based sintered alloy member of the present invention mainly includes a forming step and a sintering step.
  • the molding step will first be described in detail.
  • the compacting process is a process in which the raw material powder obtained by mixing the Fe-based powder, the C-based powder, and the Si-based powder described above is subjected to pressure molding to form a powder compact.
  • the shape of the powder compact and the molding pressure itself do not matter, but the present invention is directed to a high-density compact having a compact density ratio of 96% or more. This is because when the compact density ratio is small, swelling does not occur much during sintering.
  • the present inventors have established a molding method capable of obtaining such a high-density molded body (see Patent Document 3).
  • ultra-high pressure molding that exceeds the conventional level, such as molding pressure of 100 OMPa or more, 1200 MPa or more, 150 OMPa or more, and about 200 OMPa, is performed on an industrial level. Is possible.
  • the density of the powder compact obtained by this can reach 96% or more, 97% or more, 98% or more and even up to 99%.
  • this excellent molding method hereinafter, this molding method is appropriately referred to as “mold lubrication warm pressure molding method” will be described.
  • a higher fatty acid-based lubricant is applied to the inner surface.
  • a molding step is performed.
  • the higher fatty acid-based lubricant used here may be a metal salt of the higher fatty acid in addition to the higher fatty acid itself.
  • Metal salts of higher fatty acids include lithium salts, calcium salts or zinc salts. Particularly, lithium stearate, calcium stearate, zinc stearate and the like are preferable. In addition, barium stearate, lithium palmitate, lithium oleate, calcium palmitate, calcium oleate and the like can also be used.
  • the application step can be performed, for example, by spraying a higher fatty acid-based lubricant dispersed in water, an aqueous solution, an alcohol solution or the like into a heated mold.
  • a higher fatty acid-based lubricant dispersed in water or the like, it is easy to spray the higher fatty acid-based lubricant uniformly on the inner surface of the mold.
  • the moisture etc. evaporates quickly, and the higher fatty acid-based lubricant uniformly adheres to the inner surface of the mold.
  • the heating temperature of the mold is preferable in consideration of the temperature of the warm pressing step described later, but it is sufficient to heat the mold to, for example, 10 ° C. or more.
  • the heating temperature be lower than the melting point of the higher fatty acid-based lubricant.
  • the heating temperature is preferably set to less than 220 ° C.
  • a surfactant is added to the water, so that the higher fatty acid-based lubricant can be uniformly dispersed.
  • surfactants include alkylphenol-based surfactants, polyoxyethylene nonyl phenyl ether (EO) 6, polyoxyethylene nonyl phenyl ether (EO) 10, anionic nonionic surfactants And boric acid ester type Emalbon T-80. These may be used in combination of two or more.
  • lithium stearate when lithium stearate is used as the higher fatty acid-based lubricant, polyoxyethylene noninole phenylene ether (EO) 6, polyoxyethylene noninole phenyl ether (EO) 10 and borate ester Emalbon T-80 It is preferable to use the three surfactants simultaneously. In this case, the dispersibility of lithium stearate in water or the like is further activated as compared with the case where only one of them is added.
  • EO polyoxyethylene noninole phenylene ether
  • EO polyoxyethylene noninole phenyl ether
  • borate ester Emalbon T-80 borate ester Emalbon
  • the total amount of the aqueous solution is 100% by volume and the ratio of the surfactant is 1.5 to 15% by volume.
  • an antifoaming agent for example, a silicon-based antifoaming agent
  • a silicon-based antifoaming agent for example, a silicon-based antifoaming agent
  • the addition ratio of the defoaming agent may be, for example, about 0.1 to 1% by volume when the total volume of the aqueous solution is 100% by volume.
  • Higher fatty acid lubricant particles dispersed in water, etc. have a maximum particle size of less than 30 ⁇ It is suitable. If the maximum particle size exceeds 30 ⁇ , particles of the higher fatty acid-based lubricant tend to precipitate in the aqueous solution, making it difficult to uniformly apply the higher fatty acid-based lubricant to the inner surface of the mold. is there.
  • the application of the aqueous solution in which the higher fatty acid-based lubricant is dispersed can be performed, for example, by using a spray gun for coating, an electrostatic gun, or the like.
  • the higher fatty acid was adjusted so that the film thickness was about 0.5 to 1.5 ⁇ . It is preferable that the system lubricant is adhered to the inner surface of the mold.
  • a metal stone film is formed on the surface of the raw material powder (or powder compact) in contact with the inner surface of the mold. It is considered that the presence of the metal stone-film has enabled ultra-high pressure molding on an industrial level.
  • the metal stone coating is firmly bonded to the surface of the powder compact, and exhibits much better lubricating performance than the higher fatty acid-based lubricant adhered to the inner surface of the mold. As a result, the frictional force between the contact surface between the inner surface of the mold and the outer surface of the powder compact is remarkably reduced, and galling or the like does not occur despite high-pressure molding.
  • the powder compact can be removed from the mold with a very low pressure reduction, and the life of the mold has not been significantly shortened.
  • the metal stone film is, for example, an iron salt film of a higher fatty acid formed by causing a mechanochemical reaction between the higher fatty acid-based lubricant and Fe in the raw material powder under a high temperature and a high pressure.
  • a typical example is an iron stearate film formed by reacting Fe with lithium stearate or zinc stearate, which is a higher fatty acid-based lubricant.
  • the “warm” in this step may be in a heated state to the extent that the reaction between the raw material powder and the higher fatty acid-based lubricant is promoted.
  • the molding temperature should be at least 10 ° C.
  • the molding temperature was set at 20%. It is better to be 0 ° C or less. It is more preferable to set the molding temperature to 120 to 180 ° C.
  • the “pressurization” in this step may be appropriately determined within a range in which a metal stone test film is formed, in consideration of the specifications of the iron-based sintered alloy member. It is preferable that the upper limit of the molding pressure is 200 OMPa in consideration of mold life and productivity. When the molding pressure is about 1500 MPa, the density of the powder compact obtained approaches the true density (98-99% in the compact density ratio), and further densification can be expected even if the pressure is increased to 200 OMPa or more. Absent.
  • the sintering step is a step of heating and sintering the powder compact obtained in the compacting step in an antioxidant atmosphere.
  • the sintering temperature and sintering time are appropriately selected in consideration of the desired characteristics, productivity, and the like of the iron-based sintered alloy member. As the sintering temperature is higher, a high-strength iron-based sintered alloy member can be obtained in a shorter time. However, if the sintering temperature is too high, a liquid phase is generated and dimensional changes are undesirably large. If the sintering temperature is too low, the diffusion of reinforcing elements is insufficient, which is not preferable. In addition, the longer the sintering time, the lower the productivity of iron-based sintered alloy members.
  • the sintering temperature is preferably 1100-1400 ° C, more preferably 1150-1350 ° C.
  • the sintering temperature is preferably set to 1200 ° C or higher.
  • the sintering time is preferably 0.1 to 3 hours, and more preferably 0.1 to 1 hour, in consideration of the sintering temperature, the specifications of the iron-based sintered alloy member, productivity, cost and the like.
  • Si is called the five elements of steel, and is a common strengthening element in steel materials to be melted.
  • Si in the Si-based powder is an element which has an extremely strong affinity for O and is very easily oxidized.
  • FMS powder is used as the Si-based powder
  • the Fe-Mn-Si alloy compound
  • Si iridide may be formed inside the sintered body. Such an oxide is not preferable because it deteriorates the mechanical properties of the iron-based sintered alloy member. Therefore, there has been almost no iron-based sintered alloy containing Si.
  • the sintering step is performed in an antioxidant atmosphere in order to suppress the deterioration of the iron-based sintered alloy member due to the inclusion of Si.
  • an antioxidant atmosphere in order to suppress the deterioration of the iron-based sintered alloy member due to the inclusion of Si.
  • the oxygen partial pressure is 1 0- 19 P a following (CO concentration at 100 p pm or less) corresponding to very low oxygen of the present invention It is more preferable to perform the treatment in an inert gas atmosphere at a partial pressure.
  • a continuous sintering furnace that realizes such an extremely low oxygen partial pressure inert gas (N 2 gas) atmosphere is commercially available (Oxynon furnace manufactured by Kanto Metallurgical Industry Co., Ltd.).
  • the iron-based sintered alloy member of the present invention may be further subjected to a heat treatment step such as annealing, normalizing, aging, tempering (quenching, 'tempering), carburizing, nitriding, etc., according to the specifications.
  • a heat treatment step such as annealing, normalizing, aging, tempering (quenching, 'tempering), carburizing, nitriding, etc.
  • the iron-based sintered alloy member has a composition (C, Mo, Cr, etc.) according to the type of heat treatment.
  • a heat treatment step such as annealing, normalizing, aging, tempering (quenching, 'tempering), carburizing, nitriding, etc.
  • iron-based sintered alloy member of the present invention are not limited.
  • applications of iron-based sintered alloy members include various pulleys, transmission synchro haps, engine connecting rods, sprockets, ring gears, and pinion gears in the automotive field.
  • gear parts such as sun gear, drive gear, and driven gear.
  • FMS powder was prepared by pulverizing ingots of various compositions shown in Table 6 in an Ar gas atmosphere, which were crushed in the air, and sieved to powder with a particle size of 25 m or less (500 mesh). Things.
  • the composition of the FMS powder is specified by indicating the number (I ⁇ : [in Table 6.
  • Mn-based powder Fe—75.6% Mn powder (Fukuda metal foil powder 7)
  • Si powder Feukuda Metal Foil Powder Co., Ltd.
  • the unit of the composition is% by mass (the same applies hereinafter unless otherwise specified).
  • Graphite (Gr) powder J CPB, manufactured by Nippon Graphite Co., Ltd.
  • J CPB manufactured by Nippon Graphite Co., Ltd.
  • the particle size of this powder was 45 m or less.
  • Fe 10% Cu partially diffused alloy powder Diesta 1 oy A manufactured by Häganäs was used.
  • the powder compact was mainly formed by a mold lubrication warm pressing method.
  • the details are as follows. Two types of cemented carbide dies with a cylindrical cavity of ⁇ 23 mm and a bending test specimen cavity of 10 x 55 mm were prepared. The inner peripheral surface of each mold was subjected to a TiN coating process in advance to have a surface roughness of 0.4Z. Each mold was previously heated to 150 ° C by a band heater.
  • the inner peripheral surface of the heated mold was uniformly coated with the aqueous solution obtained by dispersing lithium stearate (L i S t) is a higher fatty acid-based lubricant 1 cm 3 by a spray gun at a rate of approximately seconds ( As a result, a coating of L i St of about 1 / zm was formed on the inner peripheral surface of each mold.
  • Li S t lithium stearate
  • the aqueous solution used here is obtained by dispersing Li St in a solution obtained by adding a surfactant and an antifoaming agent to water.
  • a surfactant use polyoxyethylene noenyl ether (EO) 6, (EO) 10 and borate ester Emalbon T-180, each at 1% by volume based on the total aqueous solution (100% by volume). Each one was mashed.
  • an antifoaming agent FS Antifoam 80 was used, and 0.2% by volume was added to the entire aqueous solution (100% by volume).
  • L i St used had a melting point of about 225 ° C. and an average particle size of 20 ⁇ . The amount of dispersion was 25 g per 100 cm 3 of the aqueous solution.
  • the aqueous solution in which L i St was dispersed was further refined by a ball mill-type pulverizer (Teflon-coated steel balls: 100 hours).
  • the stock solution thus obtained was diluted 20-fold, and an aqueous solution having a final concentration of 1% was subjected to the above coating step.
  • the above-mentioned various raw material powders were naturally filled into the cavities of the respective dies in which a uniform film of LiSt was formed on the inner surface (filling step).
  • the raw material powder was previously heated to 150 ° C, the same temperature as the mold, by a dryer.
  • Each raw material powder filled in the mold was molded at various molding pressures to obtain a powder molded body. Press molding process). Regardless of the molding pressure, there was no galling on the inner surface of the mold, and the powder compact could be easily removed from the mold with low ejection force.
  • a mixed powder obtained by adding and mixing 0.8% of internal lubricant Li St was used as a raw material powder. This was subjected to normal room temperature molding to obtain a powder compact (see Table 5). 'Mixing of pure iron powder etc. with Li St (powder) was performed with a V-type mixer or a rotary ball mill.
  • the molding pressure is set to 392MPa, 490MPa, 588MPa and 686MPa in order to prevent damage to the mold.
  • the soaking time is 30 minutes, and the cooling rate after sintering is 40 ° C.
  • the sintering furnace was a very low oxygen partial pressure atmosphere of 50 to 100 p pm in CO concentration (in terms of oxygen partial pressure 10- 19 ⁇ 10- 21 P a or equivalent).
  • a cylindrical sample having a diameter of 23 mm and a 10 ⁇ 55 mm bending test piece type sample made of various iron-based sintered alloys were obtained.
  • the properties (density) of the powder compact in the table are representative of those of the powder compact sintered at 1150 ° C (the same applies hereinafter).
  • the characteristics of the powder compact sintered at 1250 ° C are almost the same as those of the powder compact sintered at 1150 ° C, and there is no substantial difference between the two. Was very stable.
  • Sample No. E00 is the case of Fe-C based iron-based sintered alloy without strengthening powder.
  • Sample Nos. E01 to E03 are Fe- 10% Cu powder described above instead of the strengthening powder. This is the case of Fe-Cu-C based iron-based sintered alloy using powder.
  • Sample Nos. E1 to E5 were obtained by varying the ratio (composition ratio) while keeping the amount of Mn + Si constant at 2%.
  • Sample Nos. E 2 to 4 with Mn / S i between 3 and 13 were all sample Nos. E 02 (C content was the same as that of Sample No. + 2%, which is the same as the + Si amount), it was confirmed that the same or higher strength could be obtained.
  • the sintered body reinforced by Mn and Si has significantly improved deflection compared to the sintered body reinforced by Cu, and also showed very good ductility. . Also, as can be seen by comparing sample Nos. E 6 to 8 and sample Nos. E 01 to 03, if the amount of C is the same, the use of Mn + Si smaller than Cu results in higher strength and higher strength. It was also found that a ductile sintered body was obtained. The sintering temperature was 1150 for all of the above trends. It was the same at C and 1250 ° C.
  • compounding the strengthening powder as Fe—Mn—Si powder has better mechanical properties than blending it as Fe—Mn powder or Fe—Si powder; ⁇ I found out. This tendency was the same whether the sintering temperature was 1150 ° C or 1250 ° C.
  • Samples Nos. E17 to E27 all had stable dimensions.
  • the dimensional change due to the change in the pressure and the change in the molding pressure was very small and showed excellent dimensional stability
  • the size of the sintered body tended to increase (that is, expand) with an increase in the amount of FMS powder.
  • E21 to 23 when the FMS powder No.
  • the hardness of the sintered body was increased as the amount of the FMS powder was increased, even when the FMS powder was used. Conversely, the deflection (ductility) decreased as the amount increased, irrespective of which FMS powder was used. In addition, the dimensional change increased with the increase in the amount of any of the FMS powders. Note that all of the above trends were the same whether the sintering temperature was 1150 ° C or 1250 ° C. However, when the sintering temperature was high (1250 ° C), the strength, ductility and dimensional stability were higher. All properties were excellent.
  • Figures 1 to 6 show the above results organized for Mn content for each sintering temperature.
  • 1 and 2 show the relationship between the Mn content and the bending force
  • FIGS. 3 and 4 show the relationship between the Mn content and the deflection
  • FIGS. 5 and 6 show the Mn content. The relationship between dimensional changes before and after sintering is shown. .
  • the amount of the FMS powder there were a plurality of amounts that maximized the transverse rupture strength.However, as can be seen from FIGS. 1 and 2, when viewed from the overall composition of the sintered body, It was found that the bending force showed the highest value when the Mn content was around 1.2%. On the other hand, the dimensional change in the amount of deflection decreased almost monotonously with the increase in the amount of FMS powder. From these results, assuming that the entire sintered body (iron-based sintered alloy) is 100%, the upper limit of the amount of] ⁇ 11 is 1.5% or less, 1.4%, 1.3%, and 1.2%. Is preferred. On the other hand, the upper limit of the Si amount is preferably 2.0% or 1.5%. [0200]
  • the effects of the particle size of the FMS powder and the sintering temperature on the properties of the sintered body were investigated as follows. First, the FMS powder No. VI was machine-crushed into one 250 mesh (particle diameter 63 ⁇ or less), one 350 mesh (particle diameter 45 m or less), and one 500 mesh (particle diameter 25 ⁇ or less). Sorting was performed by sieving.
  • each of the FMS powders having the three particle diameters described above was mixed with the above-described pure iron powder and graphite powder to prepare a raw material powder having a Fe-2FMSVI-0.6C composition.
  • Each raw material powder was formed into a powder compact by a mold lubrication warm pressing method, and the powder compact was sintered to obtain samples No. E31, E44 and E45.
  • Table 4 shows the properties of the obtained powder compact and sintered body (Fe-Mn-Si-C based iron-based sintered alloy).
  • the higher the sintering temperature the better the strength, hardness, and ductility (deflection), regardless of the size of FMS powder used. It can also be seen that if the sintered body uses FMS powder with a particle size of about 250 mesh, the strength of the Fe—Cu—C based sintered body (sample No. E02), which is a comparative material, is sufficiently higher. .. Of course, if a finer FMS powder was used, a sintered body with higher strength than the conventional sintered body could be obtained.
  • the powder compact was molded by a molding method (general molding method) different from the mold lubrication warm pressing method capable of high-density compaction, and the powder compact was sintered.
  • Table 5 shows the characteristics of the powder compacts and sintered compacts of the samples Nos. E41, E42 and E04 thus obtained, together with the respective composite yarns.
  • sample Nos. E41 and E42 0.1% and 0.8% of Fe- * 2 FMSVI-0.8C raw material powder using No. VI FMS powder (one 250 mesh powder) It was molded and sintered by adding the internal lubricant (LiSt) to each.
  • Sample No. E41 contains 0.1% of an internal lubricant, but was molded under the same molding conditions as the mold lubrication warm pressing method described above. It was molded by a room temperature molding method without mold lubrication.
  • Sample No. E04 was prepared by adding 0.8% of an internal lubricant (LiSt) to a raw material powder having a Fe—2Cu—0.8 C composition and forming it at room temperature (sample No. E42). (Similar), but sintered. Any sintering step, F e- Cu- in conjunction with the general sintering conditions C-based sintered body, N 2 - were carried out 5% H 1 140 ° Cx 20 minutes at 2 atmosphere. The cooling rate of the sample after sintering was about 40 ° C / min.
  • an internal lubricant LiSt
  • F e- Cu- in conjunction with the general sintering conditions C-based sintered body, N 2 - were carried out 5% H 1 140 ° Cx 20 minutes at 2 atmosphere.
  • the cooling rate of the sample after sintering was about 40 ° C / min.
  • FIGS. 7 and 8 show the results obtained by arranging these results by the density of the sintered body.
  • Fig. 7 shows the relationship between sintered body density and bending strength
  • Fig. 8 shows the relationship between sintered body density and the amount of deflection. It was confirmed that both the flexural strength and the deflection increased almost monotonously (proportionally) with the density of the sintered body.
  • Figure 9 shows the results of a three-point bending fatigue test performed on the sintered bodies of Sample Nos. E42 and E04. According to the present invention, It was confirmed that the sintered body had fatigue resistance equal to or higher than that of a conventional sintered body.
  • Iron alloy powder that is a Fe-based powder (Asta 1 oy Cr M manufactured by Heganes: particle size 20 to 180 m and Asta 1 oyMo manufactured by Heganes Co .: particle size 20 to 180 ⁇ m) and the above-mentioned ⁇ iron powder (ASC 100.29, manufactured by Heganes), the above-mentioned FMS powder as a reinforcing powder, and the above-mentioned Gr powder as a C-based powder.
  • Composition of A sta 1 oy C r M is iron alloy powder is F e- 3 C r- 0. 5Mo (mass 0/0), the composition of A sta 1 o yMo F e ⁇ 1. 5Mo ( mass 0/0).
  • the FMS powder the powders of VI, W and No. in Table 6 described above were used.
  • the production method, classification, particle size, etc. of the FMS powder are as described above.
  • the powder compact was manufactured by the mold lubrication warm pressing method described above. Various conditions are basically the same. However, the shape of the powder compact was a cylindrical shape with a diameter of 23 mm, and the tensile test piece shape shown in Fig. 10 was used. Two types of carbide molds having cavities corresponding to these shapes were prepared, and mold lubrication warm pressing was performed.
  • the obtained samples were a cylindrical sample with a diameter of 2.3 mm and a tensile test sample shown in Fig. 10.
  • the tensile test specimen was heated at 200 ° C. for 60 minutes in the atmosphere (tempering process).
  • the samples using FMS powder improved the tensile strength by about 200 to 30 OMpa compared to the sample without FMS powder (E 137).
  • the sample using the FMS powder showed a tensile strength of approximately 150 OMpa or more.
  • the sample with a molding pressure of 1176 Mpa exhibited a much higher tensile strength, well over 160 OMpa. Therefore, it was also found that the strength of the iron-based sintered alloy with the FMS powder was increased regardless of the type of the FMS powder and the magnitude of the molding pressure.
  • Table 8 Various samples shown in Table 8 were produced using the above-described pure iron powder or iron alloy powder, 0.5% by mass of Gr powder, and 1% by mass of FMS powder (No. VI).
  • the compacting pressure of the powder compact was 784 Mpa or 1176 Mpa, and the sintering temperature of the powder compact was 1250 ° C.
  • Table 8 shows the properties of each sample together with its composition and molding pressure. The C content was determined by a combustion-infrared absorption method.
  • Table 8 shows that the amount of C (Gr) blended in samples without FMS powder was reduced by 6 to 14% regardless of the composition.
  • the molding pressure was 1176 Mpa
  • the decrease in the amount of C was larger in the case of 784 Mpa.
  • the decrease in the amount of C was as small as 2 to 6%.
  • the decrease in the amount of C was as small as 2 to 4%.
  • Figure 13 shows the relationship between the compact density of the powder compact and the carbon content of the sintered compact based on the characteristics of various samples using Asta1oyCrM powder and 0.5 mass% of 0r powder. Indicated. From this figure, when FMS powder is included (AstaloyCr M—1% FMSYI-0.5 C), the amount of C after sintering increases with the increase in the compact density of powder compaction (that is, When the compact density exceeds 7.4 g / cm 3 (density ratio 94%) or more, the C content hardly decreases (the reduction width is about 2% or less). I understood that.
  • the tensile strength shows the maximum value when the Gr powder is 0.4 to 0.6% by mass.
  • the maximum value of the tensile strength increased as the composition of the FMS powder increased. This trend is This is almost true even if the compounding amount of FMS powder, molding pressure and sintering temperature are different.
  • the tensile strength showed the maximum value in the region where the blending amount of C was smaller. This tendency is almost satisfied even if the molding pressure and sintering temperature are different.
  • ultra-high-density powder compacts with a compact density of 96% or more are sintered at 1350 ° C
  • ultra-high-strength iron 160 OMpa or more, 170 OMpa or more, and 180 OMpa or more
  • Raw material powder pure iron powder + graphite powder + (Fe-Mn powder + Fe-Si powder)
  • Raw material powder pure iron powder + graphite powder + FMS powder + internal lubricant
  • Raw material powder Astaloy Cr (Fe-3Cr-0.5Mo) + FMSVI powder (Fe-50Mn-33Si) + Gr powder
  • Raw material powder Astaloy CrM (Fe-3C "0.5Mo) + FMSVI powder (Fe-50Mn-33Si) + Gr powder Sintering S degree: 1150 ° C
  • Raw material powder Astaloy CrM (Fe-3Cr-0.5 o) + FMSVI powder (Fe-50Mn-33Si) + Gr powder
  • Raw material powder Astaloy OM (Fe-3C "0.5Mo") + FMSVI powder (Fe-50Mn-33Si) + Gr powder
  • Raw material powder Astaloy CrM (Fe-3Cr-0.5 o) + FMSVT powder (Fe-50Mn-33Si) + Gr powder
  • Raw material powder Astaloy Cr (Fe-3Cr-0.5 o) + FMSVI powder (Fe-50Mn-33Si) + Gr powder Sintering temperature: 1350 ° C
  • Fe—Mn—Si powder was prepared as the Si powder.
  • This FM S powder was obtained by pulverizing various types of Fe-Mn-Si-based ingots (ingots) shown in Table 22 melted in an Ar gas atmosphere in the air, and the particle size was 25 ⁇ or less. This was sieved into powder of Hereinafter, the type of the FMS powder is specified by the numbers (I to III) in Table 22.
  • F-Mn-Si-based lump FMS-lump
  • FMS-lump F-Mn-Si-based lump
  • the FMS ⁇ lump with a Si + Mn content of 35% or less had relatively high ductility and was difficult to be pulverized only by mechanical pulverization.
  • FMS powder having a relatively large amount of Si + Mn (for example, 80% by mass) was used from the viewpoint of reducing the friability of the FMS ⁇ lump and reducing the blending amount of the FMS powder.
  • those with different liquidus temperatures determined by thermocalc were selected from the viewpoint of the dimensional accuracy of the sintered body.
  • the powder compact was' mainly performed by a mold lubrication warm pressing method.
  • the details are as follows. Two types of cemented carbide dies with a cylindrical cavity of ⁇ 23 mm and a bending test specimen cavity of 10 x 55 mm were prepared.
  • the inner peripheral surface of each mold was previously subjected to a Tin coating process, and the surface roughness was set to 0.4Z.
  • Each mold was preheated to 150 ° C with a pan heater.
  • the inner peripheral surface of the heated mold was uniformly coated with the aqueous solution obtained by dispersing lithium stearate (L i S t) is a higher fatty acid-based lubricant at a ratio of about 1 cm 3 / sec at a spray gun ( Coating process).
  • LiSt film of about 1 ⁇ m was formed on the inner peripheral surface of each mold.
  • the aqueous solution used here is obtained by dispersing LiSt in a mixture obtained by adding a surfactant and an antifoaming agent to water.
  • a surfactant polyoxyethylene nouryl phenyl ether (EO) 6, (EO) 10 and borate ester Emalbon T-180 were used, each of which was 1 volume to the total aqueous solution (100 volume%). %.
  • an antifoaming agent FS Antifoam 80 was used, and 0.2% by volume was added to the entire aqueous solution (100% by volume).
  • L i St used had a melting point of about 225 ° C. and an average particle size of 20 ⁇ . The amount of dispersion was 25 g per 100 cm 3 of the aqueous solution.
  • the aqueous solution in which Li St was dispersed was further subjected to a fine treatment (Teflon-coated steel ball: 100 hours) with a ball mill type pulverizer.
  • the stock solution thus obtained was diluted 20-fold, and an aqueous solution having a final concentration of 1% was subjected to the above coating step.
  • Each raw material powder filled in the mold was molded at various molding pressures to obtain a powder compact (warm pressing step). Regardless of the molding pressure, there was no galling on the inner surface of the mold, and the powder compact could be easily removed from the mold with low ejection force.
  • the bending test pieces were subjected to heat treatment of quenching and tempering after sintering.
  • the quenching was performed by heating at 850 ° C for 1 hour in a nitrogen atmosphere and then rapidly cooling in oil at 60 ° C.
  • the subsequent tempering was performed by heating at 200 ° C for 1 hour in the atmosphere.
  • the occurrence of swelling can be confirmed by the dimensional change (especially the height dimension) greatly changing to the plus side, and also by the sudden decrease in the sintered body density ratio.
  • the sintered compact density ratio drops sharply from over ⁇ 1% to 90% or less of the compact density ratio. Thus, it can be determined that bulging has occurred.
  • Figure 16 shows the relationship between the green compact density ratio and the sintered compact density ratio when the raw material powder containing 0.5% of Gr powder was used.
  • Figures 17A and 17B show the appearance photographs and the cross-sectional photographs of the blistered sample (Gr powder blending amount: 0.5%, molding pressure: 196 OMPa), respectively. As is clear from FIG. 17B, it was found that the formation of large pores inside the sintered body was the cause of the swelling.
  • Example Nos. HS 9 to HS 12 The above-mentioned Astaoyoy Mo powder, graphite (Gr) powder and No. I FMS powder were blended and mixed to prepare various raw material powders. This raw material powder was molded at various molding pressures by a mold lubrication warm pressing method, and each of the obtained powder compacts was sintered to obtain a sample No. HS 9 to HS 12 shown in Table 12. I got a body. Table 12 shows the properties of each powder compact and the composition of each raw material powder. .
  • the height change ( ⁇ ) in the table is the amount of dimensional change in the compression direction of a ⁇ 23 cylindrical sample.
  • This ⁇ most clearly expresses the bulging behavior.
  • This negative value of ⁇ means that the sintered body is shrinking from the powder compact. If the sintered body has a negative ⁇ , no swelling occurs and there is no practical problem as an iron-based sintered alloy member. Even if ⁇ is a positive value, if the density of the sintered body is less than 0.5%, the density is hardly reduced, and there is no practical problem. On the other hand, if ⁇ exceeds 1%, the swelling of the sintered body can be easily determined visually. If ⁇ is negative, of course, if ⁇ is less than + 0.5% or the sintered body density ratio is more than 96%, the sintered body is considered to be practically acceptable.
  • the blending amount of FMS powder should be 0.1% or more and 0.2 % Or more is preferred.
  • the 31 amount is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more.
  • the amount of FMS powder was 0.1% or more and 0.2% to prevent swelling of the ultra-high-density sintered body (C: 0.3 to 0.6%). % Or more is preferred.
  • the 31 amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.06% or more.
  • the raw material powders of various compositions were prepared by mixing and mixing the above Astaoyoy Mo powder, graphite (Gr) powder and No. III FMS powder. This raw material powder is used for mold lubrication Each of the powder compacts obtained was compacted at various compacting pressures by a pressure compacting method, and the compacts were sintered to obtain sintered compacts of Sample Nos. HS 17 to HS 20 shown in Table 14. Table 14 shows the properties of each powder compact and each sintered compact together with the composition of each raw material powder.
  • the sintered body containing more than 0.1% of FMS powder has a ⁇ T value regardless of the amount of Gr powder or the molding pressure. It was a negative value and no swelling occurred in those samples.
  • the amount of the FMS powder was 0.05% or more and 0.1% to prevent the swelling of the ultra-high density sintered body (C: 0.3 to 0.6%). More preferably, it is at least 0.2%. When this is converted into the Si amount, it can be said that 0.02% or more, 0.04% or more, and 0.08% or more is preferable.
  • the compounding amount of the Gr powder was 0.5%
  • the compounding amount of the FMS powder was 0.1%
  • the molding pressure was 1568 MPa.
  • a bending test piece type sintered body similar to the sample was manufactured. These were subjected to the heat treatment described above to obtain bending test pieces (iron-based sintered alloy members). A bending test was performed on this test piece, and the bending strength characteristics of each test piece were examined. Table 15 shows the results. [0276]
  • test specimens using any of the FMS powders exhibited sufficient density and ductility, and there were no significant differences depending on the type of FMS powder. Taking the dimensional changes ( ⁇ and AD) shown in Tables 12 to 14 into consideration, it can be said that the FMS powder No. II is preferable, but there is substantially no problem with other FMS powders.
  • Example Nos. HS 1 to HS 7, Sample No.Cl, C 2 The above-mentioned various low alloy powders, graphite (Gr) powder, and FMS powder No. II were blended. By mixing, raw material powders of various compositions were prepared. This raw material powder was molded at various molding pressures by a mold lubrication warm press molding method, and each of the obtained powder compacts was sintered to obtain samples No. HS 1 to HS 7 and sample No. C1, C2 sintered bodies were obtained. The properties of each powder compact and each sintered compact are shown in Tables 16 and 17 together with the composition of each raw material powder. In addition, based on the results of the fifth example, the No.
  • FMS powder was used for compounding the raw material powder.
  • samples No. HS 1 to HS 4 using Asta1oyMo the blending amount of the FMS powder was changed in the range of 0.1 to 1% by mass.
  • the blending amount of FMS powder was fixed at 0.5% by mass.
  • Sample Nos. C1 and C2 did not contain FMS powder.
  • the blending amount of Gr powder was constant at 0.5% by mass for all samples.
  • Table 16 shows the following. All samples using Fe-based powders other than Dist a 1 oy AE exhibited shrinkage of the sintered body when the height change ⁇ was a negative value. On the other hand, it was found that swelling of the sintered body was most likely to occur when Dist a 1 oy A E containing 1.5% of Cu was used. However, despite the fact that Dista 1 oy AE is not originally a material that sinters at a high temperature of 1350 ° C, the ⁇ ⁇ ⁇ of the sintered body composed of it is less than + 0.3%, It was suppressed to the same extent as a normal sintered body. From these facts, it was confirmed that the FMS powder exhibited the effect of suppressing swelling of the sintered body or the effect of dimensional stability regardless of the type of Fe-based powder.
  • Table 17 shows the following. All of the samples in which the FMS powder was mixed into the raw material powder were not only high in strength but also excellent in ductility (amount of deformation) regardless of the type of Fe-based powder. This is clear when compared with Sample Nos. C1 and C2 that do not contain FMS powder. As is clear from sample No. HS 1 to HS 4, when Asta 1 oy Mo was used, the blending amount of FMS powder was 0.1 to 0.2% (Mn, Si: 0.03 ⁇ 0.1%), an intensity peak appeared.
  • a sintered body was manufactured using Fe—76.4% Si powder instead of FMS powder. That is, Asta oy Mo powder, graphite (Gr) powder, and Fe—76.4% Si powder (500 mesh) were blended and mixed to prepare various raw material powders for yarn. .
  • This raw material powder was molded at various molding pressures by a mold lubrication warm pressure molding method, and each of the obtained powder compacts was sintered to obtain a sample No. 'HS 29, HS 21 to 21 shown in Table 18.
  • a sintered body of HS 23 was obtained. Table 18 shows the characteristics of each powder compact and each sintered compact together with the composition of each raw material powder.
  • a sintered body was manufactured using F e—75.6% Mn powder instead of the FMS powder. That is, Asta1oyMo powder, graphite (Gr) powder, and Fe—75.6% Mn powder (500 mesh) were blended and mixed to prepare raw material powders having various compositions. This raw material powder was molded at various molding pressures by a mold lubrication warm press molding method, and each of the obtained powder compacts was sintered to obtain a sintered compact of Sample No. HS24 shown in Table 19. Obtained. The properties of each powder compact and each sintered compact are shown in Table 19 together with the composition of each raw material powder.
  • Example Nos. HS 25 to 28 and Sample No. HS 30 A sintered body was manufactured using pure Si powder instead of FMS powder. That is, Asta1oyMo powder, graphite (Gr) powder, and pure Si powder (500 mesh) were blended and mixed to prepare raw material powders of various compositions. This raw material powder was molded at various molding pressures by a mold lubrication warm pressure molding method, and each of the obtained powder compacts was sintered to obtain a sintered compact of Sample No. HS 25 to 28 shown in Table 20. I got a body. Table 20 shows the properties of each powder compact and each sintered compact together with the composition of each raw material powder.
  • Base powder AstaloyMo 1350 ° C, Sintering in nitrogen for 30 minutes The compact density ratio was obtained by (compact density) / (true density of sintered compact). True density of the sintered body at this time was 7.88 g / G m3.
  • the compact density ratio was determined by (compact density) / (true density of the sintered compact). The following values were used for the true density value of the sintered body.
  • AstaloyMo material 7.88g / cm3
  • DistaloyAE material 7.88g / cm3
  • KIP103V material 7.85g / cm3
  • the compact density ratio was determined by (compact density) / (true density of sintered compact).
  • AstaloyMo material 7.88g / cm3
  • DistaloyAE material 7.88g / cm3
  • KIP30CRV material 7.83g / cm3
  • K1P103V material 7.85g / cm3

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Abstract

　本発明の鉄基焼結合金は、主にＦｅからなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、全体を１００質量％としたときに、Ｃが０．１～１．０質量％であり、Ｍｎが０．０１～１．５質量％であり、このＭｎとＳｉとの合計が０．０２～３．５質量％であり、主たる残部がＦｅからなる。適量のＭｎおよびＳｉによって、鉄基焼結合金が強化されると共に優れた寸法安定性が発現されることを見いだした。この結果、これまで鉄基焼結合金の強化にはほぼ必須と考えられていたＣｕやＮｉの使用を抑制、廃止することができ、鉄基焼結合金のリサイクル性を高められ、さらにはそのコスト低減も図れる。

Description

明細書 鉄基焼結合金、 鉄基焼結合金部材およびそれらの製造方法 技術分野
【0 0 0 1】
本発明は、 マンガン （M n ) およぴケィ素 （S i ) を含む原料粉末を焼結させ た鉄基焼結合金または鉄基焼結合金部材とそれらの製造方法に関するものである。 具体的に、 本発明は、 強度や寸法安定性に優れ、 低コストで C uフリーまたは N iフリーを可能とする鉄基焼結合金およびその製造方 ¾feに関するものである （以 下、 これらの発明を 「第 1発明」 という） 。 また、 本発明は、 高強度で寸法安定 性に優れる高密度な鉄基焼結合金部材およびその製造方法に関するものである
(以下、 これらの発明を 「第 2発明」 という） 。 背景技術
【0 0 0 2】
(第 1発明の背景）
機械部品等の構造部材の製造コストを削減するために、 鉄を主成分とする原料 粉末を加圧成形した粉末成形体を加熱し焼結させた鉄基焼結合金部材の利用が考 えられる。 鉄基焼結合金部材を用いれば、 最終形状に近い製品 （焼結体） を得る ことも可能となり、 機械加工削減や歩留り向上等によって、 構造部材の製造コス トゃ材料コス トの低減を図り得る。 このためには、 鉄基焼結合金部材の強度と焼 結前後の寸法安定性が重要となってくる。
【0 0 0 3】
このような観点から、 これまで、 F e— C u— C組成の原料粉末からなる粉末 成形体を焼結させた F e— C u— C系鉄基焼結合金が構造部材用として多用され てきた。 C uが鉄基焼結合金の強度向上および焼結前後の寸法精度の安定に有効 な元素だからである。 従って、 一般的な鉄鋼材料とは異なり鉄基焼結合金の場合、 C uは、 ほぼその必須成分と考えられてきた。 【0004】
(第 2発明の背景）
機械部品等の構造部材の製造コストを削減するために、 鉄を主成分とする原料 粉末を加圧成形した粉末成形体を加熱し焼結させた鉄基焼結合金部材の利用が考 えられる。 鉄基焼結合金部材を用いれば、 最終形状に近い製品 （焼結体） を得る ことも可能となり、 機械加工の削減や歩留り向上等によって、 構造部材の製造コ ストや材料コストの低減を図り得る。 このためには、 鉄基焼結合金部材の強度と 焼結前後の寸法安定性が重要となってくる。 その方策として従来、 次のような方 法が採用されてきた。
【0005】
先ず、 F e— Cu.— C系組成の原料粉末を使用することである。 Cuが鉄基焼 結合金部材の強度向上および焼結前後の寸法精度の安定に有効な元素だからであ る。 しかし、 このような組成の原料粉末を使用したとしても、 焼結体の密度が低 いと、 結局は高強度の焼結体は望めない。 また、 C uを含む鉄基焼結合金部材は、 コスト面ゃリサイクル面等でも好ましくない。
【0006】
焼結体の密度を高める方法として、 2回成形 2回焼結 （2 P 2 S) を行う方法 が考えられる。 し力 し、 この方法は、 成形おょぴ焼結を繰返し行うので、 焼結体 のコスト上昇を招き好ましくない。 焼結体を鍛造して緻密化 （高密度化） する粉 末鍛造法もある。 しかし、 この方法では焼結体の寸法精度を維持できないので、 粉末焼結法の利点が犠牲になり、 本来の目的である鉄基焼結合金部材に依る構造 部材の低コスト化を図れない。
【0007】
【特許文献 1】 US 63461 33
【特許文献 2】 US 6364927
【特許文献 3】 特許 3309970号公報
【特許文献 4】 特開昭 58-210147号公報
【特許文献 5】 特表平 10— 510007号公報
【非特許文献 1】 High Strength Si- Mn-Alloyed Sintered Steels. P. M. Int. vol 17. No. 1 (1985)
【非特許文献 2】 "Effect of Sinter-Hardening on the Properties of High Temperature Sintered PM Steels , Advances in Powder
Metallurgy & Particulate Materials, MPIF, 2002, partl3, ppl~13 【非特許文献 3】 "New focus on chromium may sidestep alloy cost increases", MPR. September (2004) , PP16~19 発明の開示
【0 0 0 8】
(第 1発明の解決課題）
し力 し、 C u粉末は、 単価が高く鉄基焼結合金中の使用量も比較的多い。 この ため、 自ずと鉄基焼結合金の製造コストを上昇させることとなる。 さらに、 C u は、 鉄鋼材料の熱間脆性の原因となる元素であるが、 製鍊等で除去困難な元素で ある。 このため、 C uを使用した鉄基焼結合金は、 スクラップ等への混入が嫌わ れ、 そのリサイクルは困難であり、 C uを含む鉄基焼結合金の使用は環境対策上 必ずしも好ましいものではなかった。
【0 0 0 9】
C uの他に、 鉄基焼結合金に多用される元素として N iがある。 ]^ 1もじ11と 同様に、 鉄基焼結合金の強度等を向上させるのに有効な元素である。 しかし、 N i粉末も高価であり、 鉄基焼結合金の製造コストを上昇させる。 また、 N iはァ レルギ一性元素であり、 その使用が好ましくない場合もある。
【0 0 1 0】
上記の特許文献 1、 2や非特許文献 1には、 C uを使用せずに、 M nや S iを 含有させて強度向上等を図った鉄基焼結合金が開示されている。 しかし、 それら はあくまでも実験室レベルのものであって、 Mnや S iの組成や添加方法等の点 でも、 後述する本発明とは異なっている。
【0 0 1 1】
特許文献 3には、 粉末成形体の超高密度成形方法が開示されている。 特許文献 4および特許文献 5には、 S i— Mn— F e母合金の粉砕粉と鉄粉との混合粉末 を圧縮成形およぴ焼結させた鉄基焼結合金が開示されている。 しかしこれらの特 許文献に開示されている鉄基焼結合金は、 後述する本発明の鉄基焼結合金と c、
Mn、 S i等の組成が相違しており、 両者の目的とするところは異なっている。
【0 0 1 2】
また、 特許文献 5では、 N iに替えて] Vi oを含有させた鉄基焼結合金をも開示 している。 しかし、 その強度は必ずしも十分ではなく、 さらなる高強度化には焼 入れ、 焼戻し等の熱^理を別途必要としている。 言うまでもなくこのような熱処 理は、 多くの時間および工数を必要とし、 鉄基焼結合金の製造コストを上昇させ る。
【0 0 1 3】
これに対して非特許文献 2または 3には、 焼結工程後の熱処理を省略しつつも、 高強度の鉄基焼結合金 （シンターハードユング鋼） が得られる旨が開示されてい る。 し力、し、 非特許文献 2は、 本発明と異なり、 M nや S iを含有した鉄基焼結 合金を開示していない。 非特許文献 3には、 C r、 M n、 S i、 M oを含有する シンターハードユング鋼が開示されている。 し力 し、 そのシンターハードユング 鋼は、 焼入れ性が不十分であり、 焼結工程のみで必ずしも十分な高強度を発揮し ない。
【0 0 1 4】
また、 従来のシンターハードユング鋼は、 焼結工程の加熱後に比較的大きな冷 却速度で強制冷却することが前提とされていたため、 シンターハードニングを行 うには、 強制冷却設備を別途、 従来の焼結炉に設ける必要が生じる。 し力 し、 製 造設備の変更には多額の費用を要し、 現実に採用されることは稀であった。
【0 0 1 5】
C rなどを多量に使用してシンターハードニング鋼の焼き入れ性を改善するこ とも考えられる。 し力 し、 C r含有粉末は非常に酸化され易く、 その還元も難し いことから、 そのような粉末を用レ、た鉄基焼結合金はこれまで実用化されていな かった。
【0 0 1 6】
本発明は、 このような事情に鑑みて為されたものであり、 。11または1^ 1の使 用を抑制しつつも、 強度等の機械的特性や焼結前後の寸法安定性を確保し得る鉄 基焼結合金およびその製造方法を提供することを目的とする。 さらに、 高強度で 寸法安定性に優れつつも、 低コストで製造される鉄基焼結合金およびその製造方 法を提供することを目的とする。
【0 0 1 7】
(第 2·発明の解決課題）
本発明者は、 既に 1回の成形で超高密度な粉末成形体を得る方法を確立してい る （上記特許文献 3 ) 。 この粉末成形体を焼結させることで、 高密度の焼結体を 得ることが可能となる。 つまり、 2回成形 2回焼結を行うまでもなく、 1回成形 1回焼結で、 超高強度な鉄基焼結合金部材を得ることが可能となる q
【0 0 1 8】
ところが、 本発明者が鉄基焼結合金部材のさらなる高強度化を図るために、 原 料粉末の配合組成や焼結温度等を種々変更して、 上記の超高強度粉末成形体を高 温焼結させたところ、.焼結体に膨れ （プリスター） の発生するものがあった。 こ のような膨れを生じた鉄基焼結合金部材は、 当然、 寸法精度が崩れ、 その密度お よぴ強度が低下したものとなる。
【0 0 1 9】
本発明は、 このような事情に鑑みて為されたものであり、 焼結時の膨れの発生 が抑止されて焼結前後の寸法安定性に優れる、 高密度で高強度な鉄基焼結合金部 材ぉよびその製造方法を提供することを目的とする。
【0 0 2 0】
なお、 上記の特許文献 1および 2や非特許文献 1には、 S iを含有した鉄基焼 結合金が ϋ示されている。 し力 し、 それらと後述する本発明とは、 前提としてい る課題および粉末成形体の密度、 S iの組成等の多くの点で異なっており、 両者 は実質的に無関係である。 また、 特許文献 4および 5には、 S i—M n— F e母 合金の粉碎粉と鉄粉との混合粉末を圧縮成形および焼結させた鉄基焼結合金が開 示されている。 しかしこれらの場合も、 前提としている課題等が後述の本発明と は異なっており、 両者の間に実質的な関係はない。
【0 0 2 1】 (第 1発明の解決手段）
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、 試行錯誤を重ねた結果、 適量の
Mnや S iを含有させて、 高強度で寸法安定性に優れる鉄基焼結合金が得られる ことを新たに見出し、 本発明を完成するに至った。
【0022】
(1) 鉄基焼結合金
すなわち、 本発明 鉄基焼結合金は、 主に鉄 （F e) からなる原料粉末を加圧 成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、
全体を 100質量％としたときに、 炭素 （C) が 0. 1〜1. 0質量％であり、 マンガン （Mn) が 0. 01〜1. 5質量％であり、 該 Mnとケィ素 （S i) と の合計が 0. 02〜3. 5質量％であり、 主たる残部が F eであって、 強度およ ぴ寸法安定性に優れることを特徴とする。
【0023】
本発明の鉄基焼結合金は、 Cと Mnおよび S iとを適量含有させることで、 C u等を敢て含有させるまでもなく、 高強度で寸法安定性に優れる。 Cuを使用す る場合に比べて、 Mnや S iは比較的安価に入手でき、 しかもその使用量も比較 的少なくて済む。 従って、 本発明の鉄基焼結合金によれば原料コストの低減も可 能となる。
【0024】
適量の Mnおよび S iの両方を含む場合に、 本発明の鉄基焼結合金の機械的特 性 （強度や延性等） は大きく向上し、 さらには寸法安定性にも優れたものとなる。
Mnは、 特に鉄基焼結合金の強度向上に有効な元素である。 鉄基焼結合金全体 を 100%としたときに、 Mnの下限値は 0. 01質量％、 0. 05質量％、 0. 1質量％、 0. 2質量％、 0. 3質量。/。が好ましい。 Mnが過少ではその効果が 乏しい。 もっとも、 原料粉末中に含まれる合金元素の種類によっては、 Mnが微 量であっても、 十分な強度の鉄基焼結合金が得られる。 一方、 Mnの上限値は 2 質量％、 1. 5質量％、 1. 2質量％ (特に、 1. 2質量％未満） 、 1. 15質 量％、 1. 1質 *%、 1. 0質量％ (特に、 1· 0質量％未満） 、 0. 9質量％、 0. 8質量％が好ましい。 Mnが過多になると、 鉄基焼結合金の伸びが減少して 靱性が低下し、 寸法変化も増加して寸法安定性が阻害される。 例えば、 Mriの組 成範囲は 0. 2〜2質量％さらには 0. 3〜1. 5質量％が好ましい。 なお、 本 明細書では、 特に断らない限り、 成分元素の各上限値と各下限値とは任意に組み 合わせることができることを断っておく。
【00 25】
S iは、 鉄基焼結合金の強度向上にも寄与するが、 特に、 鉄基焼結合金の寸法 安定性に大きく寄与する。 特に、 この傾向は、 S iが Mnと共存する場合に大き い。 Mnは鉄基焼結合金の寸法を増加させる傾向に作用するのに対しそ、 S iは 鉄基焼結合金の寸法を減少させる傾向に作用する。 両元素が共存することでそれ らの傾向が打ち消し合って、 鉄基焼結合金の寸法安定性が確保されると考えられ る。
【00 26】
S iが過少では、 寸法安定性が乏しく、 過多になると寸法収縮量が大きくなつ て好ましくない。 鉄基焼結合金全体を 1 00 %としたときに、 S iの下限値は 0. 1質量％、 0. 2質量％、 0. 3質量％が好ましい。 一方、 S iの上限値は 3質 量％、 2. 5質量％、 2質量％、 1. 2質量％が好ましい。 さらに、 S iの組成 範囲は 0. 1〜3質量％さらには 0. 2〜2質量％が好ましい。 Mnおよび S i の合計でいえば、 0. 3〜5質量％さらには 0. 5〜3. 5質量％が好ましい。
【00 27】
本発明の鉄基焼結合金は、 適量の Cを含む。 Cは鉄基焼結合金の重要な強化元 素である。 焼結中に cが拡散して鉄基焼結合金が固溶強化されることは勿論のこ と、 cを適量含むことで、 鉄基焼結合金の焼入れ、 焼戻しといった熱処理が可能 となり、 それによつて鉄基焼結合金の機械的特性を一層大きく向上させることが できる。 Cが過少ではその効果が乏しく Cが過多になると延性が低下する。
【00 28】
鉄基焼結合金全体を 1 00質量％としたときに、 Cの下限値は 0. 1質量％、 0. 2質量0 /0、 0. 3質量％、 0. 3 5質量％、 0. 4質量％が好ましい。 一方、 Cの上限値は 1.' 0質量％、 0. 8質量％、 0. 7質量％、 0. 6質量％が好ま しい。 さらに、 Cの組成範囲は 0. 1〜： 1. 0質量％さらには 0. 2〜0. 8質 量％が好ましい。
【0029】
さらに本発明の場合、 一般的な炭素鋼に比較して、 より少ない C量で高強度の 鉄基焼結合金の高強度化を図ることができる。 この理由は必ずしも定かではない が、 Mnおよび S iによる影響が強いと思われる。 具体的には、 Mnおよび S i を添加することにより、 Cの歩留りが向上し、 さらには、 焼入れ性も向上したた めと考えられる。 い れにしても、 従来よりも低炭素量側で鉄基焼結合金の高強 度化を図れるため、 高強度化を図りつつ高靱性を確保することが可能となる。 つ まり、 一般的に背反関係にあるといわれる強度と靱性とを高次元で両立させた鉄 基焼結合金が得られる。
【0030】
上記元素以外に、 モリブデン （Mo) 、 クロム （C r) 、 ニッケル （N i) 等 の合金元素を含有していても良い。 特に、 調質等の熱処理を行う場合には、 これ らの元素を含有しているのが好ましい。 それらの好適な含有量は C量等によって も変化するため一概には特定できないが、 例えば、 鉄基焼結合金全体を 100質 量％として、 Moは 0. 1〜3質量％さらには0. 2〜2質量％、 01：は0. 2 〜5質量％さらには0. 3〜3. 5量％、 1^ 1は0. 5〜6質量％さらには 1〜 4質量％含まれていると好適である。
【003 1】
なお、 鉄基焼結合金の N Ϊフリ一化の観点から合金元素としては特に C rまた は M oの 1種以上が好ましい。 これらの合金元素を含む鉄基焼結合金の詳細につ いは後述する。
【0032】
本発明の鉄基焼結合金は、 Cuを含有させるまでもなく、 高強度で寸法安定性 に優れたものである。 本発明の鉄基焼結合金が、 Cuを実質的に含まない Cuフ リ一鉄基焼結合金であると、 鉄基焼結合金のリサイクル性が向上して環境対策上 好ましい。 また、 高価な Cuの使用を抑制することで、 鉄基焼結合金の低コスト 化も図れる。 さらには、 鉄基焼結合金が Cuフリーであると、 Cuに起因した鉄 基焼結合金の熱間脆性も回避される。 【0033】
一方、 N iは鉄基焼結合金の高強度化に有効な元素であり、 リサイクル性等が 問題となることは少ない。 し力 し、 N iはアレルギー性元素といわれ、 使用が好 ましくない場合がある。 従って、 本発明の鉄基焼結合金は、 N iを実質的に含ま ない N iフリー鉄基焼結合金であると好ましい。 従って、 本発明のような Cuフ リ一または N iフリ一の鉄基焼結合金は、 環境調和型の高強度焼結合金として、 今後、 益々その利用範囲が拡大すると思われる。
【0034】
但し、 本明細書中でいう本発明に係る鉄基焼結合金は、 〇 1ゃ1^ 1'の含有を全 く排除するものではない。 上述した Mnや S iと共に適量の Cuや N iを含有す る場合も本発明の範囲に含まれる。 また、 本発明の鉄基焼結合金では、 粉末成形 体の成形体密度や鉄基焼結合金の焼結体密度を必ずしも問わない。 また、 本明細 書全体を通じて、 鉄基焼結合金は、 鉄基焼結合金部材を含む広い概念であること を断っておく。
【0035】
本明細書でいう 「強度」 や 「寸法安定性」 は、 原料粉末の組成、 成形圧力、 焼 結条件 （温度、 時間、 雰囲気等） 等によって異なる。 従って、 それら 「強度」 や
「寸法安定性」 を一概に特定することはできない。 敢ていうならば、 強度は、 抗 折力で 900MP a以上、 l O O OMP a以上、 l l O OMP a以上、 1200 MP a以上、 1 30 OMP a以上さらには 140 OMP a以上であると好ましい ( 【0036】
寸法安定性は、 焼結前後の寸法変化率で ± 1%以内、 ±0. 5%以内、 ±0. 3 %以内さらには土 0. 1 %以内であると好ましい。
【0037】
また、 本明細書でいう 「鉄基焼結合金」 はその形態を問わず、 例えば、 インゴ ット状、 棒状、 管状、 板状等の素材であっても良いし、 最終的な形状またはそれ に近い構造部材 （鉄基焼結合金部材） であっても良い。
【0038】
(2) 鉄基焼結合金の製造方法 上記鉄基焼結合金は、 例えば、 次のような本発明の製造方法によって製造され る。 すなわち、 本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、 純鉄または鉄合金の少なく とも一方からなる F e系粉末と M nおよび S iを粉末全体として含有する強化粉 末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、 該粉末成 形体を加熱し焼結させる焼結工程とを備えてなり、 該焼結工程後に前述した本発 明の鉄基焼結合金が得られることを特徴とする。
【0 0 3 9】
ここで、 本発明の鉄基焼結合金の強度および寸法安定性を確保する上で重要な M nおよび S iについて付言しておく。 M nおよび S iは、 C、 リン ( P ) およ び硫黄 （S ) と共に鋼の五元素と呼ばれ、 溶製される鉄鋼材料では一般的な強化 元素である。 しかし、 この M nおよび S iは、 鉄基焼結合金の分野では殆ど使用 されてこなかった。 M nおよび S iは酸素との親和力が極めて高く酸ィヒ物を作り 易い。 このため、 金属組織内部に酸化物の介在した鉄基焼結合金となってその機 械的特性が劣化すると一般的に考えられていたためである。 このような事情は、 M nおよび S iを F e系粉末どは別の粉末として原料粉末中に加えた場合に顕著 である。
【0 0 4 0】
M nおよび S iを予め合金化させた F e系粉末を用いることも考えられるが、 その F e系粉末は非常に硬質で粉末成形体の成形自体が困難となる。 そこで本発 明の製造方法では、 M nおよび S iを F e系粉末と合金化させることなく、 F e 系粉末とは別の強化粉末として原料粉末中に混在させている。
【0 0 4 1】
焼結工程は、 M nおよび S iを含む粉末成形体を、 M nおよび S iの酸化を十 分に抑止できる酸化防止雰囲気中で加熱して行った （加熱工程） 。 この焼結工程 中の加熱工程は、 水素 （H 2 ) ガスを不活性ガス中に混在させた還元性雰囲気中 で行っても良いが、 例えば、 酸素分圧が 1 0— 1 9 P a以下に相当する極低酸素分 圧の不活性ガス雰囲気中で行うと、 より安全で鉄基焼結合金の低コスト化を図れ る。 実際、 本発明者は、 そのような極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気内で焼結ェ 程を行い、 上述した本発明の鉄基焼結合金を得ている。 この詳細は後述する。 【0042】
いずれにしても、 Cuや N iを使用するまでもなく、 Mnおよび S iを強化元 素として使用することで、 従来の F e— Cu (— C) 系鉄基焼結合金を凌ぐ特性 の F e— Mn— S i (一 C) 系鉄基焼結合金を得ることに成功した。 本発明の鉄 基焼結合金によれば、 機械構造用炭素鋼と同等レベルの機械的特性を発現させる ことも可能である。
【0043】
(3) 鉄基焼結合金 （C r、 Mo含有）
本発明者は、 さらなる高強度化を可能とする新規な組成の鉄基焼結合金を見い だした。 すなわち、 本発明の鉄基焼結合金は、 主に鉄 （F e) からなる原料粉末 を加圧成形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、 全体を 10 0質量％としたときに、 じ 1：が0. 2〜5. 0質量％であり、 Moが 0. ：!〜 1 質量％であり、 Mnが 0. 1〜1. 2質量％であり、 3 1が0. 1〜1. 2質量 %であり、 Cが 0. 1〜0. 7質量％であり、 主たる残部が F eからなる強度お よび寸法安定性に優れることを特徴とする。
【0044】
本発明の鉄基焼結合金は、 焼入性を促進する合金元素 （C rおよび Mo) を適 量含有するため焼入性が向上し、 例えば、 鉄基焼結合金が大物であったとしても、 その内部まで C量に応じた十分な焼入れがなされ得る。
焼入れされた鉄基焼結合金は、 マルテンサイト組織が形成されて高強度となる が、 伸び等の靱性を確保するためには焼戻し等の熱処理を行うと良い。 '
【0045】
(4) 鉄基焼結合金 （C r、 Mo含有） の製造方法
このような鉄基焼結合金は、 例えば、 以下のような製造方法を経て得られる。 すなわち、 本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、 C rおよび Moを含有し主たる 残部が F eからなる F e系粉末と Cを主成分とする C系粉末と Mnおよび S iを 粉末全体として含有する強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して粉末成形 体とする成形ェ Sと、 該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結ェ 程とを備え、 前述した鉄基焼結合金が得られることを特徴とする。 【0 0 4 6】
ところで、 鉄基焼結合金の焼入れは、 焼結工程終了後に得られた鉄基焼結合金 に、 別途熱処理を施すことでもなされるが、 本発明によれば必ずしもその必要は なレ、。 すなわち、 焼結工程でなされる加熱工程と、 それに続く冷却工程とを利用 して焼入れを行うことも可能である。 いわゆるシンターハードニングである。
【0 0 4 7】
焼結工程の加熱ェ ¾は、 焼入れの観点からいえば、 A 1変態点 （約 7 3 0 °C) 以上に加熱されてオーステナイト処理されるものでなければならないが、 通常の 焼結温度は 1 0 5 0 °C以上さらには 1 1 0 0 °C以上である。 焼結体のさらなる高 強度化を図るときは、 1 2 0 0 °C以上、 1 2 5 0 °C以上、 1 3 0 0 °C以上さらに は 1 3 5 0 °C以上といった一層高い焼結温度が選択される。 例えば、 本発明の焼 結工程は、 1 1 0 0〜1 3 7 0 °Cの不活性ガス雰囲気で加熱を行う加熱工程を備 えると好ましい。
【0 0 4 8】
焼結工程の冷却工程は、 上記加熱工程に続いてなされ、 鉄基焼結合金の温度を 焼結温度から室温付近まで下げる工程である。 焼入れの観点から厳密に言えば、 鉄基焼結合金の温度を焼結温度から M s点以下まで下げる工程となる。
【0 0 4 9】
この冷却工程における冷却速度を大きくすることで、 鉄基焼結合金へ確実に焼 入れを行うことができる。 例えば、 冷却速度を 5 °C /秒以上さらには 1 0 °CZ秒 以上とするのが好ましい。 しかし、 このような冷却速度を得るためには、 通常、 強制冷却が必要となり、 そのための装置が別途必要となり、 製造コストを削減で きるシンターハードニングとはならない。
【0 0 5 0】
本発明の鉄基焼結合金の場合、 冷却速度が小さくても十分な焼入れがなされる。 具体的には、 冷却速度が 3で 秒以下、 2 °CZ秒以下さらには 1 °CZ秒でも焼入 れが可能である。 冷却速度が 1 °CZ秒以下といえば、 通常の （ベルト式） 連続焼 結炉の冷却速度 ©度である。 従って、 本発明によれば、 強制冷却のために別途設 備を設けるまでもなく、 鉄基焼結合金に焼入れをなすことが可能である。 例えば、 本発明の焼結工程は、 前記加熱工程後に冷却速度が 1 °CZ秒以下の冷却を行う冷 却工程を備えると好ましい。
【0 0 5 1】
本発明の焼結工程が上述した加熱工程および冷却工程を備えることで、 前述し たマルテンサイト組織を有する鉄基焼結合金が焼結工程後に得られる。 そして、 焼結工程終了と同時に焼入れを完了させることも可能であるので、 高強度鉄基焼 結合金の製造コスト 減を図れる。 しかも、 急冷設備等を別途設ける必要もなく、 工業レベルでの実用化が十分に可能である。
【0 0 5 2】
このようなシンターハードユングが可能となる理由は必ずしも定かではないが、 C rおよび M oと M nおよび S iとの相乗効果によつて鉄基焼結合金の焼入れ性 が著しく向上したためと考えられる。
【0 0 5 3】
なお、 言うまでもないが、 本発明は、 焼結工程終了後に、 強度や靱性等を調整 するために、 別途、 熱処理を行うことを妨げるものではない。 例えば、 焼入れ後 に通常行われる焼戻し等を別途行っても良い。
【0 0 5 4】
(第 2発明の解決手段）
本発明者は前述の課題を解決すベく鋭意研究し試行錯誤を重ねた結果、 適量の S iを含有させることで、 膨れの発生等のない、 高強度で寸法安定性に優れる高 密度な鉄基焼結合金部材が得られることを新たに見出し、 本発明を完成するに至 つた。
【0 0 5 5】
( 1 ) 鉄基焼結合金部材
すなわち、 本発明の鉄基焼結合金部材は、 主に F eからなる原料粉末を加圧成 形した粉末成形体を焼結させてなる鉄基焼結合金部材であって、 全体を 1 0 0質 暈0 /0としたときに、 3 1が0 . 0 1〜 2質量％と、 Cが 0 . 1〜 0 . 8質量％と、 主な残部である F eとからなり、 理論密度 （ρ。' ) に対する嵩密度 （ρ ' ) の 比である焼結体密度比 （ρ ， / ρ 0 ' χ 1 0 0 °/ο) が 9 6 %以上の高密度である ことを特徴とする。
【0056】
(2) 鉄基焼結合金部材の製造方法
この鉄基焼結合金部材は、 例えば、 次のような本発明の製造方法によって得ら れる。 すなわち、 本発明の鉄基焼結合金部材の製造方法は、 純鉄または鉄合金の 少なくとも一方からなる F e系粉末と Cを主に含む C系粉末と S iの単体、 合金 または化合物からな S i系粉末とを混合した原料粉末を加圧成形して、 焼結体 の理論密度 （ρ ο' ) に対する成形体の嵩密度 （ρ ) の比である成形体密度比 (ρ / ρ ο' X 100%) が 96%以上の粉末成形体を得る成形工程と、 該粉末 成形体を加熱し焼結させる焼結工程とを備え、 該焼結工程後に上述した高密度の 鉄基焼結合金部材が得られることを特徴とする。
【0057】
(3) 経緯および作用効果
本発明者は、 前述の特許文献 3にもあるように、 高密度な粉末成形体を 1回の 成形工程で得られる工業的な方法を確立している。 その成形方法に依ると、 例え ば、 成形体密度比が 96%以上さらには 97%以上という超高密度な粉末成形体 が得られる。 そして、 その超高密度な粉末成形体を 1回焼結させることで、 同様 に、 超高密度な焼結体 （鉄基焼結合金部材） を得ることが可能となる。
【0058】
ところで、 本発明者は、 成形体密度比または焼結体密度比が 96 %〜 97%程 度の高密度になると、 粉末成形体または焼結体のあらゆる特性が急激に変化する ことを確認している。 例えば、 粉末成形体の場合、 密度比が 95%程度までなら、 その密度比の増加と共にその強度も増加するが、 密度比が 96%〜97%程度を 超えるとその強度は指数関数的に増加するようになる。 その他の機械的性質 （特 に延性や疲労特性等） や磁気特性等も同様の傾向を示す。
【0059】
その一つとして、 超高密度な粉末成形体 （例えば、 成形体密度比が 96%以 上） を焼結させ 場合、 膨れ （プリスタ） が生じ易いことが新たに明らかとなつ た。 このような膨れが発生すると、 当然ながら焼結前後の寸法安定性が極端に崩 れる。 具体的には、 鉄基焼結合金部材の寸法が粉末成形体の寸法よりも大きく拡 大してしまい、 焼結体密度も低下してしまう。 また、 その膨れは鉄基焼結合金部 材の内部欠陥となり、 その膨れが激しい場合は破裂して焼結体は原形を留めない, いずれにしても、 鉄基焼結合金部材は不良品となってしまう。
【0 0 6 0】
このような膨れの発生原因は、 原料粉末の粒子表面に付着していた水分や酸化 物等が、 焼結工程の ¾熱中に還元、 分解されて、 H 2 0、 C Oや C 0 2等の様々 なガスを発生するためと考えられる。 これらのガスが粉末成形体内または焼結体 内の封孔に閉じ込められ、 焼結工程の加熱中に膨張し、 焼結体に膨れが発生した と考えられる。 勿論、 粉末成形体の密度が従来のような低レベルなら、 原料粉末 の粒子間にできた隙間から、 その発生したガスは外部へ放出されるので、 上記の ような膨れが発生することは少ない。
【0 0 6 1】
本発明のように密度比が 9 6 %以上の超高密度成形体になると、 各構成粒子の 接触状況も従来とは異なり、 各構成粒子がぴったりと密着した状態になる。 そし て、 内部に存在するミクロな残留気孔は、 周囲の粒子によって封印された独立気 孔になっていると思われる。 その気孔部分で発生したガスは逃げ場を失い、 焼結 工程の高温加熱中に異常膨張して、 金属粒子間の結合を破壊し、 マクロ的な膨れ を発生させたと思われる。
【0 0 6 2】
このような膨れが発生する程度は、 原料粉末の組成、 粉末粒径、 粉末成形体の 成形圧力、 焼結条件 （特に温度） 等によって変化する。
原料粉末が純鉄粉や低合金粉末のみからなる場合、 高密度成形した粉末成形体 を焼結させても上記膨れはあまり発生しない。 し力 し、 C (黒鉛粉末等） が原料 粉末中に含まれると、 その膨れは多発する。 原料粉末の粒子表面に付着している 酸素や水分が Cによって還元、 分解されて、 C Oや C O 2 を多く発生するためと 思われる。 特に、 原料粉末全体 1 0 0質量％に対して黒鉛粉末の配合量が 0 . 1 〜0 . 8質量％きらには 0 . 3〜0 . 5質量％のときに最も激しい膨れを発生す る。 これは、 黒鉛が焼結工程で F e系粉末中に浸炭する際に、 C Oガスとなって F e中に拡散するためと考えられる。
【0 0 6 3】
但し、 逆に黒鉛粉末等を原料粉末中へ過剰に含有させた場合には、 焼結体の膨 れは発生し難い。 その原料粉末からなる高密度成形体を焼結した場合、 粉末成形 体中の黒鉛は焼結中の反応によって拡散等して、 元々黒鉛粒子が存在していた位 置が新たな気孔となり得る。 黒鉛量が多いとその気孔量も多くなり、 焼結体内部 に封孔が形成され難くなる。 焼結体内部で発生した C Oガス等は、 それらの気孔 等を通じて外部へ放出されるようになって、 膨れが発生し難くなったと思われる。
【0 0 6 4】
勿論、 前述したように、 原料粉末中に黒鉛粉末等を含有させなければ、 膨れも 抑止され得る。 しかし、 鋼材の重要元素の一つである Cを含まない鉄基焼結合金 部材は、 熱処理による機械的特性の向上を図り難いので好ましくない。
【0 0 6 5】
成形体密度比が 9 6 %以上さらには 9 7 %以上の高密度成形体を焼結させると、 使用した原料粉末の粒径に拘わらず、 前述したような膨れを発生する。 もっとも、 粒径の微細な原料粉末を使用した場合、 上記膨れは一層発生し易くなる。 原料粉 末が微粉 （例えば、 粒径が 4 5 μ ιη以下） になる程、 焼結体内部の封孔の密閉性 が高まり、 発生した C Oガス等の漏出が少なくなるためと思われる。 同様のこと は、 粉末成形体の成形圧力についてもいえる。 つまり、 その成形圧力を高くする 程、 内部封孔の密閉性が向上して、 膨れが発生し易い。 例えば、 1 2 0 0 M P a 以上さらには 1 3 0 O M P a以上で超高圧成形した粉末成形体を焼結させると、 膨れが発生し易い。
【0 0 6 6】
もっとも、 原料粉末の粒度や成形圧力による膨れへの影響は、 原料粉末の詰ま り具合 （いい換えるなら、 焼結体内部の封孔の出来具合） として、 成形体密度比 で客観的に評価すれば足る。
【0 0 6 7】
焼結条件 （特 焼結温度） によっても焼結体の膨れの発生具合は変化し得る。 ' 膨れの原因である焼結体内部の封孔に閉じ込められた c oガス等は、 焼結温度が 高くなる程、 そのガス圧が上昇する。 その結果、 焼結温度が高くなる程、 焼結体 は大きな膨れを生じ易くなる。 実際に、 焼結体の強度向上を図る観点から、 焼結 温度を 1 1 5 0 °C以上、 1 2 0 0 °C以上、 1 2 5 0 °C以上、 1 3 0 0 °Cさらには 1 3 5 0 °Cと高くしたとき程、 焼結体に膨れが発生し易かった。
【0 0 6 8】
このような事情を踏まえて、 黒鉛粉末等を含む原料粉末からなる超高密度の粉 末成形体を高温で焼 させたときであっても、 上記膨れを生じな 、鉄基焼結合金 部材およびその製造方法が求められた。
【0 0 6 9】
本発明者はこの課題を解決すベく、 膨れの原因となる c oガス等の発生自体を 抑制することを思い付いた。 このためには、 原料粉末中に存在する酸素がその周 囲にある黒鉛粉末等と反応して C Oガス等の気体を発生する前に、 その酸素を安 定的な固体 （酸化物） として焼結体中に固定すれば良い。 本発明者は、 Cよりも Oとの親和力が強くて酸化物生成自由エネルギーの低い Mnや S iにその効果が あること、 つまりは酸素ゲッターとしての効果があることを確認した。
【0 0 7 0】
M nや S iは、 Oとの親和力が極めて高く、 酸化物生成自由エネルギーが十分 に低い。 また、 鋼の基本元素であり比較的安価に入手可能な元素であるし、 鉄基 焼結合金部材のリサイクル性を阻害することもない。 特に、 鉄基焼結合金部材の 主成分である F eと M nや S iとの合金または金属間化合物からなる （微） 粉末 (例えば、 F e— Mn— S i粉末） は、 Mnや S i単体よりも Oとの親和力が高 く酸化物生成自由エネルギーも低い上に、 より安価に入手可能である。 そのよう な F e— M n— S i粉末等を使用すれば、 膨れを発生させずに、 高強度で高密度 な鉄基焼結合金部材をさらに低コストで得ることができる。
【0 0 7 1】
さらに本発明者が種々の組成の F e— M n— S i粉末を用いて研究したところ、 Mnよりも S iに焼結体の膨れを抑止する効果が大きいことを見いだした。 こう して本発明者は、 '前述した本発明を完成させるに至った。
【0 0 7 2】 本発明の鉄基焼結合金部材は、 膨れを実質的に生じていないので、 粉末成形体 の寸法精度や高密度を継承したものとなっている。 従って、 本発明の鉄基焼結合 金部材は、 高密度で高強度であると共に寸法精度にも優れるため低コストである。
【0 0 7 3】
本発明の鉄基焼結合金部材の製造方法によれば、 このような優れた鉄基焼結合 金部材を、 従来のような 2 P 2 Sではなく、 1回の加圧成形と 1回の焼結 （ 1 P
1 S ) で得られるの 、 製造コストを抑制できる。 さらには、 本発明の製造方法 によれば、 最終形状に近い焼結製品を得ることも可能であるため、 （ユア） ネッ トシエイブによる加工工数削減、 材料歩留まり向上、 製品単価の低減等が期待で きる。
【0 0 7 4】
本発明によって、 従来の概念を超越した高密度領域に属する鉄基焼結合金部材 の製造も可能となった。 この結果、 鉄基焼結合金部材の守備範囲が低密度のもの から超高密度のものまで広がり、 鉄基焼結合金部材の用途が著しく拡大した。
【0 0 7 5】
本発明の場合、 S iは鉄基焼結合金部材の膨れを抑止する上で重要な元素であ る。 S iが過少ではその効果が乏しく、 過多になると焼結時の寸法収縮量が大き くなり好ましくない。 S iの下限値は 0 . 0 1質量％、 0 . 0 2質量％さらには 0 . 0 5質量％が好ましい。 S iの上限値は、 2質量％が好ましい。
【0 0 7 6】
なお、 本発明では、 膨れの発生具合および鉄基焼結合金部材の構造部材として の汎用性等を考慮して、 C量を 0 . 1 ~ 0 . 8質量％としている。 Cが過少では 高強度な鉄基焼結合金部材が得られず、 Cが過多になると延性が低下して好まし くない。 Cは 0 . 2〜0 . 6質量％さらには 0 . 3〜0 . 5質量％であると好ま しい。
【0 0 7 7】
M nは、 S iと共に鉄基焼結合金部材の機械的特' I"生 （強度や延性等） を向上さ せる元素である。 '過少ではその効果が乏しく、 過多になると逆に強度低下を招き、 焼結前後の寸法安定性も阻害される。 Mnは、 鉄基焼結合金部材全体を 1 0 0質 量％としたときに、 S iとの合計が 3. 5質量％以下、 3質量％以下さらには 2. 5質量％以下となり、 また、 その合計が 0. 02質量％以上、 0. 03質量％以 上さらには 0. 05質量％以上となるように含むと好ましい。 この場合、 Mnの 下限値は 0質量。/。、 0. 01質量％、 0. 02質量％、 0. 05質量％、 0. 1 質量％さらには 0. 2質量％であると好ましい。 Mnの上限値は、 1. 5質量％、 1. 2質量％ (特に、 1. 2質量％未満） 、 1· 1 5質量％、 1. 1質量％、 1. 05質量％、 1. 0食量％ (特に、 1. 0質量％未満） が好ましく、 さらには 1 〜0. 5質量％の範囲でも良い。
【0078】
上記元素以外に、 モリブデン （Mo) 、 クロム （C r) 、 ニッケル （N i) 等 の合金元素を含有していても良い。 特に、 調質等の熱処理を行う場合には、 これ らの元素を含有しているのが好ましい。 それらの好適な含有量は C量等によって も変化するため一概には特定できないが、 例えば、 鉄基焼結合金部材全体を 10 0質量％として、 Moは 0. 3〜2質量％さらには 0. 5〜1. 5質量0 /0、 C r は 0. 3〜5質量％さらには0. 5〜3. 5質量％、 N iは 0. 5〜 6質量％さ らには 1〜 4質量％含まれていると好適である。
【0079】
本発明の鉄基焼結合金部材は、 Cuを含有させるまでもなく、 高強度で寸法安 定性に優れたものである。 つまり、 本発明によれば、 製鍊等による除去困難な C uを実質的に含まない Cuフリ一鉄基焼結合金部材とすることができる。 従って、 本発明は、 鉄基焼結合金部材のリサイクル性を向上させ、 環境対策上好ましいも のである。 さらに、 Cuの使用を抑制することで、 鉄基焼結合金部材の材料コス ト低減を図れると共に Cuに起因した鉄基焼結合金部材の熱間脆性も回避される。 但し、 本明細書中でいう本発明に係る鉄基焼結合金部材は、 Cuを含有する場合 を全て排除するものではない。 上述した S iおよび Cと共に適量の Cuを含有す る場合も本発明の範囲に含まれる。
【0080】
本明細書でい 「強度」 や 「寸法安定性」 は、 原料粉末の組成、 成形体密度 (または成形圧力） 、 焼結条件 （温度、 時間、 雰囲気等） 等によって異なる。 従 つて、 それら 「強度」 や 「寸法安定性」 を一概に特定することはできない。 敢て いうならば、 強度は、 抗折力で 100 OMP a以上、 1500MPa以上、 20 0 OMP a以上、 250 OMP a以上さらには 300 OMP a以上であると好ま しい。
【0081】
寸法安定†生は、 焼結中に膨れを生じず、 焼結前後の寸法変化率が ±1%以内、 ±0. 5%以内、 土 0. 3%以内さらには土 0. 1%以内であると好ましい。 な お、 この寸法変^率は、 粉末成形体の寸法とそれを焼結させた焼結体の寸法との 計測結果から求まるが、 その計測箇所は、 膨れによって寸法変化し易い方向の寸 法を計測することとする。
【0082】
寸法安定性は、 上記寸法変化率に依らずに、 成形体密度比と焼結体密度比との 対比でも評価できる。 すなわち、 本発明の鉄基焼結合金部材は、 前記焼結体密度 比が前記成形体密度比に対して ± 1%、 ±0. 5%以内、 ±0. 3%以内さらに は ±0. 1%以内であると好ましい。
【0083】
本明細書でいう 「鉄基焼結合金部材」 はその形態を問わず、 例えば、 インゴッ ト状、 棒状、 管状、 板状等の素材であっても良いし、 最終的な形状またはそれに 近い構造部材であっても良い。 従って、 この鉄基焼結合金部材を、 単に 「鉄基焼 結合金」 言い換えても良い。 図面の簡単な説明
【0084】
図 1は、 1 150°C焼結体 （鉄基焼結合金） の Mn量と抗折力の関係を示すグ ラフである。
図 2は、 1250°C焼結体の Mn量と抗折力の関係を示すグラフである。
図 3は、 1 150°C焼結体の Mn量とたわみ量の関係を示すグラフである。 図 4は、 1250°C焼結体の Mn量とたわみ量の関係を示すグラフである。 図 5は、 1 150°C焼結体の Mn量と寸法変化の関係を示すグラフである。 図 6は、 1 2 5 0 °C焼結体の M n量と寸法変化の関係を示すグラフである。 図 7は、 焼結体密度と抗折力の関係を示すグラフである。
図 8は、 焼結体密度とたわみ量の関係を示すグラフである。
図 9は、 三点曲げ疲労試験結果を示すグラフである。
図 1 0は、 引張試験片形状を示す図である。
図 1 1は、 引張強さと FM S粉末組成の関係を示す図である。
図 1 2は、 伸びと ^ M S粉末組成の関係を示す図である。
図 1 3は、 成形体密度と焼結後の残留炭素 （C ) 量の関係を示す図である。 図 1 4は、 配合炭素 （C) 量と引張強さの関係を示す図である。 ' 図 1 5は、 配合炭素 （C) 量と伸びの関係を示す図である。
図 1 6は、 成形圧力と焼結体密度比との関係を示すグラフである。
図 1 7 Aは、 膨れを生じた焼結体の外観写真である。
図 1 7 Bは、 膨れを生じた焼結体の断面写真である。 発明を実施するための最良の形態
【0 0 8 5】
I . 実施形態
(第 1発明の実施形態）
実施形態を挙げて、 本発明をより詳しく説明する。 なお、 以下の実施形態を含 め、 本明細書で説明する内容は、 本発明に係る鉄基焼結合金のみならずその製造 方法にも、 適宜適用できるものであることを断っておく。 また、 そこには、 C r や M oを含有する焼入れ性の向上した鉄基焼結合金およびその製造方法も当然に 含まれる。 さらに、 いずれの実施形態が最良であるか否かは、 対象、 要求性能等 によって異なることを断っておく。
【0 0 8 6】
( 1 ) 原料粉末
原料粉末は、 鉄基焼結合金の主成分である F e系粉末と、 Mnおよび S iを含 む強化粉末とか ¾なる。
F e系粉末は、 純鉄粉でも鉄合金粉でもそれらの混合粉末でも良い。 鉄合金粉 に含まれる合金元素は問わない。 この合金元素として、 先ず、 C、 Mn、 S i、 P、 S等がある。 Mnおよび S iは、 強化粉末としても添加されるが、 F e系粉 末中に少量含まれていても良い。 但し、 C、 Mn、 S i等の含有量が増加すると、 F e系粉末が硬質となって成形性が低下する。 そこで、 F e系粉末が鉄合金粉で ある場合は、 C： 0. 02質量％以下、 Mn ： 0. 2質量％以下、 S i ： 0. 1 質量％以下とするのが良い。
【0087】
それら以外の合金元素として、 Mo、 C r、 N i、 V、 C o、 Nb、 W等があ る。 これらの合金元素は、 鉄基焼結合金の熱処理性を向上させ、 鉄基焼結合金を 強化する有効な元素である。 これらの合金元素は、 原料粉末全体を 100質量％ としたときに、 Mo ： 0. 1〜3質量％さらには0. 2〜2質量％、 C r ： 0. 2〜5質量％さらには 0. 3〜3. 5質量％、 N i : 0. 5〜6質量％さらには 1〜4質量％程度含まれていると好適である。 なお、 これらの合金元素は、 鉄合 金粉として原料粉末中に含有させる必要はなく、 F e以外の合金または化合物の 粉末等として原料粉末中に混在させても良い。
【0088】
強化粉末は、 1種または 2種以上からなる粉末全体として、 Mnおよび S iを 含む限り、 その存在形態を問わない。 例えば、 強化粉末は、 Mnおよび S iの合 金若しくは化合物からなる Mn— S i系粉末 1種であっても良い。 また、 Mnの 単体、 合金若しくは化合物からなる Mn系粉末と S iの単体、 合金若しくは化合 物からなる S i系粉末とを組み合わせた複合粉末であっても良い。 さらには、 こ の Mn— S i系粉末と Mnの単体、 合金若しくは化合物からなる Mn系粉末と S iの単体、 合金若しくは化合物からなる S i系粉末とから 2種以上の粉末を組み 合わせた複合粉末であつても良い。
【0089】
Mn— S i系粉末は、 鉄基焼結合金の主成分である F eと Mnおよび S iとの 合金または金属間化合物からなる F e— Mn— S i粉末 （以下適宜、 この粉末を 「FMS粉末」 という。 ） であると好ましい。 この粉末は比較的安価に製造した り入手することが可能である。 【0090】
この FMS粉末は、 FMS粉末全体を 100質量％として、 Mnが 15〜75 質量0 /0、 S iが 1 5〜 75質量0 /0、 Mnと S iとの合計が 35〜 95質量0 /0であ り、 主たる残部が F eであると好ましい。 Mnや S iが過少だと、 延性のある鉄 合金となり、 それを微粉に粉碎するのが困難となる。 また、 FMS粉末の原料粉 末中における添加量も多くなり、 鉄基焼結合金のコストを上昇させてしまう。 一 方、 Mnや S iが過多だと、 成分調整のためコストが上昇するので好ましくない。 Mnが 20〜65質量0 /0、 S iが 20〜 65質量0 /0、 Mnと S iとの合計が 50 〜 90質量％であるとより好ましい。
【0091】
FMS粉末中の Mnと S i との組成比は問わないが、 その組成比 （Mn/S i ) が 1Z3〜3さらには 1Z2〜2、 特にその組成比が 1付近 (0. 9〜1 , 1) 、 つまり FMS粉末中の Mnおよび S iが同程度の割合 （約 1 ： 1) である と好ましい。 その場合に、 強度、 延性、 寸法安定性等のいずれにおいても優れた、 パランスの良レ、鉄基焼結合金を得易いからである。
【0092】
FMS粉末は、 含有する O量が 0. 4質量％以'下さらには0. 3質量％以下で あると好ましい。 原料粉末中の O量が増加すると、 Mnや S iによる強化作用が 十分に発揮されない。 さらに、 成形体密度比が 96%を超えるような超高密度の 粉末成形体を焼結させた場合、 その内部に存在する Oは焼結体に膨れ （ブリスタ 一） を生じさせる原因となり得る。 この点については後述する。
【0093】
原料粉末中に配合する強化粉末の割合は、 使用する粉末組成や鉄基焼結合金の 所望特性 （鉄基焼結合金中の Mnや S iの組成） に応じて異なる。 例えば、 強化 粉末として FMS粉末 （Mnが 1 5〜75質量％、 S iが 1 5〜75質量0 /。、 M nと S iとの合計が 35〜 95質量％) を使用する場合、 原料粉末全体を 100 質量％としたときに、 0. 05〜5質量％さらには 0. 1〜4質量％配合すると 良い。 さらにはその下限値は、 0. 2質量％、 0. 3質量％、 0. 4質量％さら には 0. 5質量％であると好ましい。 【0 0 9 4】
強化粉末の粒径は小さい程、 成形体密度比や焼結体密度比が向上し、 成分変動 ゃ偏析等の少ない均質な鉄基焼結合金が得られ易い。 し力 し、 粒径が過小な粉末 は入手が困難でコスト高である。 凝集等も生じ易く取扱性が悪い。 そこで強化粉 末は、 粒径が 1 0 0 // m以下、 6 3 /z m以下、 4 5 m以下さらには 2 5 m以 下であると、 均一分散し易い。 その範囲で入手の容易なものを使用すれば良い。 なお、 本明細書でい 粒径は、 篩い分けにより特定されるものである。
【0 0 9 5】
本発明の鉄基焼結合金は、 Mnおよび S iによって強化されるが、'併せて Cを 含有することで一層の高強度化が図られる。 特に、 焼入、 焼戻等の熱処理によつ て、 鉄基焼結合金の機械的特性を改善または調整することが容易となる。
【0 0 9 6】
鉄基焼結合金への Cの導入には、 Cを含む F e系粉末 （F e系合金粉末） を使 用することも考えられる。 しかし、 原料粉末の成形性や C量の配合調整の容易性 等から、 原料粉末中に C系粉末を混在させるのが良い。 C系粉末は、 Cがほぼ 1 0 0 %の黒鉛粉末 （G r粉末） が代表的であるが、 その他、 F e— C合金粉や各 種の炭化物粉末等を使用することもできる。 C系粉末等の配合量は、 前述したよ うに鉄基焼結合金中の C量が 0 . 1〜1 . 0量％程度となるようにすると良い。
【0 0 9 7】
( 2 ) 成形工程
本発明の鉄基焼結合金の製造方法は、 主に成形工程と焼結工程とからなる。 こ こでは、 先ず成形工程について詳しく説明する。
成形工程は、 前述した F e系粉末と強化粉末とを混合した原料粉末を加圧成形 して粉末成形体とする工程である。 この際の成形圧力、 粉末成形体の密度 （また は成形体密度比） 、 粉末成形体の形状等は問わない。
【0 0 9 8】
但し、 成形圧力および成形体密度は、 粉末成形体のハンドリング性を考慮して、 少なくとも容易に崩壌しない程度が良い。 例えば、 成形圧力は、 3 5 0 MP a以 上、 4 0 O M P a以上さらには 5 0 O M P a以上が好ましい。 成形体密度比でい うなら、 80 %以上、 85 %以上さらには 90 %以上が好ましい。 成形圧力や成 形体密度比が高くなる程、 高強度の鉄基焼結合金が得られ易いが、 鉄基焼結合金 の用途、 仕様に応じて最適な成形圧力や成形体密度比を選択すれば良い。 また、 成形工程は、 冷間成形でも温間成形でも良く、 原料粉末中に内部潤滑剤を添カロし ても良い。 内部潤滑剤を添加する場合は、 内部潤滑剤をも含めて原料粉末と考え る。
【0099】
ところで、 本発明者は、 特許文献 3にも開示があるように、 工業レベルで従来 の一般的な成形圧力を超越した超高圧成形を可能とする粉末成形体の'成形方法を 確立している。 この成形方法によれば、 l O O OMP a以上、 1200MP a以 上、 150 OMP a以上さらには約 200 OMP aといった超高圧での粉末成形 も可能である。 これにより得られる粉末成形体の密度は 96%以上、 97%以上、 98%以上さらには 99%までにも到達し得る。 以下、 この優れた成形方法 （以 下、 この成形方法を適宜 「金型潤滑温間加圧成形法」 という。 ） について説明す る。 . - 【0100】
金型潤滑温間加圧成形法 （成形工程） は、 高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布さ れた金型へ前記原料粉末を充填する充填工程と、 この金型内の原料粉末を温間で 加圧して金型内面に接する原料粉末の表面に金属石鹼皮膜を生成させる温間加圧 成形工程 からなる。
【0101】
この成形方法に依れば、 成形圧力を相当大きくしても、 一般的な成形方法で生 じるような不具合を生じない。 具体的には、 原料粉末と金型の内面との間のかじ り、 抜圧の過大化、 金型寿命の低下等が抑止される。 以下、 この成形方法の充填 工程およぴ温間加圧成形工程についてさらに詳細に説明する。
【0102】
(a) 充填工程
原料粉末を金型 （キヤビティ） へ充填する前に、 金型の内面に高級脂肪酸系潤 滑剤を塗布しておく （塗布工程） 。 ここで使用する高級脂肪酸系潤滑剤は、 高級 脂肪酸自体の他、 高級脂肪酸の金属塩であっても良い。 高級脂肪酸の金属塩には、 リチウム塩、 カルシウム塩又は亜鉛塩等がある。 特に、 ステアリン酸リチウム、 ステアリン酸カルシウム、 ステアリン酸亜鉛等が好ましい。 この他、 ステアリン 酸バリウム、 パルミチン酸リチウム、 ォレイン酸リチウム、 パルミチン酸カルシ ゥム、 ォレイン酸カルシウム等を用いることもできる。
【0 1 0 3】
塗布工程は、 例え ί 、 加熱された金型内に水、 水溶液またはアルコール溶液等 に分散させた高級脂肪酸系潤滑剤を噴霧して行える。 高級脂肪酸系潤滑剤が水等 に分散していると、 金型の内面へ高級脂肪酸系潤滑剤を均一に嘖霧し易い。 加熱 された金型内にそれを嘖霧すると、 水分等が素早く蒸発して、 金型の内面へ高級 脂肪酸系潤滑剤が均一に付着する。 金型の加熱温度は、 後述する温間加圧成形ェ 程の温度を考慮すると好ましいが、 例えば、 1 0 o °c以上に加熱しておけば足る。 もっとも、 高級脂肪酸系潤滑剤の均一な膜を形成するために、 その加熱温度を高 級脂肪酸系潤滑剤の融点未満にすると好ましい。 例えば、 高級脂肪酸系潤滑剤と してステアリン酸リチウムを用いた場合、 その加熱温度を 2 2 0 °C未満とすると 良い。
【0 1 0 4】
なお、 高級脂肪酸系潤滑剤を水等に分散させる際、 その水溶液全体の質量を 1 0 0質量％としたときに、 高級脂肪酸系潤滑剤が 0 . 1〜5質量％、 さらには、 0 . 5〜2質量％の割合で含まれるようにすると、 均一な潤滑膜が金型の内面に 形成されて好ましい。
【0 1 0 5】
また、 高級脂肪酸系潤滑剤を水等へ分散させる際、 界面活性剤をその水に添加 しておくと、 高級脂肪酸系潤滑剤の均一な分散が図れる。 そのような界面活性剤 として、 例えば、 アルキルフエノール系の界面活性剤、 ポリオキシエチレンノニ ルフエニルエーテル （E O ) 6、 ポリオキシエチレンノユルフェニルエーテル (E O) 1 0、 ァニオン性非イオン型界面活性剤、 ホウ酸エステル系エマルボン T - 8 0等を用いることができる。 これらを 2種以上組合わせて使用しても良い。 例えば、 高級脂肪酸系潤滑剤としてステアリン酸リチウムを用いた場合、 ポリオ キシエチレンノニノレフエニノレエーテノレ (EO) 6、 ポリオキシエチレンノニノレフ ェニルエーテル (EO) 10及びホウ酸エステルエマルボン T— 80の 3種類の 界面活性剤を同時に用いると好ましい。 この場合、 それらの 1種のみを添加した 場合に較べて、 ステアリン酸リチウムの水等への分散性が一層活性化されるから である。
【0106】
噴霧に適した粘度 ^高級脂肪酸系潤滑剤の水溶液を得るために、 その水溶液全 体を 100体積％として、 界面活性剤の割合を 1. 5〜1 5体積％とすると好ま しい。
【0 107】
この他、 少量の消泡剤 （例えば、 シリコン系の消泡剤等） を添加しても良い。 水溶液の泡立ちが激しいと、 それを噴霧したときに金型の内面に均一な高級脂肪 酸系潤滑剤の被膜が形成され難いからである。 消泡剤の添加割合は、 その水溶液 の全体積を 100体積％としたときに、 例えば 0. 1〜 1体積％程度であればよ い。
【0 108】
水等に分散した高級脂肪酸系潤滑剤の粒子は、 最大粒径が 3 Ο μπι未満である と、 好適である。 最大粒径が 30 m以上になると、 高級脂肪酸系潤滑剤の粒子 が水溶液中に沈殿し易く、 金型の内面に高級脂肪酸系潤滑剤を均一に塗布するこ とが困難となるからである。
【0109】
高級脂肪酸系潤滑剤の分散した水溶液の塗布には、 例えば、 塗装用のスプレー ガンゃ静電ガン等を用いて行うことができる。 なお、 本発明者が高級脂肪酸系潤 滑剤の塗布量と粉末成形体の抜出圧力との関係を実験により調べた結果、 膜厚が 0. 5〜1. 5 μπι程度となるように高級脂肪酸系潤滑剤を金型の内面に付着さ せると好ましい。
【01 10】
(b) 温間加圧成形工程
高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型に充填された原料粉末を温間で加 圧成形すると、 金型内面に接する原料粉末 （または粉末成形体） の表面に金属石 鹼皮膜が生成され、 この金属石鹼皮膜の存在によって工業レベルでの超高圧成形 が可能になったと考えられる。 この金属石鹼被膜は、 その粉末成形体の表面に強 固に結合し、 金型の内表面に付着していた高級脂肪酸系潤滑剤よりも遙かに優れ た潤滑性能を発揮する。 その結果、 金型の内面と粉末成形体の外面との接触面間 での摩擦力を著しく低減させ、 高圧成形にも拘らず、 かじり等を生じさせない。 また、 非常に低い抜 で粉末成形体を金型から取出せ、 金型寿命の極端な短縮も なくなった。
【0 1 1 1】
金属石鹼被膜は、 例えば、 高級脂肪酸系潤滑剤と原料粉末中の F eとが温間高 圧下でメカノケミカル反応を生じて形成された、 高級脂肪酸の鉄塩被膜である。 この代表例は、 高級脂肪酸系潤滑剤であるステアリン酸リチウムまたはステアリ ン酸亜鉛と、 F eとが反応して生成されたステアリン酸鉄皮膜である。
【0 1 1 2】
本工程でいう 「温間」 は、 原料粉末と高級脂肪酸系潤滑剤との反応が促進され る程度の加熱状態であれば良い。 概していえば、 成形温度を 1 0 o °c以上とすれ ば良い。 但し、 高級脂肪酸系潤滑剤の変質を防止する観点から、 成形温度を 2 0 0 °C以下とするのが良い。 成形温度を 1 2 0〜1 8 0 DCとするとより好適である。
【0 1 1 3】
本工程でいう 「加圧」 は、 鉄基焼結合金の仕様を考慮しつつ、 金属石鹼皮膜が 形成される範囲内で適宜決定されれば良い。 金型寿命や生産性を考慮して、 その 成形圧力の上限を 2 0 0 O MP aとすると好ましい。 成形圧力が 1 5 0 O MP a 程度になると、 得られる粉末成形体の密度も真密度に近付き （成形体密度比で 9 8〜9 9 %となり） 、 2 0 0 O M P a以上に加圧してもさらなる高密度化は望め ない。
【0 1 1 4】
なお、 この金型潤滑温間加圧成形法を用いると、 内部潤滑剤を使用する必要が なく、 より高密^な粉末成形体が得られる。 また、 その粉末成形体を焼結させた ときに、 内部潤滑剤の分解、 放出等に伴って炉内が汚染されることもない。 但し、 本発明では、 内部潤滑剤の使用を排除するものではないことを断っておく。
【01 15】
(3) 焼結工程
焼結工程は、 成形工程で得られた粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱して焼結 させる工程である。
【0116】
焼結温度および焼 時間は、 鉄基焼結合金の所望特性、 生産性等を考慮して適 宜選択される。 焼結温度は高い程、 短時間で高強度な鉄基焼結合金が得られる。 もっとも、 焼結温度が高すぎると液相が発生したり、 寸法収縮が大きくなつて好 ましくない。 焼結温度が低すぎると強化元素の拡散が不十分となり好ましくない。 また、 焼結時間が長くなつて、 鉄基焼結合金の生産性が低下する。 焼結温度は、 900〜1400°Cさらには 1100〜1350°Cが良い。 特に、 高強度の鉄基 焼結合金を得る場合には、 焼結温度を 1150°C以上とするのが良い。 また、 焼 結時間は、 焼結温度、 鉄基焼結合金の仕様、 生産性、 コスト等を考慮しつつ 0. ：!〜 3時間さらには 0. 1〜 2時間とするのが良い。
【01 17】
焼結雰囲気は酸化防止雰囲気が良い。 強化粉末に含まれる Mnおよび S iは、 Oとの親和力が極めて強く非常に酸化され易い元素である。 特に、 FMS粉末を 使用する場合、 Mnおよび S iの単体よりも酸化物生成自由エネルギーが低く、 加熱炉内の僅かな Oとも結合して、 焼結体内部に Mnおよび S iの酸化物を形成 するおそれがある。 このような酸化物の介在は、 鉄基焼結合金の機械的性質を劣 化させるので好ましくない。 そこで、 焼結雰囲気は、 真空雰囲気、 不活性ガス雰 囲気、 窒素ガス雰囲気等の酸化防止雰囲気が好ましい。 このような雰囲気であつ ても、 その中の残留酸素 （酸素分圧） がさらに問題となるときは、 窒素ガスに水 素ガス （低い露点 （例えば、 一 30°C以下） に精製された髙純度水素ガス） を数 体積％ (例えば、 5〜10%) 混合した還元雰囲気を採用しても良い。
【0118】
もっとも、 水 ガスの使用は工業上あまり好ましくないので、 本発明の焼結ェ 程を、 酸素分圧が 10— 19P a以下 （CO濃度で 100 p p m以下） に相当する 極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気内で行うとより好ましい。 このような極低酸素 分圧の不活性ガス雰囲気下では、 焼結中に F M S粉末と原料粉末に付着等した O とが反応して複合酸化物などが形成されても、 それがさらに分解される。 その結 果、 酸化物等の介在物のない健全な組織の鉄基焼結合金が得られる。 なお、 極低 酸素分圧の不活性ガス （N 2ガス） 雰囲気を実現する連続焼結炉は市販されてい る （関東冶金工業株式会社製ォキシノン炉） 。
【0 1 1 9】
( 4 ) 超高密度鉄基焼結合金
本発明の鉄基焼結合金は、 その密度の高低を問わない。 すなわち、 '従来の鉄基 焼結合金のように、 低圧成形した粉末成形体を焼結させた低密度鉄基焼結合金で あっても良いし、 上述した金型潤滑温間加圧成形法を用レ、て高圧成形した高密度 粉末成形体を焼結させた高密度鉄基焼結合金であっても良い。 いずれの場合であ つても、 M nおよび S iにより、 鉄基焼結合金の強度および寸法安定性の向上が 図られ得る。 しかし、. 2回成形 2回焼結 （2 P 2 S ) により得られる焼結体ゃ鍛 造焼結体さらには溶製材に匹敵するような高強度の鉄基焼結合金を得るには、 粉 末成形体や焼結体がより高密度である方が好ましい。 例えば、 成形体密度比や焼 結体密度比が 9 2 %以上、 9 5 %以上、 9 6 %以上さらには 9 7 %以上であると 好適である。
【0 1 2 0】
ところが本発明者の研究によると、 このような超高密度な粉末成形体 （例えば、 成形体密度比が 9 6 %以上） を焼結させた場合、 膨れ （プリスタ） を生じ易いこ とが明らかとなった。 特に、 原料粉末中に黒鉛粉末等によって Cを含む場合に、 そのような膨れが発生し易い。 このような膨れが発生すると、 当然ながら焼結前 後の寸法安定性が極端に崩れる。 具体的には、 鉄基焼結合金の寸法が粉末成形体 の寸法よりも異常に拡大してしまい、 焼結体密度が極端に低下してしまう。 さら に、 鉄基焼結合金の内部に気孔が形成されてできた膨れは、 鉄基焼結合金の内部 欠陥となるばかりでなく、 その膨れが激しい場合には破裂して焼結体が原形を留 めないことも生じ得る。 いずれにしても、 そのような膨れが発生すると、 その鉄 基焼結合金は不良品となってしまう。 【0 1 21】
このような膨れが発生する原因は、 原料粉末の粒子表面に付着していた水分や 酸化物等が、 焼結工程の加熱中に還元されたり分解して発生した、 H2O、 CO や CO 2等の様々なガスにある。 これらのガスが焼結体内部の封孔に閉じ込めら れ、 焼結工程の加熱中に膨張して、 焼結体に膨れが ¾生したと考えられる。 勿論、 粉末成形体が従来のような低密度なら、 原料粉末の粒子間にできた隙間からその 発生したガスは外部 放出されるため、 上記のような膨れの 生は少ないと思わ れる。
【01 22】
本発明のように密度比が 92%以上ざらには 96%以上の超高密度成形体にな ると、 各構成粒子の接触状況も従来とは異なったものとなって、 各構成粒子がぴ つたりと密着した状態になると思われる。 内部に存在するミクロな残留気孔も、 周囲の粒子によ て封印された独立気孔になる。 その部分で発生したガスは逃げ 場を失い、 焼結工程中の高温加熱によって異常に高圧となり、 さらには金属粒子 間の接触や結合を破壌して膨張した結果、 マクロ的な膨れとなって出現したと思 われる。
【01 23】
高強度で寸法安定性に優れる鉄基焼結合金を得るには、 黒鉛等の Cを含む原料 粉末からなる超高密度の粉末成形体を、 高温で焼結させたときであっても、 上記 膨れを生じな 、鉄基焼結合金およびその製造方法が求められる。
【0124】
本発明者は、 原料粉末中に存在する Oがその周囲にある黒鉛等と反応して CO ガス等の気体を発生する前に、 その oを安定的な固体 （酸化物） として焼結体中 に固定することで、 COガス等の発生を抑止することを考えた。 具体的には、 C よりも oとの親和力が強くて酸化物生成自由エネルギーの低い物質 （つまり、 酸 素ゲッター） を原料粉末に添加することを考えた。 そして、 前述した強化粉末に 含まれる Mnや S i (特に S i) に、 その酸素ゲッターとしての効果があること を新たに見いだじた。
【0 125】 すなわち、 鉄基焼結合金中に S i等を食ませることで、 前述したような強度や 寸法安定性の向上が図られるのみならず、 超高密度成形体を焼結した際の膨れ防 止も図れるようになる。
【01 26】
こうして本発明によれば、 高強度で寸法安定性に優れしかも低コストな鉄基焼 結合金を、 低密度のものから超高密度のものまで得ることができるようになり、 鉄基焼結合金の応用 囲 （用途） が著しく拡張することとなった。 特に、 上述の 金型潤滑温間加圧成形法を利用すれば、 従来のような 2 P 2 Sや粉末鍛造法を採 用するまでもなく、 1回の加圧成形と 1回の焼結 （1 P 1 S) で、 より高強度で 寸法安定性にも優れた低コストの鉄基焼結合金が得られる。 このような高密度の 鉄基焼結合金おょぴその製造方法は、 例えば、 次のように特定される。
【01 27】
すなわち、 鉄基焼結合金は、 主に F eからなる原料粉末を加圧成形した粉末成 形体を焼結させてなる鉄基焼結合金であって、 全体を 100質量％としたときに、 S iが 0. 01〜2質量％と、 Cが 0. 1〜1. 0質量％と、 主たる残部である F eとからなり、 理論密度 （ρ θ' ) に対する嵩密度 （ρ ' ) の比である焼結体 密度比 .（Ρ ' / ρ 0 ， X 100 %) が 92%以上さらには 96%以上の高密度 であることを特徴とするものと特定される。
【01 28】
また、 その製造方法は、 純鉄または鉄合金の少なくとも一方からなる F e系粉 末と Cを主に含む C系粉末と S iの単体、 合金若しくは化合物からなる S 'i系粉 末とを混合した原料粉末を加圧成形して、 理論密度 （ρ θ' ) に対する嵩密度 ， ） の比である成形体密度比 (ρ ' Ζ ρ 0' X 100 %) が 92%以上さら には 96%以上の粉末成形体を得る成形工程と、 該粉末成形体を加熱し焼結させ る焼結工程とを備え、 該焼結工程後に上述した高密度の鉄基焼結合金が得られる ことを特徴とするものと特定される。
【01 29】
(5) 焼結前後の C変化量と寸法安定性
本発明者は、 原料粉末中に FMS粉末を混在させると、 焼結前後における C量 の変化が著しく小さくなることを新たに見いだした。 そして c変化量が小さいほ ど、 鉄基焼結合金の寸法変化も小さくなることが解った。 さらに、 その C変化量 は、 焼結前の粉末成形体の密度と関係することも解った。 すなわち、 粉末成形体 が高密度である程、 焼結前後の c変化量が小さくなり、 粉末成形体が真密度に近 づくと、 焼結前後において C量は殆ど変化しなくなり、 安定することも明らかと なった。
【0 1 3 0】
これまで焼結中に Cが散逸して焼結前後で C量が 1 0〜 2 0 %程度減少するこ とは当然のように考えられてきた。 し力 し、 本発明によれば、 焼結前後における C変化量を非常に小さくでき、 原料粉未中に混在させる C系粉末の歩留りが向上 し、 鉄基焼結合金の原料コストの削減が可能となる。 特に、 G r粉末は比較的高 価であるから、 その歩留り向上によって原料コストは大きく低減される。
【0 1 3 1】
また、 原料粉末の配合組成が、 焼結後の合金組成にほぼそのまま反映されるか ら、 所望組成の鉄基焼結合金の製造が可能となる。 これにより、 Cによる鉄基焼 結合金の強化作用も安定的に発揮され、 寸法安定性のみならず強度等の機械的特 性の観点からも、 鉄基焼結合金の品質管理が容易となる。
【0 1 3 2】
このように C変化量が小さくなる理由は必ずしも明らかではないが、 現状、 次 のように考えられる。 すなわち、 原料粉末中に含まれる酸素 （o) は、 焼結中に、 同じく原料粉末中に含まれる F M S粉末によって優先的に取り込まれる結果、 G r粉末等の Cと殆ど反応しなくなる。 このため、 C Oや C O 2等となって外部に 放出される Cが急激に減少し、 鉄基焼結合金中における C量の減少が著しく抑制 されるようになったと考えられる。 例えば、 本発明者の実験によると、 室温から 1 3 5 0 °Cの範囲で放出酸素量を測定したとき、 F M S粉末の有無によって、 そ の放出酸素量が 0 . 1 %から 0 . 0 6 %へ減少することを確認している。
【0 1 3 3】
以上のことを まえて、 本発明は、 粉末成形体の成形体密度比 （ρ Ζ θ Ο '
X 1 0 0 %) が 9 2 %以上、 9 4 %、 9 6 %以上さらには 9 8 %以上であると好 ましい。 また、 本発明の製造方法に係る成形工程は、 このような高密度の粉末成 形体が得られる工程であると望ましい。
【0 1 3 4】
このことは、 成形体密度比ではなく焼結体密度比に着目しても同様である。 な ぜなら、 C変化量の低減に伴って、 焼結前後の重量変化おょぴ寸法変化が小さく なり、 成形体密度比と焼結体密度比との間に実質的な相違を生じなくなるからで ある。 そこで、 本発 の鉄基焼結合金の焼結体密度比 ( ρ ' 0 ， X 1 0 0
%) も、 9 2 %以上、 9 4 %、 9 6 %以上さらには 9 8 %以上であると好ましい といえる。
【0 1 3 5】
なお、 上述した焼結前後の C変化量に関する内容は、 鉄基焼結合金または F e 系粉末の組成に拘わらず該当する。 もっとも、 M oよりも C rを多く含有する場 合の方が、 C変化量は小さくなる傾向にある。
【0 1 3 6】
( 6 ) その他
本発明の鉄基焼結合金はその仕様に応じて、 さらに、 焼鈍、 焼準、 時効、 調質 (焼き入れ、 焼き戻し） 、 浸炭、 窒化等の熱処理工程が施されても良い。 勿論、 鉄基焼結合金は、 熱処理の種類に応じた組成 （C、 M o、 C r等） であることが 好ましい。
【0 1 3 7】
本発明の鉄基焼結合金の形態や用途は問わない。 本発明の鉄基焼結合金が使用 され得る鉄基焼結合金部材の一例を挙げると、 自動車分野では、 各種プーリー、 変速機のシンクロハブ、 エンジンのコンロッド、 ノヽブスリーブ、 スプロケット、 リングギヤ、 パーキングギヤ、 ピニオンギヤ等がある。 その他、 サンギヤ、 ドラ イブギヤ、 ドリブンギヤ、 リダクションギヤ等もある。
【0 1 3 8】
(第 2発明の実施形態）
実施形態を挙げて、 本発明をより詳しく説明する。 なお、 以下の実施形態を含 め、 本明細書で説明する内容は、 本発明に係る鉄基焼結合金部材のみならずその 製造方法にも、 適宜適用できるものであることを断っておく。 また、 いずれの実 施形態が最良であるか否かは、 対象、 要求性能等によって異なることを断ってお <。
【01 39】
(1) 原料粉末
原料粉末は、 F e系粉末、 C系粉末おょぴ S i系粉末とからなる。
【0140】
F e系粉末は、 純鉄粉でも鉄合金粉でもそれらの混合粉末でも良い。 鉄合金粉 に含まれる合金元素は問わない。 この合金元素として、 先ず、 C、 Mn, S i、 P、 S等がある。 Cは C系粉末として、 S iは S i系粉末として配合されるが、 F e系粉末中に少量含まれていても良い。 但し、 Cや S i等の含有量が増加する と、 F e系粉末が硬質となって成形性が低下する。 そこで、 F e系粉末が鉄合金 粉である場合は、 C ： 0. 02質量％以下、 S i ： 0. 1質量％以下とするのが 良い。
【0141】 - それら以外の合金元素として、 Mo、 C r、 N i、 V等がある。 これらの合金 元素は、 鉄基焼結合金部材の熱処理性を向上させ、 鉄基焼結合金部材を強化する 有効な元素である。 これらの合金元素は、 原料粉末全体を 100質量％としたと きに、 Mo ： 0. 3〜2質量％さらには0. 5〜： L. 5質量0 /0、 C r ： 0. 3〜 5質量％さらには 0. 5〜3. 5質量％、 N i : 0. 5〜6質量％さらには 1〜 4質量％程度 まれていると好適である。 なお、 これらの合金元素は、 鉄合金粉 として原料粉末中に含有させる必要はなく、 F e以外の合金または化合物の粉末 等として原料粉末中に混在させても良い。
【0142】
C系粉末は、 原料粉末の成形性や配合の容易性等から、 黒鉛 （Gr) 粉末等を 使用すると良い。 その配合量は、 前述した通りであり、 鉄基焼結合金部材中の C 量が 0. 1〜0. 8%程度になるようにすると良い。
【0143】
S i系粉末は S iを含む限り、 1種の粉末でも 2種以上の粉末でも良く、 その 存在形態を問わない。 具体的には、 S i系粉末は、 S iの単体、 合金または化合 物の粉末である。 この S i系粉末は、 鉄基焼結合金部材の主成分である F eと M nおよび S iとの合金または金属間化合物からなる F e—Mn— S i粉末 （以下 適宜、 この粉末を 「FMS粉末」 という。 ） であると好ましい。 この粉末は比較 的安価に製造したり入手することが可能である。 F e— Mn— S i粉末は、 F e -Mn-S i粉末全体を 100質量％として、 S iが 15〜 75質量0 /0、 Mnが 15-75質量％、 S iと Mnとの合計が 35〜 95質量％であり、 主な残部が F eであると好ましい。 S iや Mnが過少だと、 延性のある鉄合金となり、 それ を微粉に粉砕するのが困難となる。 また、 FMS粉末の原料粉末中 おける添カロ 量も多くなり、 鉄基焼結合金部材のコストを上昇させてしまう。 一方、 S i M nが過多だと、 成分調整のためのコストが上昇するので好ましくない。 S iが 2 0〜 65質量0 /0、 Mnが 20〜 65質量0 /0、 Mnと S iとの合計が 50〜 90質 量％であるとより好ましい。
【0144】
FMS粉末中の Mnと S iとの組成比は問わないが、 その組成比 （MnZS i ) 力 1/3〜3、 特にその組成比が 1付近 （0. 9〜1. 1) 、 つまり FMS 粉末中の Mnおよび S iが同程度の割合 （約 1 ： 1) であると好ましい。 この場 合に膨れが抑制され易い。 また、 強度、 延性、 寸法安定性等のバランスのとれた 鉄基焼結合金部材が得られる。
【0145】
FMS粉末は、 含有する O量が 0. 4質量％以下さらには 0. 3質量％以下で あると好ましい。 原料粉末中の O量が多くなると、 焼結体の膨れの発生原因とな る COガス等も増加するからである。 また、 焼結体中の酸化物の増加にもつなが り、 鉄基焼結合金部材の機械的特性が劣化し得るからである。
【0146】
原料粉末中に配合する S i系粉末の割合は、 使用する粉末組成、 成形体密度比、 焼結条件等に応じて異なる。 例えば、 S i系粉末として FMS粉末 （S iが 15 〜75質量0 /0、 Mnが 15〜75質量0 /0、 S iと Mnとの合計が 35〜95質量 %) を使用する場合、 原料粉末全体を 100質量％としたときに、 0. 01〜5 質量％さらには 0. 05〜3質量％さらには 0. 1〜 2質量％配合すると良い。 【0 147】
S i系粉末の粒径は小さい程、 成形体密度比や焼結体密度比が向上し、 成分変 動ゃ偏析等の少ない均質な鉄基焼結合金部材が得られる。 し力 し、 粒径が過小な 粉末は入手が困難でコスト高である。 凝集等も生じ易く取扱性が悪い。 そこで S i系粉末は、 粒径が 63 At m以下さらには 45 / m以下さらには 25 m以下で 入手の容易なものを 用すれば良い。 ちなみに、 原料粉末 （F e系粉末または低 合金鋼粉） の粒径は、 200 ;u m以下さらには 1 80 μ m以下程度で十分である。 なお、 本明細書でいう粒径は、 篩い分けにより特定されるものである。
【0148】
(2) 成形土程
本発明の鉄基焼結合金部材の製造方法は、 主に成形工程と焼結工程とからなる。 ここでは、 先ず成形工程について詳しく説明する。
【0149】
成形工程は、 前述した F e系粉末と C系粉末と S i系粉末とを混合した原料粉 末を加圧成形して粉末成形体とする工程である。 本発明では、 粉末成形体の形状 や成形圧力自体を問題とはしないが、 成形体密度比が 96%以上の高密度成形体 を対象としている。 成形体密度比が小さいものは、 その焼結中に膨れがあまり発 生しないからである。
【0150】
本発明者は、 このような高密度成形体を得ることができる成形方法を確立して いる （特許文献 3参照） 。 この成形方法によれば、 成形圧力が 100 OMP a以 上、 1 200MP a以上、 1 50 OMP a以上さらには約 200 OMP aといつ た、 従来レベルを超越した超高圧成形を工業レベルで行うことが可能である。 こ れにより得られる粉末成形体の密度は 96%以上、 97%以上、 98%以上さら には 99%までにも到達し得る。 以下、 この優れた成形方法 （以下、 この成形方 法を適宜 「金型潤滑温間加圧成形法」 という。 ） について説明する。
【0151】
金型潤滑温間加圧成形法 （成形工程） は、 高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布さ れた金型へ前記原料粉末を充填する充填工程と、 この金型内の原料粉末を温間で 加圧して金型内面に接する原料粉末の表面に金属石鹼皮膜を生成させる温間加圧 成形工程とからなる。，
【0 1 5 2】
この成形方法に依れば、 成形圧力を相当大きくしても、 一般的な成形方法で生 じるような不具合を生じない。 具体的には、 原料粉末と金型の内面との間のかじ り、 抜圧の過大化、 ^型寿命の低下等が抑止される。 以下、 この成形方法の充填 工程およぴ温間加圧成形工程についてさらに詳細に説明する。 ·
【0 1 5 3】
( a ) 充填工程
'原料粉末を金型 （キヤビティ） へ充填する前に、 金型の内面に高級脂肪酸系潤 滑剤を塗布しておく （塗布工程） 。 ここで使用する高級脂肪酸系潤滑剤は、 高級 脂肪酸自体の他、 高級脂肪酸の金属塩であっても良い。 高級脂肪酸の金属塩には、 リチウム塩、 カルシウム塩又は亜鉛塩等がある。 特に、 ステアリン酸リチウム、 ステアリン酸カルシウム、 ステアリン酸亜鉛等が好ましい。 この他、 ステアリン 酸バリウム、 パルミチン酸リチウム、 ォレイン酸リチウム、 パルミチン酸カルシ ゥム、 ォレイン酸カルシウム等を用いることもできる。
【0 1 5 4】
塗布工程は、 例えば、 加熱された金型内に水、 水溶液またはアルコール溶液等 に分散させた高級脂肪酸系潤滑剤を噴霧して行える。 高級脂肪酸系潤滑剤が水等 に分散していると、 金型の内面へ高級脂肪酸系潤滑剤を均一に噴霧し易い。 加熱 された金型内にそれを噴霧すると、 水分等が素早く蒸発して、 金型の内面へ高級 脂肪酸系潤滑剤が均一に付着する。 金型の加熱温度は、 後述する温間加圧成形ェ 程の温度を考慮すると好ましいが、 例えば、 1 0 o °c以上に加熱しておけば足る。 もっとも、 高級脂肪酸系潤滑剤の均一な膜を形成するために、 その加熱温度を高 級脂肪酸系潤滑剤の融点未満にすると好ましい。 例えば、 高級脂肪酸系潤滑剤と してステアリン酸リチウムを用いた場合、 その加熱温度を 2 2 0 °C未満とすると 良い。
【0 1 5 5】 なお、 高級脂肪酸系潤滑剤を水等に分散させる際、 その水溶液全体の質量を 1 00質量％としたときに、 高級脂肪酸系潤滑剤が 0. 1〜5質量％、 さらには、 0. 5〜 2質量％の割合で含まれるようにすると、 均一な潤滑膜が金型の内面に 形成されて好ましい。
【01 56】
また、 高級脂肪酸系潤滑剤を水等へ分散させる際、 界面活性剤をその水に添加 しておくと、 高級脂肪酸系潤滑剤の均一な分散が図れる。 そのような界面活性剤 として、 例えば、 アルキルフエノール系の界面活性剤、 ポリオキシエチレンノニ ルフエニルエーテル (EO) 6、 ポリオキシエチレンノユルフェュルエーテル (EO) 10、 ァニオン性非イオン型界面活性剤、 ホウ酸エステル系エマルボン T-80等を用いることができる。 これらを 2種以上組合わせて使用しても良い。 例えば、 高級脂肪酸系潤滑剤としてステアリン酸リチウムを用いた場合、 ポリオ キシエチレンノニノレフエニノレエーテノレ (EO) 6、 ポリオキシエチレンノニノレフ ェニルエーテル (EO) 10及びホウ酸エステルエマルボン T— 80の 3種類の 界面活性剤を同時に用いると好ましい。 この場合、 それらの 1種のみを添加した 場合に較べて、 ステアリン酸リチウムの水等への分散性が一層活性化されるから である。
【01 57】
噴霧に適した粘度の高級脂肪酸系潤滑剤の水溶液を得るために、 その水溶液全 体を 100体積％として、 界面活性剤の割合を 1. 5〜1 5体積％とすると好ま しい。
【01 58】
この他、 少量の消泡剤 （例えば、 シリコン系の消泡剤等） を添加しても良い。 水溶液の泡立ちが激しいと、 それを噴霧したときに金型の内面に均一な高級脂肪 酸系潤滑剤の被膜が形成され難いからである。 消泡剤の添加割合は、 その水溶液 の全体積を 100体積％としたときに、 例えば 0. 1〜 1体積％程度であればよ レ、。
【01 59】
水等に分散した高級脂肪酸系潤滑剤の粒子は、 最大粒径が 30 μπι未満である と、 好適である。 最大粒径が 3 0 μ πι以上になると、 高級脂肪酸系潤滑剤の粒子 が水溶液中に沈殿し易く、 金型の内面に高級脂肪酸系潤滑剤を均一に塗布するこ とが困難となるからである。
【0 1 6 0】
高級脂肪酸系潤滑剤の分散した水溶液の塗布には、 例えば、 塗装用のスプレー ガンゃ静電ガン等を用いて行うことができる。 なお、 本発明者が高級脂肪酸系潤 滑剤の塗布量と粉末 形体の抜出圧力との関係を実験により調べた結果、 膜厚が 0 . 5〜1 . 5 μ ΐη程度となるように高級脂肪酸系潤滑剤を金型の内面に付着さ せると好ましい。
【0 1 6 1】
( b ) 温間加圧成形工程
高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型に充填された原料粉末を温間で加 圧成形すると、 金型内面に接する原料粉末 （または粉末成形体） の表面に金属石 鹼皮膜が生成され、 この金属石鹼皮膜の存在によって工業レベルでの超高圧成形 が可能になったと考えられる。 この金属石鹼被膜は、 その粉末成形体の表面に強 固に結合し、 金型の内表面に付着していた高級脂肪酸系潤滑剤よりも遙かに優れ た潤滑性能を発揮する。 その結果、 金型の内面と粉末成形体の外面との接触面間 での摩擦力を著しく低減させ、 高圧成形にも拘らず、 かじり等を生じさせない。 また、 非常に低い抜圧で粉末成形体を金型から取出せ、 金型寿命の極端な短縮も なくなった。
【0 1 6 2】
金属石鹼被膜は、 例えば、 高級脂肪酸系潤滑剤と原料粉末中の F eとが温間高 圧下でメカノケミカル反応を生じて形成された、 高級脂肪酸の鉄塩被膜である。 この代表例は、 高級脂肪酸系潤滑剤であるステアリン酸リチウムまたはステアリ ン酸亜鉛と、 F eとが反応して生成されたステアリン酸鉄皮膜である。
【0 1 6 3】
本工程でいう 「温間」 は、 原料粉末と高級脂肪酸系潤滑剤との反応が促進され る程度の加熱状態であれば良い。 概していえば、 成形温度を 1 0 o °c以上とすれ ば良い。 但し、 高級脂肪酸系潤滑剤の変質を防止する観点から、 成形温度を 2 0 0°C以下とするのが良い。 成形温度を 120〜180°Cとするとより好適である。 【0164】
本工程でいう 「加圧」 は、 鉄基焼結合金部材の仕様を考慮しつつ、 金属石験皮 膜が形成される範囲内で適宜決定されれば良い。 金型寿命や生産性を考慮して、 その成形圧力の上限を 200 OMP aとすると好ましい。 成形圧力が 1500M P a程度になると、 得られる粉末成形体の密度も真密度に近付き （成形体密度比 で 98〜99%となり） 、 200 OMP a以上に加圧してもさらなる高密度化は 望めない。
【0165】
なお、 この金型潤滑温間加圧成形法を用いると、 内部潤滑剤を使用する必要が なく、 より高密度な粉末成形体が得られる。 また、 その粉末成形体を焼結させた ときに、 内部潤滑剤の分解、 放出等に伴って炉内が汚染されることもない。 但し、 本発明では、 内部潤滑剤の使用を排除するものではないことを断っておく。
【0166】
(3) 焼結工程
焼結工程は、 成形工程で得られた粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱して焼結 させる工程である。
【0167】
焼結温度および焼結時間は、 鉄基焼結合金部材の所望特性、 生産性等を考慮し て適宜選択される。 焼結温度は高い程、 短時間で高強度な鉄基焼結合金部材が得 られる。 もっとも、 焼結温度が高すぎると液相が発生したり、 寸法変化が大きく なって好ましくない。 焼結温度が低すぎると強化元素の拡散が不十分で好ましく ない。 また、 焼結時間が長くなつて、 鉄基焼結合金部材の生産性が低下する。 焼 結温度は、 1100〜 1400°Cさらには 1 150〜1350°Cが良い。 特に、 高強度の鉄基焼結合金部材を得る場合には、 焼結温度を 1200°C以上とするの が良い。 また、 焼結時間は、 焼結温度、 鉄基焼結合金部材の仕様、 生産性、 コス ト等を考慮しつつ 0. 1〜3時間さらには 0. 1〜1時間とするのが良い。
【0168】
ここで、 焼結雰囲気と高強度焼結体の膨れ抑止に有効な元素である S iと Mn について説明しておく。 先ず、 S iは、 C、 Mn、 リン （P) および硫黄 （S) と共に鋼の五元素と呼ばれ、 溶製される鉄鋼材料では一般的な強化元素である。 しかし、 S i系粉末中の S iは、 Oとの親和力が極めて強く非常に酸化され易い 元素である。 S i系粉末として FMS粉末を使用した場合、 F e—Mn— S i合 金 （化合物） は、 S i単体よりも酸化物生成自由エネルギーが低く、 加熱炉内の 僅かな Oとも結合して、 焼結体内部に S iの酸ィ匕物を形成するおそれがある。 こ のような酸化物の介 ώは、 鉄基焼結合金部材の機械的性質を劣化させるので好ま しくない。 そこで、 S iを含有した鉄基焼結合金はこれまで殆どなかった。
【0169】
本発明の製造方法では、 S i含有による鉄基焼結合金部材の劣化を抑止するた めに、 酸化防止雰囲気で焼結工程を行うこととした。 具体的には、 真空雰囲気、 不活性ガス雰囲気、 窒素雰囲気等がある。 このような雰囲気であっても、 その中 の残留酸素 （酸素分圧) が問題となるときは、 窒素ガスに水素ガス （露点の低い 精製された高純度水素ガス） を数％混合した還元雰囲気を採用しても良い。 もつ とも、 水素ガスの使用は工業上あまり好ましくないので、 本発明の焼結工程を、 酸素分圧が 1 0— 19P a以下 （CO濃度で 100 p pm以下） に相当する極低酸 素分圧の不活性ガス雰囲気内で行うとより好ましい。 このような極低酸素分圧の 不活性ガス （N2ガス） 雰囲気を実現する連続焼結炉は市販されている （関東冶 金工業株式会社製ォキシノン炉） 。
【01 70】
このような極低酸素分圧の不活性ガス雰囲気下では、 焼結中に S i系粉末と原 料粉末に付着等した oとが反応して複合酸化物などが形成されても、 それがさら に分解され、 酸化物等の介在物のない健全な組織の鉄基焼結合金部材が得られ、 その劣化が抑制される。
【01 71】
(4) その他
本発明の鉄基焼結合金部材はその仕様に応じて、 さらに、 焼鈍、 焼準、 時効、 調質 （焼き入れ、'焼き戻し） 、 浸炭、 窒化等の熱処理工程が施されても良い。 勿 論、 鉄基焼結合金部材は、 熱処理の種類に応じた組成 （C、 Mo、 C r等） であ ることが好ましい。
【0172】
本発明の鉄基焼結合金部材の形態や用途は問わない。 鉄基焼結合金部材の用途 の一例を挙げると、 自動車分野では、 各種プーリー、 変速機のシンクロハプ、 ェ ンジンのコンロッド、 スプロケット、 リングギヤ、 ピニオンギヤ等がある。 その 他、 サンギヤ、 ドライブギヤ、 ドリブンギヤなど各種の歯車部品等もある。
【0173】
Π. 実施例
(第 1発明の実施例）
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
【0174】
A：第 1実施例〜第 5実施例
(試料の製造）
(1) F e系粉末として純鉄粉 (へガネス社製 A S C 100. 29、 粒径 20〜 180 ^m) を、 強化粉末として F e— Mn— S i粉末 （FMS粉末） を用意し た。
【0175】
FMS粉末は、 A rガス雰囲気中で溶製した表 6に示す各種組成の錶塊 （イン ゴット） を大気中で粉砕し、 粒径が 25 m以下 （500メッシュ） の粉末に篩 い分けしたものである。 以下、 表 6中の番号 （I〜： [ を示すことによって FM S粉末の組成を特定する。 また、 強化粉末として、 Mn系粉末である F e— 75. 6%Mn粉末 （福田金属箔粉社製） 、 S i系粉末である F e— 76. 4%S i粉 末 （福田金属箔粉社製） も用意した。 これらの粉末粒度はいずれも— 25 Ome s h (63/zm以下） であった。 組成の単位は質量％である （特に断らない限り、 以下同様である。 ） 。
【0176】
C系粉末である黒鉛 （Gr) 粉末 （日本黒鉛社製 J CPB) も用意した。 この 粉末の粒径は 45 m以下であった。 さらに、 C uを含有した比較材を製造する ために、 F e一 10%Cu部分拡散合金粉末 （へガネス社製 D i s t a 1 o y A C u、 粒径 20〜： L 80 m) を用意した。
【0177】
これらの各種粉末を所望組成となるように配合し、 ボールミル式回転混合を十 分に行って、 各試料毎に均一な混合粉末からなる原料粉末を用意した。
【0178】
(2) 粉末成形体は、 主に金型潤滑温間加圧成形法により行った。 具体的には以 下の通りである。 φ 23 mmの円柱型キヤビティと 10 x 55 mmの抗折試験片 型キヤビティを有する 2種の超硬製金型を用意した。 各金型の内周面には予め T i Nコ^ "ト処理を施し、 その表面粗さを 0. 4Zとした。 各金型はバンドヒータ で予め 150°Cに加熱しておいた。 加熱した金型の内周面に、 高級脂肪酸系潤滑 剤であるステアリン酸リチウム （L i S t) を分散させた水溶液をスプレーガン にて 1 cm3,秒程度の割合で均一に塗布した （塗布工程） 。 これにより、 各金 型の内周面には約 1 /zm程度の L i S tの被膜が形成された。
【0179】
ここで用いた水溶液は、 水に界面活性剤と消泡剤とを添加したものに L i S t を分散させたものである。 界面活性剤には、 ポリオキシエチレンノエルフエニル エーテル （EO) 6、 (EO) 10及びホウ酸エステルエマルボン T一 80を用 いて、 それぞれを水溶液全体 （100体積％) に対して 1体積％づつ添カ卩した。 消泡剤には、 F Sアンチフォーム 80を用い、 水溶液全体 （100体積％) に対 して 0. 2体積％添加した。 L i S tには、 融点が約 225°Cで、 平均粒径が 2 0 μιηのものを用いた。 その分散量は上記水溶液 100 cm3に対して 25 gと した。 L i S tを分散させた水溶液をさらにボールミル式粉砕装置で微細化処理 (テフロンコート鋼球： 100時間） した。 こうして得られた原液を 20倍に希 釈して、 最終濃度 1%の水溶液を上記塗布工程に供した。
【0180】
L i S tの均一な被膜が内面に形成された各金型のキヤビティへ前述した各種 原料粉末を自然充填した （充填工程） 。 原料粉末は、 金型と同温の 150°Cに乾 燥機で予め加熱しておいた。
金型に充填された各原料粉末を各種成形圧力で成形して粉末成形体を得た （,温 間加圧成形工程） 。 いずれの成形圧力の場合であっても、 金型の内面にかじり等 を生じることはなく、 低い抜出力で粉末成形体を金型から容易に取出すことがで きた。
【0181】
なお、 一部の試料は、 内部潤滑剤である L i S tを 0. 8 %添加し混合した混 合粉末を原料粉末として使用した。 これに通常の室温成形を施して、 粉末成形体 を得た （表 5参照） 。'純鉄粉等と L i S t (粉末状） との混合は、 V型ミキサー や回転ボールミルで行った。 また、 金型潤滑温間加圧成形法以外の成形方法を採 用したときは、 金型の損傷を防止するために、 成形圧力を 392MP a、 490 MP a、 588MP aおよび 686MP aの 4段階とした。
【0182】
(3) 得られた各粉末成形体を、 連続焼結炉 （関東冶金工業製ォキシノン炉） を 用いて、 1 150°Cまたは 1250°Cの窒素ガス雰囲気中でそれぞれ焼結させた
(焼結工程） 。 均熱保持時間は 30分とし、 焼結後の冷却速度は 40°CZm i n
(0. 67°CZ秒） であった。 なお、 その焼結炉内は、 CO濃度で 50〜100 p pm (酸素分圧に換算で 10— 19〜10— 21P a相当） の極低酸素分圧雰囲気と した。 こうして各種の鉄基焼結合金からなる、 φ 23 mmの円柱型試料と、 10 X 55 mmの抗折試験片型試料を得た。
【0183】
(実施例の測定）
(1) 上記円柱型試料を用いて、 その焼結前後の重量と寸法から、 成形体密度、 焼結体密度および寸法変化 （外径の変化） を計算で求めた。
【0184】
(2) 上記抗折試験片型試料を用 V、て、 支点間距離 40mmの三点曲げにより抗 折試験を行った。 これにより、 各試料の折断までの強度 （抗折力） とたわみを求 めた。 また、 抗折試験片型試料の側面の硬さを、 ビッカース硬さ計により荷重 3 0k gで測定した。
【0185】
(実施例の内容と評価） ( 1 ) 第 1実施例 （試料 N o. E 1〜E 14、 試料 N o. E00〜E03) 前述した純鉄粉と F e— 75. 6%Mn粉末おょぴ F e— 76. 4 % S i粉末 からなる強化粉末と黒鉛粉末とを混合した種々の組成の原料粉末を用いて、 金型 潤滑温間加圧成形法により粉末成形体を成形し、 その粉末成形体を焼結して試料 No. E 1〜 14を得た。 得られた粉末成形体および焼結体 （F e— Mn— S i 一 C系鉄基焼結合金） の各特性を各配合組成と共に表 1 Aおよび表 1 Bに示した。 表中の粉末成形体の特性 （密度） は、 1150°Cで焼結した粉末成形体のものを 代表的に示した- (以下、 同様） 。 1250°Cで焼結した粉末成形体の特性も 11 50°Cで焼結した粉末成形体のものと殆ど一致しており、 両者の間に実質的に相 違はなく、 粉末成形体の特性は非常に安定していた。
【0186】
なお、 試料 N o. E 00は強化粉末なしの F e— C系鉄基焼結合金の場合であ り、 試料 No. E01〜03は強化粉末の替わりに前述した F e— 10%Cu粉 末を使用した F e— Cu— C系鉄基焼結合金の場合である。
【0187】
試料 No. E 1〜E 5は、 Mn + S i量を 2%で一定としつつ、 その割合 （組 成比） を種々変更したものである。 Mn/S iが 3〜1 3にある試料 No. E 2〜4はいずれも、 試料 No. E 02 (C量が試料 No. E 2等と同じ 0. 6 %、 Cu量もそれらの Mn + S i量と同じ 2%) に対して、 同等以上の強度が得られ ることが確認された。
【0188】
—方、 試料 No. E lや試料 No. E 5のように、 Mnまたは S iの一方のみ を含有する場合は、 試料 No. E 02と同程度の強度に留まった。 試料 No. E 1のように Mnのみでは、 寸法変化量がプラス側に大きくなった。 一方、 試料 N o. E2〜E 5のように、 S iを含む場合は、 その寸法変化が小さく寸法安定性 に優れることも分かった。 特に試料 No. E3のように、 S i量が 1%程度の場 合、 その寸法変化は殆ど零であった。
【0189】
試料 No. E 6〜E 14は、 Mn/S i = 1で一定とし、 Mn + S i量おょぴ C量を変化させたものである。 C量を固定して観ると、 試料 No. E9〜E 1 1 のように Mn + S i量が 2%のとき、 焼結体の強度がいずれも最高となっている のが分かる。 また、 試料 No. E9〜l lと試料 No. E01〜03と比較する と、 C量が同じである限り、 Cuよりも Mnおよび S iを含む方が、 より高強度 の焼結体が得られることも分かった。
【0190】
さらに、 M nおよ S iによって強化された焼結体は、 C uによって強化され た焼結体よりも、 たわみ量が大幅に向上しており、 非常に優れた延性を示すこと も分かった。 また、 試料 N o. E 6〜 8と試料 N o . E 01〜 03と比較すれば 分かるように、 C量が同じなら、 Cuよりも少ない Mn + S iの使用で、 より高 強度で高延性の焼結体が得られることも明らかとなった。 なお、 上述したいずれ の傾向も、 焼結温度が 1150。Cでも 1250°Cでも同じであった。
【0191】
( 2 ) 第 2実施例 （試料 N o. E 17〜E27)
前述した純鉄粉と FMS粉末 （I番、 II番および III番） と黒鉛粉末とを混合 した種々の組成の原料粉末を用いて、 金型潤滑温間加圧成形法により粉末成形体 を成形し、 その粉末成形体を焼結して試料 N o . E 17〜E 27を得た。 得られ た粉末成形体おょぴ焼結体 （F e— Mn— S i— C系鉄基焼結合金） の各特性を 各配合組成と共に表 2 Aおよぴ表 2 Bに示した。 なお、 ここで用いた FMS粉末 は、 Mn + S i量を 66 % (粉末全体： 100 %) で一定として、 Mn/S iを 2〜 1 / 2の範囲で変化させたものである。
【0192】
FMS粉末の配合量が 2%と一定で C量がそれぞれ異なる試料 No. E 18〜 E 20と、 それらと Mn + S i量が同程度の範囲にある試料 No. E 6〜E 8ま たは試料 No. E 9〜E 1 1とを比較すると、 試料 No. E 18〜E20の方が 強度おょぴ延性共に優れていた。 つまり、 強化粉末を F e— Mn粉末や F e— S i系粉末として配合するよりも、 F e— Mn— S i粉末として配合する方が機械 的特性に優れた; ^結体が得られることが分かった。 この傾向は、 焼結温度が 11 50°Cでも 1250°Cでも同じであった。 【0193】
C量が同じ試料 No. E l 7、 E l 9、 E27と試料 No. E21〜E26と を比較すると、 I番の FMS粉末を使用した場合、 焼結温度に拘らず、 FMS粉 末量の増加と共に強度が増加した。 II番の FMS粉末を使用した場合、 焼結温度 が 1150°Cのときは FMS粉末が 2%で焼結体の強度が最大となり、 焼結温度 が 1250°Cのときは FMS粉末が 3 %で強度が最大となつた。 III番の F M S 粉末を使用した場合、 '焼結温度に拘らず、 FMS粉末が 2 %で焼結体の強度が最 大となった。
【0194】
試料 No. E 17〜E 27はいずれも寸法が安定していた。 特に、 試料 N o . £01〜£(33の e—Cu— C系焼結体や試料 No. E 1の F e— Mn— C系 焼結体と比較すると分るように、 C量の変化や成形圧力の変化に対する寸法変化 は非常に小さく、 優れた寸法安定性を示した。 FMS粉末量の増加に伴って焼結 体の寸法は増加 （つまり膨張） する傾向にあるが、 試料 No. E21〜23から も分るように II番の FMS粉末を使用したときは、 寸法変化は FMS粉末量に殆 ど影響受けず、 非常に安定していた。 従って、 MnZS i = lZ2程度 （MnZ S i =0. 3〜0. 7) の FMS粉末を適量使用すると、 寸法安定性の点から特 に好ましいと思われる。 なお、 上述したいずれの傾向も、 焼結温度が 1 150°C でも 1250°Cでも同じであった。
【0195】
(3) 第 3実施例 （試料 No. E46〜E60)
前述した純鉄粉と FMS粉末 （V番、 VI番および VII番） と黒鉛粉末とを混合 した種々の組成の原料粉末を用いて、 金型潤滑温間加圧成形法により粉末成形体 を成形し、 その粉末成形体を焼結して試料 N o. E 46〜E 60を得た。 得られ た粉末成形体および焼結体 （F e—Mn— S i— C系鉄基焼結合金） の各特性を 各配合組成と共に表 3 Aおよび表 3 Bに示した。 なお、 M n + S i量が 80 %
(粉末全体： 100%) —定で、 Mnノ S iが 3〜1の FMS粉末を使用し、 C 量は 0. 6%で一定とした。 VI番の FMS粉末の S i量が 33%となっているの は、 狙いの 30 %から糸且成が多少ずれただけでありそのこと自体に特別な意図は ない。
【0196】
試料 No. E46〜E 50から分るように、 V番の FM S粉末を使用した場合 は、 FMS粉末が 2%のとき （試料 No. E48) に強度が最大となった。 試料 No. E 51〜E 55から分るように、 VI番の FMS粉末を使用した場合は、 F M S粉末が 2. 5 %のとき （試料 N o. E 54) に強度が最大となつた。 試料 N o. E 56〜E 60 ら分るように、 VII番の FMS粉末を使用した場合は、 F MS粉末が 3%のとき （試料 No. E60) に強度が最大となった。
【0197】
焼結体の硬さは、 、ずれの F M S粉末を用いた場合であつてもその量が増加す る程硬くなつた。 逆に、 たわみ （延性） は、 いずれの FMS粉末を用いた場合で あってもその量が増加する程低下した。 また、 寸法変化量は、 いずれの FMS粉 末を用いた場合であってもその量が増加する程増加した。 なお、 上述したいずれ の傾向も、 焼結温度が 1 150°Cでも 1250°Cでも同じであつたが、 焼結温度 が高温とき （1250°C) の方が強度、 延性および寸法安定性のいずれの特性も 優れていた。
【0198】
以上の結果を、 焼結温度毎に Mn量に関して整理したものを図 1〜図 6に示す。 図 1およぴ図 2は Mn量と抗折力の関係を示し、 図 3および図 4は Mn量とたわ , み量との関係を示し、 図 5およぴ図 6は M n量と焼結前後の寸法変化量の関係を 示す。 .
【0199】
FMS粉末の配合量で観れば、 抗折力が最高となる複数の配合量が存在したが、 図 1およぴ図 2から分るように、 焼結体の全体組成としてみれば、 いずれも Mn 量が 1. 2%付近で抗折力が最高値を示す傾向が明らかとなった。 一方、 たわみ 量おょぴ寸法変化は、 FMS粉末量の増加に伴ってほぼ単調に減少した。 これら の結果から、 焼結体 （鉄基焼結合金） 全体を 100%として、 ]^11量の上限は1. 5%以下、 1. 4%、 1. 3%さらには1. 2%とするのが好ましい。 一方、 S i量の上限は 2. 0%さらには1. 5%とするのが良い。 【0200】
(4) 第 4実施例 （試料 No. E 31、 E44、 E45)
FMS粉末の粒径と焼結温度が焼結体の特性に及す影響を次のように調査した。 先ず、 VI番の FMS粉末を一 250メッシュ （粒径 63 μπι以下） 、 一 350 メッシュ （粒径 45 m以下） および一 500メッシュ （粒径 25 μπι以下） に それぞれ機械粉碎したものを用意した。 選別は篩い分けによつて行った。
【0201】 '
ちなみに、 F e— Mn— S i系錶塊 （FMS鎵塊） は脆いため、 それを機械粉 碎することで FMS粉末を容易に得ることができる。 但し、 IV番の組成をもつ F MS铸塊 （Mnおよび S i量が少なく比較的延性が高いもの） は、 機械粉砕のみ で一 250メッシュ （一 63 μιη以下） の微粉にするのは容易ではなかった。
【0202】
次に、 上記 3種の粒径をもつそれぞれの FMS粉末と、 前述した純鉄粉および 黒鉛粉末とを混合して、 F e— 2FMSVI— 0. 6 C組成の原料粉末を調製した。 各原料粉末を金型潤滑温間加圧成形法によつて粉末成形体に成形し、 その粉末成 形体を焼結して試料 N o. E 31、 E44および E45を得た。 得られた粉末成 形体および焼結体 （F e— Mn— S i— C系鉄基焼結合金） の各特性を表 4に示 した。
【0203】
粒径の/ j、さい FMS粉末を用いる程、 焼結体の強度は向上したが、 FMS粉末 の粒度が焼結体の硬さ、 たわみ量、 寸法変化に与える影響は小さかった。
【0204】
一方、 焼結温度が高くなる程、 いずれの粒度の FMS粉末を用いた場合でも、 強度、 硬さ、 延性 （たわみ） ともに向上した。 粒度が一 250メッシュ程度の F M S粉末を用いた焼結体であれば、 比較材である F e— C u— C系焼結体 （試料 No. E 02) の強度を十分上回ることも分った.。 勿論、 さらに細かな FMS粉 末を使用するば、 従来の焼結体よりも一層高強度な焼結体が得られた。
【0205】
(5) 第 5実施例 高密度成形が可能な金型潤滑温間加圧成形法とは異なる成形方法 （一般的な成 形方法） により粉末成形体を成形し、 その粉末成形体を焼結ざせた。 こうして得 られた試料 N o. E41、 E42および E04の粉末成形体および焼結体の各特 性を各配合糸且成と共に表 5に示した。
【0206】
試料 No. E 41および E42ば、 VI番の FMS粉末 （一 250メッシュ粉 末） を使用した F e -*2 FMSVI- 0. 8 C組成の原料粉末に、 0. 1 %および 0. 8%の内部潤滑剤 （L i S t) をそれぞれに添加して成形、 焼結したもので ある。 試料 No. E41は、 0. 1%の内部潤滑剤を含んでいるが、 上述の金型 潤滑温間加圧成形法と同じ成形条件で成形したものであり、 試料 N o. E 42は、 金型潤滑なしの室温成形法により成形したものである。
【0207】
試料 No. E04は、 F e— 2Cu— 0. 8 C組成の原料粉末に 0. 8%の内 部潤滑剤 （L i S t).を添加して室温成形して （試料 No. E42と同様） 、 焼 結したものである。 焼結工程はいずれも、 F e— Cu— C系焼結体の一般的な焼 結条件に併せて、 N2— 5%H2雰囲気で 1 140°Cx 20分間行った。 焼結後の 試料の冷却速度は約 40°C/m i nであった。
【0208】
金型潤滑温間加圧成形法以外の一般的な成形方法により成形した場合であって も、 また、 極低酸素分圧の窒素ガス雰囲気ではない N2— 5 %H2雰囲気で焼結じ た場合であっても > FMS粉末を用いた F e— Mn— S i系焼結体 （試料 N o · E 41、 E42) は、 従来の F e— C u— C系焼結体 （試料 N o . E 04) と同 等以上の強度や延性を示すことが明らかとなった。
【0209】
これらの結果を焼結体密度で整理した結果を図 7およぴ図 8に示す。 図 7は焼 結体密度と抗折力の関係を示し、 図 8は焼結体密度とたわみ量の関係を示す。 抗 折力およびたわみ量のいずれも焼結体密度の増加と共にほぼ単調に増加 （比例） することが確認きれた。 さらに試料 No. E42と試料 No. E 04の焼結体に ついて 3点曲げ疲労試験を行った結果を図 9に示した。 これより、 本発明に係る 焼結体は従来の焼結体と同等以上の耐疲労性を有していることが確認された。
【0210】
B ：第 6実施例〜第 8実施例
(試料の製造）
( 1 ) F e系粉末である鉄合金粉 （へガネス社製 A s t a 1 o y C r M：粒径 2 0〜： 180 mおよびへガネス社製 A s t a 1 o yMo ：粒径 20〜： 180 μ m) および前述した^鉄粉 （へガネス社製 ASC 100. 29) と、 強化粉末で ある前述の FMS粉末と、 C系粉末である前述の G r粉末とを用意した。 鉄合金 粉である A s t a 1 o y C r Mの組成は F e— 3 C r— 0. 5Mo (質量0 /0) で あり、 A s t a 1 o yMoの組成は F e ^ 1. 5Mo (質量0 /0) である。 FMS 粉末は前述した表 6の VI番、 W番およぴ 番の粉末を使用した。 FMS粉末の製 法、 分級、 粒径等は前述した通りである。
【0211】
これらの各種粉末を所望組成となるように配合し、 ボールミル式回転混合を十 分に行って、 各試料毎に均一な混合粉末からなる原料粉末を用意した。
【0212】
(2) 粉末成形体は、 前述した金型潤滑温間加圧成形法により製造した。 各種条 件等は基本的に同様である。 但し、 粉末成形体の形状は、 φ 23mmの円柱型お ょぴ図 10に示す引張試験片形状とした。 これらの形状に応じたキヤビティを有 する 2種 超硬製金型を用意して、 金型潤滑温間加圧成形を行った。
【0213】
(3) 得られた各粉末成形体を、 連続焼結炉 （関東冶金工業製ォキシノン炉） を 用いて、 1150°C、 1250°Cまたは 1350 °Cの窒素ガス雰囲気中でそれぞ れ焼結させた （焼結工程） 。 均熱保持時間 （加熱工程の時間） 、 焼結後の冷却速 度 （冷却工程の速度） 、 焼結炉内の雰囲気も前述の場合と同様とした。
但し、 得られた試料は、 前述したように、 φ 2.3mmの円柱型試料と、 図 10 に示した引張試験片型試料である。 そして、 引張試験片型試料については、 大気 中雰囲気で 200°CX 60分の加熱を行った （焼戻工程） 。
【0214】 (実施例の測定）
(1) 上記円柱型試料を用いて、 その焼結前後の重量と寸法から、 成形体密度、 焼結体密度および寸法変化 （外径の変化） を計算で求めた。
【0215】
(2) 上記引張試験片型試料を用いて、 標点間距離を 22mmとし、 インスト口 ン試験機による引張速度を 0. 5 mmZ分として引張試験を行った。 硬さは、 引 張試験片型試料のチ^ック部をビッカース硬さ計により荷重 30 k gで測定した。
【0216】
(実施例の内容と評価）
(1) 第 6実施例 （試料 No. E 137~E 144)
前述した A s t a 1 o y C rMに、 G r粉末を 0. 5質量％、 各 FMS粉末を 1質量％の割合で配合、 混合した原料粉末を用いて、 種々の粉末成形体を成形し た。 これらの粉末成形体を 1250でで焼結させて焼結体 （F e— Cr— Mo— Mn-S i一 C系鉄基焼結合金） とし、 試料 N o. E 137〜E 144を得た。 得られた粉末成形体おょぴ焼結体のそれぞれの特性を配合組成と共に表 7に示し た。 ちなみに、 FMS粉末の VI番、 W番および 番は、 それぞれ、 Mn/S iの 比を 1. 5、 1および 0. 6に変化させたものである。
【0217】
表 7に示したデータに基づいて、 引張強さ （Mp a) およぴ伸ぴ （％) の FM S粉末の且成の相違による影響を図 11およぴ図 12に示した。 図 11およぴ図 12から次のことが解る。
【0218】
FMS粉末を使用した試料 （E 131、 E l 43、 E 144) は、 FMS粉末 -を使用していない試料 （E 137) よりも、 引張強さが 200〜30 OMp a程 度向上した。 特に、 成形圧力が 784Mp aの場合であっても、 FMS粉末を使 用した試料は、 概ね 150 OMp a以上の引張強さを示した。 勿論、 成形圧力を 1176Mp aとした試料は、 160 OMp aをゆうに超える一層高い引張強さ を示した。 従って、 FMS粉末による鉄基焼結合金の高強度化は、 FMS粉末の 種類や成形圧力の大小を問わないことも解った。 しかも本実施例の場合、 焼結ェ 程の冷却工程で強制冷却を行うまでもなく、 通常の冷却速度で超高強度の鉄基焼 結合金が得られた。 また、 本実施例の焼結体の寸法変化は、 ベースとなる試料 N o. E 1 37と同等以下でもあった。 従って、 本実施例に係る FMS粉末を使用 した各鉄基焼結合金は、 いずれも超高強度であると共に寸法変化が小さく、 製造 コストの低減を図れるものである。
【021 9】
(2) 第 7実施例 '
前述した純鉄粉または鉄合金粉と、 0. 5質量％の Gr粉末と、 1質量％のF MS粉末 （VI番） を用いて、 表 8に示す各種の試料を製造した。 粉末成形体の成 形圧力は 784Mp aまたは 1 1 76Mp aとし、 粉末成形体の焼結温度は 12 50°Cとしだ。 こうして得られた各試料を用いて、 FMS粉末を原料粉末中に混 在させた試料とそうでない試料とで、 焼結前後における C量の変化を測定した。 各試料の特性をその組成および成形圧力と併せて表 8に示した。 なお、 C量は、 燃焼一赤外線吸収法により求めた。
【0220】
表 8から、 FMS粉末を使用しない試料では、 その組成に拘わらず、 配合した C量 （Gr量） の 6〜14 %が減少することが角 つた。 特に成形圧力が 1 176 Mp aの場合よりも、 784Mp aの場合の方が C量の減少幅が大きかった。 一 方、 F M S粉末を使用した試料では、 C量の減少幅は 2〜 6 %と僅かであつた。 特に、 1 ；!_ 76Mp aの高圧で成形した場合、 C量の減少幅は 2〜 4 %と小さか つた。
【0221】
このように F M S粉末を使用することで、 焼結により減少する C量が極端に少 なくなり、 配合した C量の殆どが鉄基焼結合金中に残留することが解った。 しか も、 成形圧力が大きい粉末成形体からなる試料ほど、 減少 C量が少なく残量 C量 が多くなることも明らかとなった。 従って、 FMS粉末を使用することで、 C量 の減少分を見込んで G r粉末を予め余分に配合しておく必要がないか、 またはそ の過剰分の低減を図ることができる。 従って、 使用する G r粉末の歩留りが向上 して鉄基焼結合金の原料コストの低減を図れる。 さらには、 所望組成の鉄基焼結 合金を得ることが容易になり、 大量生産した場合であっても、 強度や寸法等が安 定した高品質の鉄基焼結合金が得られ、 その品質管理が容易となる。
【0222】
A s t a 1 o y C r M粉末と 0 · 5質量％の0 r粉末とを用いた各種試料の特 性から、 粉末成形体の成形体密度と焼結体の炭素量との関係を図 13に示した。 この図から、 FMS粉末を含む場合 （As t a l o yCr M— 1 %FMSYI- 0. 5 C) は、 粉末成形 の成形体密度の上昇に伴って焼結後の C量も増加し （つま り、 焼結前後の C変化量が小さくなり） 、 成形体密度が 7. 4 g/cm3 (密度 比 94%) 以上になると、 C量は殆ど減少しない （減少幅は 2%以下程度とな る） ことが解った。 これに対して、 FMS粉末を含まない場合 （As t a 1 o y C rM-0. 5 C) は、 粉末成形体の成形体密度が減少すると、 急激に焼結後の C量も減少すること （つまり、 焼結前後の C変化量が急激に大きくなること） が 解った。 さらにこの場合、 成形体密度が 7. 4 g/c m3以上となっても、 C量 の減少幅は 6%以下にはならないことも解った。 従って、 FMS粉末を原料粉末 に含有させることで、 成形体密度の広範囲な領域で、 C量の歩留りを高めること ができる。
【0223】
(3) 第 8実施例
前述した鉄合金粉 （As t a 1 o yC rM) と、 Gr粉末と、 FMS粉末 （VI 番） を用 、て、 各粉末の配合量、 成形圧力および焼結温度がそれぞれ異なる各種 の試料を製造した。 各試料の各種特性をその組成および成形圧力と併せて表 9〜 11に示した。 表 9、 表 10および表 11は、 焼結温度をそれぞれ 1150°C、 1250°Cおよび 1350°Cとした場合である。 また、 表 10に示した試料 （成 形圧力： 784Mp a) データに基づいて、 G r粉末の配合量 （配合 C量） と引 張強さまたは伸びとの関係をそれぞれ図 14および図 15に示した。
【0224】
先ず図 14から、 原料粉末中に FMS粉末を含有する場合、 Gr粉末が 0. 4 〜0. 6質量％のときに引張強さが最大値を示すことが解る。 また、 FMS粉末 の配合量が多い組成ほど、 引張強さの最大値はより大きくなつた。 この傾向は、 FMS粉末の配合量、 成形圧力および焼結温度が相違してもほぼ成立する。 次に、 FMS粉末の配合量が増加するほど、 配合 C量のより少ない領域で引張強さが最 大値を示すことも明らかとなった。 この傾向も、 成形圧力や焼結温度が相違して もほぼ成立する。 また、 FMS粉末を含有する場合としない場合とを比較すれば 明らかなように、 たとえ僅かでも FMS粉末を配合させることで、 鉄基焼結合金 の引張強さが急激に増加することも明らかとなった。 特に、 配合. C量の少ない組 成域でその効果は顕著である。
【0225】
次に図 15から、 伸ぴは配合 C量の増加と共に低下することが解る。 また、 F MS粉末を含むことによる伸びへの影響はほとんどなく、 むしろ、 FMS粉末を 含む試料の伸ぴは F M S粉末を含まない試料の伸ぴと大差ない。
従って、 FMS粉末を配合させることで、 伸びの減少を回避しつつ引張強さを 増大させた鉄基焼結合金を得ることができる。 つまり、 靱性を確保しつつも高強 度な鉄基焼結合金が得られる。
【0226】
表 9〜表 1 1に示したように、 焼結温度が上昇する程、 より高強度の鉄基焼結 合金が得られる傾向にある。 一般的な焼結温度である 1150°Cでは、 特別な熱 処理を施すまでもなく、 l O O OMp a以上、 l l O OMp a以上、 1200M p a以上さらには 1300Mp a以上の鉄基焼結合金が得られている。 焼結温度 が 125 Q°Cの場合であれば、 1400Mp a以上、 1500Mp a以上さらに は 160 OMp a以上の鉄基焼結合金が得られる。 また、 成形体密度が 96 %以 上の超高密度な粉末成形体を 1350°Cで焼結させた場合、 160 OMp a以上、 170 OMp a以上さらには 180 OMp a以上もの超高強度な鉄基焼結合金が 得られる。 原料粉末:純鉄粉 +黒鉛粉末 + (Fe-Mn粉末 +Fe-Si粉末)
配合組成 粉末成形体 焼結体
(質量％) 1150°C, 30分，窒素中焼結 1250°C. 30分，窒素中焼結
試料
No. 圧力 密度
寸法 寸法
原料粉末 (MPa) (g cm3)
Mn+Si 密度 抗折カ おわ 硬さ 密度 抗折カ たわみ 硬さ 全体 (g/cm3) 変化 (MPa) (mm) (Hv30kg) (g/cm3) 変化 (MPa) (.mm) (Hv30kg)
(%) (%)
588 7.26 7.16 0.44 7.15 0.38
E1 Fe-2Mn-0.6C 784 7.44 7.34 0.45 7.34 0.41
1176 7.59 7.49 0.44 1262 1.08 212 7.49 0.45 1258 1.8 221
588 7.11 7.05 0.30 7.07 0.20
Fe-1.5 n-
E2 784 7.30 7.23 0.33 7.25
0.5Si-0.6C 0.27
1176 7.45 7.38 0.36 1309 1.21 208 7.38 0.34 1376 1.12 226
588 6.98 6.99 0.01 7.00 -0.05
Fe-1Mn-1Si-
E3 2 784 7.16 7.18 0.04 7.16 0.02
0.6C
1176 7.32 7.30 0.10 1339 1.66 184 . 7.31 0.08 1503 1.78 209
588 6.85 6.91 6.93 -0.36
Fe-0.5Mn-
E4 784 7.03 7.07 7.10
1.5Si - 0-6G -0.27
1176 7.18 7.20 1177 1.54 182 7.24 -0.20 1430 2.05 205
588 6.73 6.80 -0.34 6.84 -0.49
E5 Fe-2Si-0.6C 784 6.91 6.99 -0.34 6.99 -0.41
1176 7.07 7.14 -0.28 956 1.41 157 7.15 -0.34 1320 2.08 186
o o d
588 7.21 7.19 0.1 oj e>3 980 2.45 106 7.20 -0.03 1016 2.66 125
Fe-0.5Mn-
E6 784 7.41 7.37 0.13 1100 2.86 138 7.40
0.5Sト 0.4G 0.01 1219 3.49 130
1176 7.57 7.53 0.15 1233 3.82 146 7.56 0.07 1340 4.27 148
588 7.21 7.19 0.16 58 154 7.20 -0
Fe-0.5Mn- o 1. .01 1118 1.87 153
E7 1 784 7.39
0.5Si-0.6C 7.35 0.17 1.99 152 7.37 0.04 1346 2.43 165
1176 7.54 7:50 0.19 2.37 157 7.51 0.12 1489 2.75 178
588 7.20 7.17 0.17 1080 1.27 162 7.17 0.01 1279 1.60 181
Fe-0.5Mn-
E8
0.5Si-0.8C 784 7.36 7.33 0.20 1257 1.52 179 7.35 0.06 1465 1.79 199
1176 7.49 7.45 0.22 1330 1.62 196 7.46 0.13 1550 1.89 209
s 1 A 0227 原料粉末:純鉄粉 +黒鉛粉末 粉末 +Fe- Si粉末)
配合組成 粉末成形体 焼結体
) 1150°C, 30分，窒素中焼結 1250°C, 30分，窒素中焼結
試料 (質量 96
No.
寸法 寸法
原料粉末 Mn+Si 抗折カ たわみ 硬さ 抗折カ たわみ 硬さ
変化
全体 (MPa) nm) (Hv30kg) 変化 (MPa) nm) (Hv30kg)
(50 (%)
588 7.07 7.07 0.11 964 1.55 134 7.07 -0.01 1079 1.89 146
Fe-lMn-1Si-
E9 784 7.27 7.24 0.13 1150 1.95 156 7.26 0.04 1279 2.23 155
0.4C
1176 7.44 7.40 0.19 1300 2.30 169 7.40 0.13 1462 2.65 171
588 7.04 7.05 0.12 1041 1.26 153 7.04 一 0.02 1195 1.40 172
Fe
E10 一 1Mn— IS卜
784 7.22 7.21 0.13 1211 1.43 172 7.22 0.06 1420 1.68 191
0.6C
1176 7.38 7.34 0.19 1336 1.60 187 7.35 0.13 1552 1.73 195
588 7.03 7.03 0.13 1073 0.97 180 7.03 0.01 1340 1.24 199
Fe-lMn-1Si-
E11 784 7.20 7.18 0.16
0.8C 1243 1.14 98 7.19 0.10 1544 1.42 207
1176 7.35 7.31 0.21 1349 1.20 211 7.31 0.16 1703 1.58 230
588 6.89 6.90 0.07 914 0.91 139 6.92 一 0.06 992 0.93 151
Fe .5Mn-
E12 784 7.09 7.08 0.11 1080 1.14 164 7.09 0.02 1205 1.09 171 oo 1.5Si-0.4C
1176 7.25 7.23 0.17 1202 1.26 183 7.22 0.11 1233 0.93 183
588 6.86 6.86 0.04 983 0.85 168 6.88 -0.06 1135 0.90 177
Fe-i .5 n~
E13 784 7.04 7.01 0.11 1148 0.98 185 7.04 0.03 1320 1.04
1.5Si-0.6C 192
1176 7.20 7.17 0.16 1 36 0.99 210 7.19 0.13 1484 1.13 217
588 6.85 6.85 0.10 946 0.63 183 6.85 -0.01 1252 0.90 200
Fe-1.5Mn-
E14 784
1.5Si-0.8C 7.01 7.01 0.16 1114 0.76 200 7.00 0.08 1355 0.94 219
1176 7.17 7.13 0.22 1249 0.82 216 7.15 0.19 1522 1.06 234
588 7.30 7.28 0.07 913 2.59 113 7.31 -0.03 935 2.67 118
E00 Fe— 0.6C 784 7.48 7.47 0.07 1035 3.04 125 7.49 0.00 1136 3.50 134
1176 7.64 7.61 0.08 1129 3.91 135 7.61 0.07 1213 4.85 140
588 7.32 7.23 0.43 842 1.30 118 7.26 0.29 896 1.51 142
E01 Fe-2Cu-0.4C 784 7.52 7.43 0.45 1031 1.76 143 7.45 0.32 1071 2.10 163
1176 7.67 7.57 0.47 1125 2.29 158 7.59 0.39 1188 2.56 183
なし
588 7.32 7.27 0.33 996 1.15 148 7.29 0.14 1122 1.38 174
E02 Fe-2Cu-0.6C 784 7.50 7.43 0.34 1193 1.48 172 7.46 0.20 1236 1.56 190
1176 7.63 7.56 0.38 1285 1.73 187 7.56 0.27 1347 1.89 214
588 7.31 7.26 0.21 1170 0.94 180 7.28 0.08 1239 1.04 193
E03 Fe-2Cu-0.8C 784 7,48 7.43 0.23 1339 1.19 200 7.46 0.13 1411 1.27 212
1176 7.60 7.54 0.26 1415 1.33 209 7.55 0.21 1425 1.21 217
？
»1 ω 0228 原料粉末:純鉄粉 +黒鉛粉末 +FMS粉末
配合組成 粉末成形体 焼結体
試料 (質量％) 1150°C, 30分，窒素中焼結 1250°C, 30分，窒素中焼結
No. 圧力
寸法
原料粉末 (MPa) 寸法
Mn+Si 抗折カ たわみ 硬さ 抗折カ たわみ 硬さ
変化
全体 (MPa) tmm) (Hv30kg) 変化 (MPa) kmm) (Hv30kg)
(%) (%)
588 7.25 7.23 0.12 967 2.01 123 7.25 - 0.01 1061 2.27 135
Fe-1F S I -
E17 0.66 784 7.45 7.41 0.14 1199 2.79 144 7.43 0.05 1252 2.66 . 158
0.6C
1176 7.60 7.57 0.19 1321 3.11 155 7.58 0.11 1410 3.32 164
588 7.21 7.15 0.19 1048 2.54 127 7.19 0.05 1094 3.13 133
Fe-2FMS I―
E18
0.4G 784 7.41 7.36 0.21 1263 3.74 135 7.37 0.12 1265 3.62 138
1176 7.58 7.54 0.24 1352 4.02 150 7.56 0.16 1478 4.66 151
588 7.20 7.16 0.22 1109 1.82 145 7.20 0.05 - 1197 2.06 149
Fe-2FMS I -
E19 1.32 784 7.41 7.32 0.24 1252 2.12
0.6C 161 7.37 0.13 1417 2.52 177
1176 7.56 7.49 0.28 1419 2.58 190 7.52 0.19 1600 2.86 180
588 7.20 7.16 0.23 1146 1.31 174 7.18 0.06 1349 1.60 187
Fe-2FMS I -
E20 784 7.38
0.8C 7.33 0.26 1320 1.40 196 7.35 0.14 1584 1.87 210
1176 7.52 7.46 0.29 1496 1.70 212 7.47 0.20 1706 2.16 215
588 7.16 7.12 0.24 1210 1.59 157 7.14 0.09 1299 1.83 172
Fe-3FMS I
E27 一
0.6C 1.98 784 7.36 7.30 0.25 1401 1.91 . 184 7.33 0.15 1545 2.18 188
1176 7.52 7.45 0.29 1542 2.07 192 7.47 0.22 1735 2.41 215
588 7.23 7.20 0.10 933 1.91 128 7.23 -0.02 1101 2.41 134
Fe-1FMS E-
E21 2 7.4
0.6G 0.66 784 7.4 0 0.10 1137 2.36 143 7.42 -0.01 1276 2.96 152
1176 7.57 7.55 0.12 1168 2.52 154 7.57 0.03 1392 3.36 153
588 7.15 7.14 0.13 989 1.65 141 7.16 -0.01 1139 2.00 146
Fe-2FMS II -
E22 784 7.35 7.32 0.12 1179 1.96
0.6C 1.32 151 7.35 -0.01 1356 2.43 160
1176 7.51 7.48 0.13 1421 2.58 171 7.50 0.03 1533 2.90 178
588 7.09 7.07 0.12 1033 1.48 152 7.10 - 0.03 1202 1.74 158
Fe-3FMS E-
E23
0.6C 1.98 . 784 7.28 7.25 0.13 1257 1.82 163 7.29 0.00 1424 2.12 180
1176 7.45 7.41 0.15 1389 2.11 175 7.44 0.06 1604 2.51 189
s 2 A 2290 原料粉末:純鉄粉 +黒鉛粉末 FMS粉末
配合組成 粉末成形体 焼結体
試料 (質量％) 1150°C, 30分，窒素中焼結 1250°C, 30分, .窒素中焼結
No. 圧力
寸法 寸法
原料粉末 (MPa) たわみ
Mn+Si 抗折カ 硬さ 抗折カ たわみ 硬さ
変化
全体 (MPa) (Hv30kg) 変化 (MPa) mm) (Hv30k^
(%) ( )
588 7.26 7.24 0.12 1078 2.18 131 7.25 0.01 1112 2.35 138
Fe- 1 FMS3E-
E24 0.66 784 7.46 7.44 0.13 226 2.79 143 7.44 0.07 1354 2.99 150
0.6C
1176 7.61 7.58 0.14 1327 3.28 160 7.59 0.10 1488 3.56 168
588 7.22 7.18 0.18 1261 1.90 152 7.19 0.08 1287 1.91 151
E25 1.32 784 7.41 7.37 0.19 1379 2.04 163 7.39 0.13 1509 2.44 169
0.6C
1176 7.58 7.53 0.21 1502 2.21 167 7.53 0.17 1622 2.65 179
588 7.18 - 7.13 0.23 1091 0.98 165 7.13 0.14 1213 1.14 167
Fe-3FMSiH-
E26 1.98 784 7.37 7.31 0.26 1243 1.11 187
0.6C 7.33 0.19 1376 1.14 203
1176 7.54 7.47 0.32 1341 1.29 205 7.48 0.27 1440 1.20 213
0230
Figure imgf000063_0001
103 原料粉末:純鉄粉 +黒鉛粉末 +FMS粉末
Figure imgf000064_0001
_¾3 B 023 【0233】
[表 4]
Fe-2FMSY[-0.6C組成の粉末成形体および焼結体の特性と
Figure imgf000065_0001
原料粉末:純鉄粉 +黒鉛粉末 +FMS粉末 +内部潤滑剤
配合組成 粉末成形体 焼結体
(質量％) 1140°C, 20分，窒素中焼結
No. 圧力
Figure imgf000066_0001
寸法
原料粉末 (MPa)
Mn+Si 抗折カ たわみ 硬さ
変化
全体 (MPa) mm) (Hv30kg)
(%)
392 6.93 6.88 0.30 902 0.74 175
Fe-2FMSVI- 588 7.24 7.19 0.30 1 130 0.93 195
E41 1.66
0.8C+0.1 LiSt 784 7.38 7.33 0.30 1240 1.04 216
1176 7.47 7.43 0.29 1331 1.1 1 217
392 6.73 6.65 0.25 751 0.59 146
Fe-2FMSVI- 490 6.89 6.80 0.24 880 0.70 177
E42 1.66
0.8C+0.8LiSt 588 6.98 6.90 0.25 978 0.75 175
686 7.04 6.98 0.24 1016 0.78 184
392 6.77 6.70 0.06 704 0.60 138
Fe-2Gu- 490 6.95 6.88 0.09 827 0.67 151
E04 なし
0.8C+0.8LiSt 588 7.05 6.99 0.09 902 0.68 169
ffq
686 7.11 7.06 0.1 1 948 0.78 167
¾ 340 〇 各 FMS粉末の配合組成と原料粉末中の Mn量および &量
Figure imgf000067_0001
¾6 ■ . 〇
00 原料粉末: Asta y CrM+黒鉛粉末 +FMS粉末 ^ 配合組成 粉末成形体 焼結体 ·'
5式不ヰ (質量％) 1250。C, 30分，窒素中焼結
No. 圧力
寸法
(MPa) 引張強さ
原料粉末全体 Mn+Si 伸び
変化 (MPa) (%)
(%)
784 7.29 7.35 -0.27 1256 1.5 341
E137 Astaloy CrM-0.5C なし
1176 7.51 7.54 -0.03 1428 1.4 476
784 7.26 7.30 - 0.20 1579 1.2 442
E131 Astaloy CrM-1 %FMSVI-0.5C 1.66
1176 7.47 7.49 - 0.05 1688 1.1 544
784 7.26 7.29 -0.16 1534 1.1 480
E143 Astaloy CrM-1 FMSVII-0.5C 1.60
1176 7.48 7.49 -0.03 1647 1.1 560
784 7.23 7.28 -0.22 1480 1.0
E144 Astaloy GrM - 1¾FMSVI- 0.5G 480
1.60
1176 7.45 7.47 -0.03 1617 1.0 564 ^ ίお ' ^
¾〕7 原料粉末: Fe系粉末 +黒鉛粉末 +FMS粉末 VI
Figure imgf000069_0001
o
∞
【】0237 【0238】
[表 9 A]
原料粉末: Astaloy Cr (Fe-3Cr-0.5Mo) +FMSVI粉末 (Fe - 50Mn - 33Si)+Gr粉末
°C
Figure imgf000070_0001
原料粉末: Astaloy CrM(Fe-3C「0.5Mo) +FMSVI粉末 (Fe- 50Mn-33Si)+Gr粉末 焼結 S度： 1150°C
Figure imgf000071_0001
【 0 2 4 0】
[表 1 0 A]
原料粉末: Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5 o) +FMSVI粉末 (Fe- 50Mn- 33Si)+Gr粉末
焼結温度： 1250°C
配合組成 粉末成形体 焼結体 Astaloy CrM+x%-FMS+y%-Gr
試料 (苣 S%) 1250°C, 30分.窒素中焼結
No. 圧力
FMS粉末 3： (MPa) 寸法
Gr粉末: 引張強さ 伸び 硬さ (Mn+Sifi) S 変化
(MPa) (%) (Hv30kg) (%)
588 7.04 7.14 一 0.53 762 2.8 217
E136 0.3 784 7.32 7.37 -0.31 921 3.7 262
1176 7.55 7.58 -0.12 1051 3.5 316
1568 7.63 7.65 -0.13 1083 3.2 345
588 7.04 7.14 -0.51 873 1.9 234
E108 0.4 784 7.32 7.36 一 0.29 1029 2.0 279
1176 7.53 7.56 -0.07 1161 2.9 371
1568 7.63 7.61 -0.03 1247 2.7 384
0 588 7.04 7.12 - 0.39 1071 1.2 290
E137 •0.5 784 7.29 7.35 一 0.27 1256 1.5 341
(0) 1176 7.51 7.54 -0.03 1428 1.4 476
1568 7.59 7.60 0.01 1509 1.1 500
588 7.04 7.11 -0.38 1198 0.8 366
E109 784 7.30
0.6 7.34 -0.25 1411 0.9 423
1176 7.50 7.52 -0.01 1492 0.7 570
1568 7.55 7.57 0.04 1461 0.8 600
588 7.04 7.09 -0.33 1057 0.6 446
E138 0.7 784 7.29 7.31 -0.22 1357 0.7 511
1176 7.50 7.48 -0.01 1422 0.9 568
1568 7.55 7.55 0.06 1417 0.8 625
588 7.04 7.13 -0.46 871 2.7 237
E126 784 7.29
0.3 7.36 -0.35 1084 3.1 299
"76 7.51 7.56 -0.17 1222 3.8 335
1568 7.61 7.64 —0.07 1199 4:0 389
588 7.05 7.11 -0.34 1031 1.8 272
784 7.29
E127 7.34 -0.25
0.4 1245 2.0 380
1176 7.50 7.53 -0.10 1 04 3.0 429
1568 7.59 7.61 -0.04 1441 2.6 470
0.5 588 7.03 7.09 -0.36 1275 1.5 370
E128 784 7.28
0.5 7.33 一 0.22 1512 1.3 384
1176
(0.415) 7.49 7.50 -0.04 1669 1.5 483
1568 7.56 7.57 0.00 1565 1.0 556
588 7.05 7.09 一 0.27 1314 1.0 403
E145 784 7.28
0.6 7.32 -0.16 1456 0.9 496
1176 7.49 7.50 -0.01 1494 0.9 587
1568 7.55 7.56. 0.03 1478 0.9 622
588 7.03 7.08 一 0.32 1168 0.7 424
E146 0.7 784 7.27 7.31 -0.17 1272 0.8 528
1176 7.47 7.49 -0.04 1321 0.8 610
1568 7.53 7.54 0.04 1326 0.8 631 【 0 2 4 1】
[表 1 O B ]
原料粉末: Astaloy OM(Fe - 3C「0.5Mo) +FMSVI粉末 (Fe- 50Mn- 33Si)+Gr粉末
焼結温度： 1250¾
配合組成 粉末成形体 焼結体 Astaloy CrM+x%-FMS+y%-Gr
試料 (SS%) 1250°C, 30分，窒素中焼結
No. 圧力
FMS粉末 S (MPa) 寸法
粉末 引張強さ
(Mn+Sifi) 変化 伸び 硬さ
(MPa) (Hv30kg) (¾) (%)·
588 7.03 7.10 -0.34 927 1.8 299
E129 0.3 784 7.28 7.34 -0.26 1161 2.5 345
1176 7.49 7.53 一 0.15 1331 3.0 364
1568 7.59 7.61 -0.08 1369 3.1 422
588 7.01 7.07 -0.34 1116 1.5 322
E130 0.4 784 7.26 7.31 -0.25 1490 2.1 376
1176 7.49 7.51 -0.08 1638 2.1 456
1568 7.56 7.57 一 0.01 1620 1.9 514
1 588 7.01 7.06 一 0.29 1236 1.0 412
E131 0.5 784 7.26 7.30 -0.20 1579 1.2 442
1176
(0.83) 7.47 7.49 一 0.05 1688 1.1 544
1568 7.55 7.54 0.04 1658 1.1 598
588 7.00 7.05 -0.30 1291 1.0 425
E1 7 0.6 784 7.26 7.29 -0.13 1388 0.9 495
1176 7.46 7.47 一 0.01 1 60 0.9 577
1568 7.54 7.53 0.06 1518 1.0 617
588 7.00 7.05 -0.31 1191 0.8 438
E148 0.7 784 7.24 7.27 -0.14 1246 0.8 504
1176 7.45 7.45 一 0.01 1238 0.9 583
1568 7.51 7.5Z 0.05 1290 0.8 612
588 6.99 7.04 -0.29 1075 1.4 319
E132 0.3 784 7.25 7.29 一 0.21 1310 1.8 344
1176 7.44 7.47 -0.11 1585 2.8 433
1568 7.56 7.55 0.00 1545 2.7 483
588 6.97 7.02 -0.30 1159 1.1 348
E133 0.4 784 7.23 7.26 -0.17 1517 1.6 397
1176 7.44 7.45 一 0.03 1644 1.4 510
1568 7.53 7.52 0.09 1641 1.3 550
2 588 6.96 7.01 -0.30 1230 0.7 412
0.5 784 7.Ζ0 7.25
E134 -0.21 1505 1.0 433
1176
(1.66) 7.42 7.43 -0.01 1566 1.0 566
1568 7.51 7.50 0.09 1538 1.0 567
588 6.96 7.01 一 0.27 1200 0.8 394
E149 0.6 784 7.21 7.25 -0.14 1410 . 1.0 505
1176 7.41 7.42 0.01 1387 0.9 566
1568 7.49 7.48 0.09 1392 0.9 596
588 6.96 7.01 -0.29 1091 0.8 432
E150 0.7 784 7.20 7.24 -0.14 1259 0:9 493
1176 7.40 7.41 0.00 1265 0.9 577
1568 7.47 7.47 0.07 1171 0.8 614 【0242】
[表 11 A]
原料粉末: Astaloy CrM(Fe-3Cr-0.5 o) +FMSVT粉末 (Fe-50Mn - 33Si)+Gr粉末
°C
Figure imgf000074_0001
【0243】
[表 1.1 B]
原料粉末: Astaloy Cr (Fe-3Cr-0.5 o) +FMSVI粉末 (Fe- 50Mn-33Si)+Gr粉末 焼結温度： 1350°C
Figure imgf000075_0001
【0244】
(第 2発明の実施例）
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
(試料の製造）
(1) F e系粉末として、 へガネス社製の A s t a 1 o y Mo (F e - 1. 5 Mo、 粒径 20〜 180 μ m) 、 へガネス社製の D i s t a l o y AE (F e -4. ON i— 1. 5 C u - 0. 5Mo、 粒径 20〜180μπι) 、 J FEスチ ール社製の K I P 30 CRV (F e— 3 C r— 0..3Mo— 0. 3Mn— 0. 3 V、 粒径 20〜： 180 jum) および J F Eスチール社製の K I P 103V
(F e-l C r-0. 3Mo— 0. 3 V, 粒径 20〜 180 μ m) を用意した。
【0245】
S i系粉末として F e— Mn— S i粉末 （FMS粉末） を用意した。 この FM S粉末は、 A rガス雰囲気中で溶製した表 22に示す各種 ,祖成の F e一 Mn— S i系鏡塊 （インゴット） を大気中で粉砕し、 粒径が 25 μηι以下の粉末に篩い分 けしたものである。 以下、 表 22中の番号 （I〜III) によって FMS粉末の種 類を特定する。 ちなみに、 F e— Mn— S i系錄塊 （FMS錶塊） は脆いため、 それを機械粉砕することで F M S粉末を容易に得ることができる。 但し、 S i + Mn量が 35 %以下の FMS錄塊は比較的延性が高く機械粉碎のみで微粉にする のは困難であった。
【.0246】
本実施例では、 F M S鎳塊の粉碎性および F M S粉末の配合量を少なくする観 点から、 S i +Mn量が比較的多い （例えば、 80質量％) FMS粉末を使用す ることとした。 FMS粉末の各合金組成は、 焼結体の寸法精度の観点から、 サー モカルクにより求まる液相温度が異なるものを選定した。
【0247】
FMS粉末以外に、 純 S i粉末 （福田金属箔粉社製） 、 S i系粉末である F e -76. 4%S i粉末 （福田金属箔粉社製） と、 Mn系粉末である F e— 75. 6%Mn粉末 （福田金属箔粉社製） も用意した。 組成の単位は質量％である （特 に断らない限り以下同様である。 ） 。 これらの粉末はいずれも、 粒度が一 500 me s h (25 μπι以下） のものを使用した。 C系粉末である黒鉛 （Gr) 粉末 (日本黒鉛社製 J CPB) も用意した。 この粉末の粒径は 45 μιη以下であった。
【0248】
これらの各種粉末を所望組成となるように配合し、 ボールミル式回転混合を十 分に行って、 各試料毎に均一な混合粉末からなる原料粉末を調製した。
【0249】
(2) 粉末成形体は、'主に金型潤滑温間加圧成形法により行った。 具体的には以 下の通りである。 φ 23 mmの円柱型キヤビティと 10 x 55 mmの抗折試験片 型キヤビティを有する 2種の超硬製金型を用意した。 各金型の内周面には予め T i Nコート処理を施し、 その表面粗さを 0. 4Zとした。 各金型はパンドヒータ で予め 150°Cに加熱しておいた。 加熱した金型の内周面に、 高級脂肪酸系潤滑 剤であるステアリン酸リチウム （L i S t) を分散させた水溶液をスプレーガン にて 1 cm 3/秒程度の割合で均一に塗布した （塗布工程） 。 これにより、 各金 型の内周面には約 1 μ m程度の L i S tの被膜が形成された。
【0250】
ここで用いた水溶液は、 水に界面活性剤と消泡剤とを添カ卩したものに L i S t を分散させたものである。 界面活性剤には、 ポリオキシエチレンノユルフェニル エーテル （EO) 6、 (EO) 10及ぴホウ酸エステルエマルボン T一 80を用 いて、 それぞれを水溶液全体 （100体積％) に対して 1体積％づっ添加した。 消泡剤には、 F Sアンチフォーム 80を用い、 水溶液全体 （100体積％) に対 して 0. 2体積％添加した。 L i S tには、 融点が約 225°Cで、 平均粒径が 2 0 μπιのものを用いた。 その分散量は上記水溶液 100 cm3に対して 25 gと した。 L i S tを分散させた水溶液をさらにボールミル式粉碎装置で微細化処理 (テフロンコート鋼球： 100時間） した。 こうして得られた原液を 20倍に希 釈して、 最終濃度 1%の水溶液を上記塗布工程に供した。
【0251】
L i S tの均一な被膜が内面に形成された各金型のキヤビティへ前述した各種 原料粉末を自然充填した （充填工程） 。 原料粉末は、 金型と同温の 150°Cに乾 燥器で予め加熱しておいた。 【0252】
金型に充填された各原料粉末を各種成形圧力で成形して粉末成形体を得た （温 間加圧成形工程） 。 いずれの成形圧力の場合であっても、 金型の内面にかじり等 を生じることはなく、 低い抜出力で粉末成形体を金型から容易に取出すことがで きた。
【0253】
(3) 得られた各粉末'成形体を、 連続焼結炉 （関東冶金工業製ォキシノン炉） を 用いて、 1350°Cの窒素雰囲気中で焼結させた （焼結工程） 。 均熱保持時間は 30分とし、 焼結後の冷却速度は 40°C/m i nであった。 なお、 その焼結炉内 は、 CO濃度で 50〜： L 00 p pm (酸素分圧に換算で 10— 19〜： 10— 21 P a相 当） の極低酸素分圧雰囲気とした。 こうして各種の鉄基焼結合金部材からなる、 φ 23 mmの円柱型試料と、 10 x 55 mmの抗折試験片型試料を得た。
【0254】
なお、 抗折試験片は， 焼結後に焼入れ ·焼戻しの熱処理を行った。 焼入れは、 窒素雰囲気中で 850°Cx 1時間加熱後、 60°Cの油中で急冷して行った。 その 後の焼戻しは、 大気中で 200°Cx 1時間加熱して行った。
【0255】
(測定）
(1) 上記円珐型試料を用いて、 その焼結前後の重量と寸法から、 成形体密度 (G. D). およびその密度比、 焼結体密度 （S. D) およびその密度比、 さらに 寸法変化 （高さ変化 ΔΤおよび外径変化 AD) を計算で求めた。 なお、 膨れが発 生した試料の焼結体密度は参考値である。
【0256】
(2) 上記抗折試験片型試料を用いて、 支点間距離 40mmの三点曲げにより抗 折試験を行った。 これにより、 各試料が折断までの強度 （抗折力） とたわみを求 めた。 また、 抗折試験片型試料の側面の硬さを、 ビッカース硬さ計により荷重 3 0 k gで測定した。
【0257】
(比較例：試料 No. HS 8) 前述の As t a 1 o y Mo粉末および黒鉛 （G r ) 粉末を配合、 混合した種 々の組成の原料粉末を調製した。 これらの原料粉末は S i系粉末を含まないもの である。 これらの原料粉末を金型潤滑温間加圧成形法により各種成形圧力で成形 し、 得られた各粉末成形体を焼結して、 表 21に示す試料 N o. HS 8の各焼結 体 （鉄基焼結合金部材） を得た。 各粉末成形体および各焼結体の特性をそれぞれ の原料粉末の配合組成と共に表 21に示した。
【0258】
試料 N o . HS 8の内で、 G r粉末の配合量が 0 (A s t a l o y Moの み） の焼結体はいずれも、 寸法が僅かに収縮し緻密化していた。 そして、 fl彭れは 生じていなかった。 このことは、 成形圧力が 196 OMP aのときの焼結体密度 が 7. 86 g/cm3 (焼結体密度比 99. 7%) と非常に超高密度であること からも確認される。
【0259】
試料 No. HS 8の内で、 Gr粉末の配合量が 0. 3〜0. 6%の焼結体は、 成形圧力が 1568MP a以上または 196 OMP a以上の場合に膨れを生じた。 膨れの発生は、 寸法変化 （特に高さ寸法） がプラス側に大きく変化していること から確認できるし、 焼結体密度比が急激に低下することでも確認できる。 例えば、 成形体密度比が 98%以上の粉末成形体を焼結させた場合、 その焼結体密度比が 成形体密度比の ± 1 %を超えて 90 %以下にまで急激に低下していることからも、 膨れが発生したと判断できる。
【0260】
図 16に G r粉末の配合量が 0. 5 %の原料粉末を用いた場合の、 成形体密度 比おょぴ焼結体密度比と成形圧力との関係を示す。 図 17A、 図 17Bに膨れが 発生した試料 （G r粉末の配合量： 0. 5 %、 成形圧力： 196 OMP a ) の外 観写真おょぴその断面写真をそれぞれ示す。 図 17Bから明らかなように、 焼結 体の内部に大きな気孔が形成されたことが膨れの.原因であることが分った。
【0261】
(各種実施例） '
(1) 第 1実施例 （試料 No. HS 9〜HS 12) 前述の A s t a 1 o y Mo粉末と黒鉛 （G r ) 粉末と I番の FMS粉末とを 配合、 混合して種々の糸且成の原料粉末を調製した。 この原料粉末を金型潤滑温間 加圧成形法により種々の成形圧力で成形し、 得られた各粉末成形体を焼結して、 表 12に示す試料 N o. HS 9〜HS 12の焼結体を得た。 各粉末成形体おょぴ 各焼結体の特性をそれぞれの原料粉末の配合組成と共に表 12に示した。 .
【0262】
試料 No. HS 9から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 01%と極微量 の場合は、 G r粉末の配合量に拘らず、 成形圧力が 1568MP a以上の試料に 膨れが発生した。 試料 No. HS 10から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 05 %の場合は、 G r粉末の配合量が 0. 5 %で成形圧力が 1568 MP a以上 の試料に膨れが発生した。 試料 No. HS 1 1から分るように、 FMS粉末の配 合量が 0. 1 %の場合は、 G r粉末の配合量が 0. 5 %で成形圧力が 1960 M P a以上の試料にのみ膨れが発生した。
【0263】
ここで表中の高さ変化 （ΔΤ) は、 φ 23の円柱型試料の圧縮方向の寸法変化 量である。 この ΔΤが膨れの挙動を最も顕著に表している。 この ΔΤのマイナス 値は、 焼結体が粉末成形体から収縮していることを意味する。 ΔΤがマイナスと なる焼結体であれば、 膨れが発生しておらず、 鉄基焼結合金部材として実用上問 題はない。 ΔΤがプラス値であっても、 厶丁が0. 5%以下の焼結体なら、 その 密度は殆ど低下しておらず、 実用上問題はない。 一方、 逆に、 この ΔΤが 1%を 超えると、 焼結体の膨れは、 目視で容易に判別できるようになる。 ΔΤがマイナ スのときは勿論、 ΔΤが +0. 5%以下か、 焼結体密度比が 96%以上であれば、 その焼結体は実用上問題ないと考える。
【0264】
表 12の各試料から、 超高密度焼結体 （C： 0. 3〜0. 6%) の膨れを防止 するためには、 FMS粉末の配合量が 0. 1%以上さらには 0. 2%以上が好ま しい。 これを S i量に換算すると、 3 1量は0. 02%以±さらには0. 04% 以上が好ましいといえる。
【0265】 (2) 第 2実施例 （試料 No. HS 13〜16)
前述の A s t a 1 o y Mo粉末と黒鉛 （G r) 粉末と II番の FM S粉末とを 配合、 混合して種々の組成の原料粉末を調製した。 この原料粉末を金型潤滑温間 加圧成形法により種々の成形圧力で成形し、 得られた各粉末成形体を焼結して、 表 13に示す試料 N o. HS 1 3〜HS 16の焼結体を得た。 各粉末成形体およ び各焼結体の特性をそれぞれの原料粉末の配合組成と共に表 13に示した。
【0266】
試料 No. HS 1 3から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 01%と極微 量の場合は、 G r粉末の配合量に拘らず、 成形圧力が 1 568MP a'以上の試料 に膨れが発生した。
【0267】
試料 No. HS 14から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 05%の場合、 G r粉末の配合量が 0. 3 %で成形圧力が 1 568MP a以上のときまたは G r 粉末の配合量が 0. 5 %で成形圧力が 1960 M P a以上のときに、 Δ Tが少し 大きなプラス値となった。 しかし、 これらの ΔΤはいずれも 0. 5%以下であつ たので、 それらに膨れは発生していないといえる。
【0268】
試料 No. HS 1 5および HS 16から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 1 %以上の焼結体は、 G r粉末の配合量や成形圧力に拘らず、 いずれも Δ Tがマ ィナス値であって、 それらの試料に膨れは発生していなかった。
【0269】
表 1 3の各試料から、 超高密度焼結体 （C： 0. 3〜0. 6%) の膨れを防止 するために、 FMS粉末の配合量が 0. 1%以上さらには 0. 2%以上が好まし い。 これを S i量に換算すると、 3 1量は0. 03%以上さらには 0. 06%以 上が好ましいといえる。
【0270】
(3) 第 3実施例 （試料 No. HS 17〜20)
前述の As t a 1 o y Mo粉末と黒鉛 （Gr) 粉末と III番の FMS粉末とを 配合、 混合して種々の組成の原料粉末を調製した。 この原料粉末を金型潤滑温間 加圧成形法により種々の成形圧力で成形し、 得られた各粉末成形体を焼結して、 表 14に示す試料 N o. HS 17〜HS 20の焼結体を得た。 各粉末成形体およ び各焼結体の特性をそれぞれの原料粉末の配合組成と共に表 14に示した。
【0271】
試料 No. HS 17から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 01%と極微 量の場合は、 G r粉末の配合量に拘らず、 成形圧力が 1568MP a以上の試料 に膨れが発生した。 '
【0272】
試料 No. HS 18から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 05%の場合、 G r粉末の配合量が 0. 3 %で成形圧力が 1568 M P a以上のときまたは G r 粉末の配合 *が 0. 5%で成形圧力が 196 OMP a以上のときに、 ΔΤがプラ ス値になった。 しかし、 これらの ΔΤはいずれも十分に小さく （0. 15%以 下） 、 それらに膨れの発生はない。
【0273】
試料 No. HS 19および HS 20から分るように、 FMS粉末の配合量が 0. 1 %以上の焼結体は、 G r粉末の配合量や成形圧力に拘らず、 いずれも Δ Tがマ ィナス値であって、 それらの試料に膨れは発生していなかった。
【0274】
表 14の各試料から、 超高密度焼結体 （C： 0. 3〜0. 6%) の膨れを防止 するため.に、 FMS粉末の配合量が 0. 05%以上、 0. 1%以上さらには 0. 2%以上が好ましい。 これを S i量に換算すると、 0. 02%以上、 0. 04% 以上さらには 0. 08%以上が好ましいといえる。
【0275】
( 4 ) 第 4実施例 （試料 N o. HS 11、 HS 15、 HS 19)
上述した試料 N o. HS 1 1、 HS 15、 HS 19の内で、 G r粉末の配合量 を 0. 5%、 FMS粉末の配合量を 0. 1 %、 成形圧力を 1568MP aとした 各試料と同様の抗折試験片型焼結体をそれぞれ製造した。 これらに前述した熱処 理を施して抗折試験片 （鉄基焼結合金部材） を得た。 この試験片に抗折試験を行 レ、、 それぞれの曲げ強度特性を調べた。 この結果を表 15に示す。 【0276】
いずれの FMS粉末を用いた試験片であっても、 十分な密度、 延性を発揮し、 FMS粉末の種類による顕著な相違はなかった。 表 12〜14に示した寸法変化 (ΔΤおよび AD) をも勘案すれば、 II番の FMS粉末が好ましいといえるが、 他の F M S粉末でも実質的に何ら問題はない。
【0277】
(5) 第 5実施例 （試料 No. HS 1〜HS 7、 試料 N o · C l、 C 2) 前述した各種の低合金粉末と黒鉛 (Gr) 粉末と II番の FMS粉末とを配合、 混合して種々の組成の原料粉末を調製した。 この原料粉末を金型潤滑温間加圧成 形法により種々の成形圧力で成形し、 得られた各粉末成形体を焼結して、 試料 N o. HS 1〜HS 7および試料 N o . C 1、 C 2の焼結体を得た。 各粉末成形体 および各焼結体の特性をそれぞれの原料粉末の配合組成と共に表 16および表 1 7に示した。 なお、 原料粉末の配合には、 第 5実施例の結果を踏まえて II番の F MS粉末を使用した。. A s t a 1 o y Moを使用した試料 N o . HS 1〜HS 4では、 FMS粉末の配合量を 0. 1〜1質量％の範囲で変えた。 他の F e系粉 末の場合は FMS粉末の配合量を 0. 5質量％で一定とした。 伹し、 試料 No. C l、 C 2は FMS粉末を配合しなかった。 Gr粉末の配合量は、 全試料とも 0. 5質量％で一定とした。
【0278】
表 16 ら次のことが分る。 D i s t a 1 o y AE以外の F e系粉末を用い た試料は全て、 高さ変化 ΔΤがマイナス値で焼結体の収縮を示した。 一方、 Cu を 1. 5%も含有する D i s t a 1 o y A Eを使用した場合、 焼結体の膨れが 最も発生し易いことが分った。 もっとも、 D i s t a 1 o y AEは、 本来、 1 350°Cというような高温で焼結させる材料ではないにも拘らず、 それからなる 焼結体の ΔΤは、 +0. 3%未満と、 従来の普通焼結体と同程度に抑制されてい た。 これらのことから、 FMS粉末は、 F e系粉末の種類に依らず、 焼結体の膨 れ抑止効果または寸法安定性効果を発揮することが確認された。
【0279】
また、 D i s t a 1 o y AE以外の F e系粉末を用いた試料の殆どは、 外径 変化 ADがマイナス値であり、 特に成形圧力が 100 OMP aを超えている試料 の は ±0. 1%以内と非常に小さかった。 このことから、 本発明によれば、 鉄基焼結合金部材のネットシエイプ化を十分に期待できる。
【0280】
表 17から次のことが分る。 FMS粉末を原料粉末中に配合した試料はいずれ も、 F e系粉末の種類に依らず、 高強度であるのみならず延性 （変形量） も優れ るものであった。 FMS粉末を含まない試料 No. C l、 C 2と比較すれば明ら かである。 試料 N o . HS 1〜HS 4より明らかなように、 A s t a 1 o y M oを使用した場合、' FMS粉末の配合量が 0. 1〜0. 2% (Mn、 S i ： 0. 03〜 0. 1 %) のときに強度のピークが現れた。
【0281】
F e系粉末の中でも、 As t a 1 o y M oを使用した試料が最も高強度であ つた。 し力、し、 F e— C r低合金系の K I P 30 CRV^K I P 103Vを使 用した試料であっても、 試料 No. C l、 C 2と比較すれば明らかに強度および 延性が向上していた。
【0282】
( 6 ) 第 6実施例 （試料 N o. HS 29、 HS 21〜23)
FMS粉末の替りに F e— 76. 4%S i粉末を使用して焼結体を製造した。 すなわち、 A s t a 1 o y Mo粉末と黒鉛 （G r ) 粉末と F e— 76. 4%S i粉末 （一500メッシュ） とを配合、 混合して種々の糸且成の原料粉末を調製し た。 この原料粉末を金型潤滑温間加圧成形法により種々の成形圧力で成形し、 得 られた各粉末成形体を焼結して、 表 18に示す試料 N o. 'HS 29、 HS 21〜 HS 23の焼結体を得た。 各粉末成形体および各焼結体の特性をそれぞれの原料 粉末の配合組成と共に表 18に示した。
【0283】
試料 N o. HS 29中の 196 OMP aで成形した試料のみ Δ'Τが僅かにプラ スとなったものの、 0. 5%以下であった。 その他、 いずれの試料にも膨れは発 生しておらず、 高さ変化 ΔΤおよび外径変化 ADはいずれもマイナス値であって、 寸法安定性に優れていた。 表 18の結果から、 焼結体の膨れ防止と寸法安定性の 確保には S iが非常に有効な元素であることが確認された。 なお、 この場合の焼 結体全体 （または粉末成形体全体） 中に占める S i量は 0. 015〜0. 15% である。
【0284】
(7) 第 7実施例 （試料 No. HS 24)
FMS粉末の替りに F e— 75. 6 %Mn粉末を使用して焼結体を製造した。 すなわち、 A s t a 1 o y Mo粉末と黒鉛 （G r ) 粉末と F e— 75. 6 %M n粉末 （一500メッシュ） とを配合、 混合して種々の組成の原料粉末を調製し た。 この原料粉末を金型潤滑温間加圧成形法により種々の成形圧力で成形し、 得 られた各粉末成形体を焼結して、 表 19に示す試料 N o . HS 24の焼結体を得 た。 各粉末成形体およぴ各焼結体の特性をそれぞれの原料粉末の配合組成と共に 表 19に示した。
【0285】
この場合、 Gr粉末の配合量が 0. 3%、 0. 5%のいずれも成形圧力が 15 68 MP a以上の試料では全て膨れが発生し、 焼結体の高さおよび外径が拡張し た。 表 19の結果から、 Mnは、 焼結体の膨れ防止と寸法の安定化にあまり効果 がないことが確認された。
【0286】
(8) 第 8実施例 （試料 No. HS 25〜28および試料 No. HS 30) FMS粉末の替りに純 S i粉末を使用して焼結体を製造した。 すなわち、 As t a 1 o y Mo粉末と黒鉛 （G r) 粉末と純 S i粉末 （一 500メッシュ） と を配合、 混合して種々の組成の原料粉末を調製した。 この原料粉末を金型潤滑温 間加圧成形法により種々の成形圧力で成形し、 得られた各粉末成形体を焼結して、 表 20に示す試料 N o. HS 25〜28の焼結体を得た。 各粉末成形体および各 焼結体の特性をそれぞれの原料粉末の配合組成と共に表 20に示した。
【0287】
試料 No. HS 25および HS 26に示すように、 S i量が 0. 01%および 0. 02%の場合、 1568MP a以上の圧力で成形したものには膨れが発生し た。 これに対して、 試料 No. HS 27、 HS 28および HS 30に示すように、 S i量が 0. 03%以上の場合、 1 96 OMP aの超高庄成形したものでも膨れ は発生しなかった。 '
【0288】
[表 12]
Figure imgf000086_0001
【 0 2 8 9】
[表 1 3 ]
Figure imgf000087_0001
ベース粉末: AstaloyMo 1350°C, 30分，窒素中焼結 成形体密度比は，（成形体密度)/ (焼結体の真密度)により求めた。 このときの焼結体の真密度は 7.88g/cm3とした。 【 0 2 9 0】
[表 1 4 ]
FMSn添加試料の成形体および焼結体の特性
Figure imgf000088_0001
ベース粉末: AstaloyMo 1350°C, 30分，窒素中焼結 成形体密度比は，（成形体密度)/ (焼結体の真密度)により求めた。 このときの焼結体の真密度は 7.88g/Gm3とした。
Figure imgf000089_0001
密度および強度特性に及ぼす FMS粉末の影響
粉末成形体 焼結体
成形圧力 G.D 密度比 S.D 密度比 かたさ TRS
TP.No. FMS粉末 組 成
(MPa) (g/cm3) (%) (g/cm3) (%) Hv(30kgf) (MPa) mm)
HS11 I 7.67 97.3 7.63 96.8 554 3259 1.12
Astaloy Mo -
HS15 Π 0.1 FMS— 1568 7.67 97.3 7.68 97.5 549 3353 1.20
0.5Gr
HS19 Π 7.66 97.2 7.69 97.6 542 3245 1.11
焼結： 1350°C, 30分，窒素雰囲気
熱処理: 850°C油焼入れ， 200°C焼戻し
5 2109 各種低合金鋼に FMS Π添加試料の成形体および焼結体特性
Figure imgf000090_0001
成形体密度比は，（成形体密度)/ (焼結体の真密度)によリ求めた。 焼結体の真密度値は下記の値を用いた。
AstaloyMo材： 7.88g/cm3
DistaloyAE材： 7.88g/cm3
KIP30GRV材： 7.83gん m3
KIP103V材： 7.85g/cm3
Figure imgf000091_0001
成形体密度比は，（成形体密度)/ (焼結体の真密度)によリ求めた。
焼結体の真密度値は下記の値を用いた。
AstaloyMo材： 7.88g/cm3
DistaloyAE材： 7.88g/cm3
KIP30CRV材： 7.83g/cm3
K1P103V材： 7.85g/cm3
2309 Fe-76.4%Si合金粉末添加試料の成形体および焼結体の特性
Figure imgf000092_0001
Figure imgf000092_0002
Fe-Si合金粉末：-500mesh
024^
Figure imgf000093_0001
. Fe-75.6%Mn合金粉末添加試料の成形体および焼結体の特性 配合組成 粉末成形体 焼結体 .
試料. No. Gr量 e- n 成形圧力 G.D 密度比 S.D 密度比 ΔΌ 膨れ (質量％) (質量％) (MPa) (g/cm3) ( ) (g/cm3) (%) (%) ( )
784 7.45 94.5 7.49 95.1 -0.31 -0.20
1176 7.64 97.0 7.61 96.6 0.20 0.06
0.3
1568 7.71 97.8 7.60 96.4 1.05 0.16 発生
1960 7.73 98.1 4.66 59.1 60.3 1.68 発生
HS24 0.1
784 7.43 94.3 7.47 94.8 -0.40 -0.18
1 176 7.60 96.4 7.56 95.9 0.21 0.10
0.5
1568 7.67 97.3 4.75 60.3 57.2 1.25 発生
1960 7.67 97.3 4.59 58.2 61.85 1.56 発生
ベース粉末: AstaloyMo 1350°C, 30分，窒素中焼結
Fe - Mn合金粉末：- 500mesh
902 純 Si粉末添加試料の成形体および焼結体の特性
Figure imgf000094_0001
ース粉末： AstaloyMo 1350°C, 30分，窒素中焼結
純 Si粉末：- 500mesh
S〕2。 0269
Figure imgf000095_0001
黒鉛添加量と密度および寸法変化
粉末成形体 焼結体
試料 No. Gr量 膨れ
成形圧力 G.D 密度比 S.D 密度比 AT D
(MPa) (g/cm3) (%) (g/cm3) (%) (%) (%)
784 7.46 94.7 7.61 96.6 -0.85 -0.56
π 1176 7.69 97.6 7.79 98.9 - 0.5 一 0.44
υ
1568 7.77 98.6 7.85 99.6 -0.44 -0.31
1960 7.80 99.0 7.86 99.7 -0.32 -0.21
784 7.45 94.5 7.50 95.2 -0.46 -0.22
η 1176 7.64 97.0 7.56 95.9 0.6 0.2
υ.
1568 7J1 97.8 5.75 73.0 30.56 1.25 膨れ
1960 7.75 98.4 6.10 77.4 24.46 0.92 膨れ
784 7.44 94.4 7.48 94.9 - 0.36 - 0.2
η 1176 7.62 96.7 7.55 95.8 0.62 0.08
ΠΟΟ
1568 7.69 97.6 6.52 82.7 16.65 0.5 膨れ
1960 7J0 97.7 5.66 71.8 33.44 0.9 膨れ
784 7.43 94.3 7.47 94.8 -0.39 -0.16
η R 1 176 7.62 96.7 7.61 96.6 - 0.03 -0.02
1568 7.66 97.2 7.52 95.4 1.52 0.1 膨れ
1960 7.68 97.5 7.00 88.8 8.7 0.39 膨れ
784 7.43 94.3 7.47 94.8 -0.42 -0.17
0 6 1176 7.58 96.2 7.60 96.4 -0.28 -0.07
1568 7.65 97.1 7.58 96.2 0.54 0.09
1960 7.66 97.2 6.87 87.2 10.71 0.26 •膨れ ベース粉末： AstaloyMo 1350°C, 30分，窒素中焼結
成形体密度比は，（成形体密度)/ (焼結体の真密度)により求めた。
097 FMS粉末の化学成分 化学成分 （％) . · 液相
呼組成 曰 F3=
皿 J
Mn Si P c 0 Fe (°C)
I Fe-60Mn-20Si 60.70 20.6 0.00 0.05 0.28 Bal. 1080
Π Fe-50Mn-33Si 50.00 33.3 0.02 0.06 0.30 Bal. 1250
ΠΙ Fe-40Mn-40Si 39.40 39.7 0.00 0.04 0.29 Bal. 1150
【】0289

Claims

請求の範囲
1. 主に鉄 （F e) からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させて なる鉄基焼結合金であって、
全体を.100質量％としたときに、
炭素 （C) が 0. 1〜： 1. 0質量％であり、
マンガン （Mn) が 0. 01〜1. 5質量％であり、
該 Mnとケィ素 （S i) との合計が 0. 02〜3. 5質量0 /0であり、
主たる残部が F eであって、
強度おょぴ寸法安定性に優れることを特徴とする鉄基焼結合金。
2. さらに、 全体を 100質量％としたときに、 クロム （C r) を 0. 2〜5. 0質量％含むクレーム 1に記載の鉄基焼結合金。
3. さらに、 全体を 100質量％としたときに、 モリプデン （Mo) を 0. 1 〜 3. 0質量％含むクレーム 1に記載の鉄基焼結合金。
4. マルテンサイト組織を有するクレーム 2または 3に記載の鉄基焼結合金。
5. 銅 （Cu) を実質的に含まない Cuフリー鉄基焼結合金またはニッケル (N i) を実質的に含まない N iフリー鉄基焼結合金であるクレーム 1に記載の 鉄基焼結合金。
6. 純鉄または鉄合金の少なくとも一方からなる F e系粉末とマンガン （M n) およぴケィ素 （S i) を粉末全体として含有する強化粉末とを混合した原料 粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、
該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結工程とを備え、 該焼結工程後にクレーム 1に記載した鉄基焼結合金が得られることを特徴とす る鉄基焼結合金の製造方法。
7. 前記強化粉末は、 Mnおよび S iの合金若しくは化合物からなる Mn— S i系粉末 1種または該 Mn— S i系粉末と Mnの単体、 合金若しくは化合物から なる Mn系粉末と S iの単体、 合金若しくは化合物からなる S i系粉末とから 2 種以上の粉末を組み合わせた複合粉末であるクレーム 6に記載の鉄基焼結合金の 製造方法。
8. 前記 Mn— S i系粉末は、 F e、 Mnおよび S iの合金または金属間化合 物からなる F e— Mn— S i粉末であるクレーム 7に記載の鉄基焼結合金の製造 方法。
9. 前記 F e— Mh - S i粉末は、 該 F e— Mn— S i粉末全体を 100質量 %として、 Mnが 15〜75質量0 /0、 S iが 15〜 75質量0 /0、 Mnと S iとの 合計が 35〜95質量％であり、 主たる残部が F eであり、 酸素 （O) は 0. 4 質量％以下であるクレーム 8に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
10. 前記 Mnと前記 S iとの組成比 （Mn/S i ) は、 1 3〜3であるク レーム 9に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
11. 前記 F e— M n— S i粉末は、 前記原料粉末全体を 100質量％とした ときに、 0. 5〜 5質量％含まれるクレーム 9に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
12. 前記強化粉末は、 粒径が 100 μ m以下の粒子からなるクレーム 6に記 載の鉄基焼結合金の製造方法。
13. 前記原料粉末は、 さらに黒鉛 (Gr) 粉末を含むクレーム 6に記載の鉄 基焼結合金の製造方法。
14. 前記成形工程は、 高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型へ前記原 料粉末を充填する充填工程と、 - 該金型内の原料粉末を温間で加圧して該金型内面に接する該原料粉末の表面に 金属石鹼皮膜を生成させる温間加圧成形工程であるクレーム 6に記載の鉄基焼結 合金の製造方法。
15. 前記焼結工程は、 酸素分圧が 10_19P a以下に相当する極低酸素分圧 の不活性ガス雰囲気内で行う工程であるクレーム 6に記載の鉄基焼結合金の製造 方法。
16. 主に鉄 （F e) からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させ てなる鉄基焼結合金であって、
全体を 100質量％としたときに、
〇 1：が0. 2〜5. 0質量％であり、
Moが 0. ：!〜 1質量％であり、
Mnが 0. ：!〜 1. 2質量％であり、 S iが 0. ：!〜 1. 2質量％であり、
Cが 0. 1〜0. 7質量％であり、
主たる残部が F eからなる強度および寸法安定性に優れることを特徴とする鉄 基焼結合金。
1 7. マルテンサイト組織を有するクレーム 16に記載の鉄基焼結合金。
1 8. 理論密度 （ρ θ ' ) に対する嵩密度 （Ρ ' ) の比である焼結体密度比 ( ρ ' / ρ 0 ， X 100 %) が 92%以上であるクレーム 1または 1 6に記載 の鉄基焼結合金。
19. C rおよび Moを含有し主たる残部が F eからなる F e系粉末と Cを主 成分とする C系粉末と Mnおよび S iを粉末全体として含有する強化粉末とを混 合した原料粉末を加圧成形して粉末成形体とする成形工程と、
該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結工程とを備え、 該焼結工程後にクレーム 1 6に記載した鉄基焼結合金が得られることを特徴と する鉄基焼結合金の製造方法。
20. 前記 C系粉末は、 G r粉末であるクレーム 1 9に記載の鉄基焼結合金の 製造方法。
21. 前記強化粉末は、 F e、 Mnおよび S iの合金または金属間化合物から なる F e— Mn— S i粉末であるクレーム 19に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
22. 前記 F e— Mn— S i粉末は、 粒径が 63 m以下の粒子からなるタレ ーム 21.に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
23. 前記成形工程は、 理論密度 （ρ θ ' ) に対する粉末成形体の嵩密度 ( ) の比である成形体密度比 （ρΖ/ο Ο ' X 1 00 %) が 92%以上の粉末 成形体を得る工程であるクレーム 13または 20に記載の鉄基焼結合金の製造方 法。
24. 前記成形工程は、 高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された金型へ前記原 料粉末を充填する充填工程と、 該金型内の原料粉末を温間で加圧して該金型内面 に接する該原料粉末の表面に金属石験皮膜を生成させる温間加圧成形工程とから なるクレーム 23に記載の鉄基焼結合金の製造方法。
25. 前記焼結工程は、 1 100〜 1370°Cの不活性ガス雰囲気で加熱を行 う加熱工程と、
該加熱工程後に冷却速度が 1 °c /秒以下の冷却を行う冷却工程とからなり、 該冷却工程後にクレーム 1 7に記載の鉄基焼結合金が得られるクレーム 1 9に 記載の鉄基焼結合金の製造方法。
26. 前記不活性ガス雰囲気は、 酸素分圧が 10— 19P a以下に相当する極低 酸素分圧の窒素ガス雰囲気であるクレーム 25に記載の鉄基焼結^^金の製造方法。
27. 主に鉄 （F e) からなる原料粉末を加圧成形した粉末成形体を焼結させ てなる鉄基焼結合金部材であって、
全体を 1 00質量％としたときに、 ケィ素 （S i) が 0. 01〜2質量％と、 炭素 （C) が 0. 1〜0. 8質量％と、 主な残部である F eとからなり、
理論密度 （Ρ。' ) に対する嵩密度 （ρ ' ) の比である焼結体密度比 （ρ ' / ρ ο ' χ 100 %) が 96%以上の高密度であることを特徴とする鉄基焼結合金 部材。
28. さらに、 全体を 100質量％としたときに、 前記 S iとの合計が 3. 5 質量0 /0以下のマンガン （Mn) を含むクレーム 27に記載の鉄基焼結合金部材。
29. 銅 （Cu) を実質的に含まない Cuフリー鉄基焼結合金部材であるタレ ーム 27に記載の鉄基焼結合金部材。
30. 1回の加圧成形と 1回の焼結後に得られたクレーム 27に記載の鉄基焼 結合金部材。
31. 純鉄または鉄合金の少なくとも一方からなる F e系粉末と Cを主に含む C系粉末と S iの単体、 合金または化合物からなる S i系粉末とを混合した原料 粉末を加圧成形して、 焼結体の理論密度 （ρ。' ） に対する成形体の嵩密度
(ρ) の比である成形体密度比 ρ / ρ ο ， χ 100%) が 96%以上の粉末成 形体を得る成形工程と、
該粉末成形体を酸化防止雰囲気で加熱し焼結させる焼結工程とを備え、 該焼結工程後にクレーム 27に記載した高密度の鉄基焼結合金部材が得られる ことを特徴とする鉄基焼結合金部材の製造方法。
32. 前記鉄基焼結合金部材の理論密度 （ρ。' ） に対する嵩密度 （ρ' ) の 比である焼結体密度比 （Ρ' ZP。 ， χ ΐ ο ο%) は、 前記成形体密度比に対し て土 1 %の範囲内にあるクレーム 31に記載の鉄基焼結合金部材の製造方法。
33. 前記 S i系粉末は、 M.nおよび S iの合金または化合物からなる Mn— S i系粉末であるクレーム 31に記載の鉄基焼結合金部材の製造方法。
34. 前記 Mn— S i系粉末は、 F e、 Mnおよび S iの合金または金属間化 合物からなる F e— Mn— S i粉末であるクレーム 33に記載の鉄基焼結合金部 材の製造方法。 '
35. 前記 F e -Mn- S i粉末は、 該 F e -Mn-S i粉末全体を 100質 量0 /0として、 Mnが 1 5〜75質量0 /0、 S i力 S 1 5〜 75質量0 /0、 Mnと S iと の合計が 35〜 95質量％であり、 主な残部が F eであり、 酸素 （O) は 0. 4 質量。 /0以下であるクレーム 34に記載の鉄基焼結合金部材の製造方法。
36. 前記 F e -Mn-S i粉末は、 前記原料粉末全体を 100質量％とした ときに、 0. 01〜 5質量％含まれるクレーム 35に記載の鉄基焼結合金部材の 製造方法。
37, 前記 S i系粉末は、 粒径が 50 μΐη以下の粒子からなるクレーム 31に 記載の鉄基焼結合金部材の製造方法。
38. 前記成形工程は、 高級脂肪酸系潤滑剤が内面に塗布された前記金型内へ 前記原料粉末を充填する充填工程と、
該金型内に充填された該原料粉末を温間で加圧して該金型内面に接する該原料 粉末の表面に金属石鹼皮膜を生成させる温間加圧成形工程であるクレーム 31に 記載の鉄基焼結合金部材の製造方法。
39. 前記成形工程の成形圧力は、 1 1 5 OMP a以上であるクレーム 38に 記載の鉄基焼結合金部材の製造方法。
40. 前記焼結工程は、 酸素分圧が 1 0— 19P a以下に相当する極低酸素分圧 の不活性ガス雰囲気内で行う工程であるクレーム 31に記載の鉄基焼結合金部材 の製造方法。
41. 前記焼結工程の焼結温度は、 1200°C以上であるクレーム 31に記載 の鉄基焼結合金 材の製造方法。
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