WO2015045273A1 - 粉末冶金用合金鋼粉および鉄基焼結体の製造方法 - Google Patents

粉末冶金用合金鋼粉および鉄基焼結体の製造方法 Download PDF

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由紀子 尾▲崎▼
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Definitions

  • the present invention relates to an alloy steel powder for powder metallurgy suitable for use in powder metallurgy technology, and in particular, intends to improve the strength and toughness of a sintered material using such alloy steel powder. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of the iron-based sintered compact excellent in the intensity
  • the powder metallurgy technique can manufacture parts having a complicated shape in a shape very close to a product shape (so-called near net shape) and with high dimensional accuracy, so that the cutting cost can be greatly reduced. For this reason, powder metallurgy products are used in various fields as various mechanical structures and parts thereof. Furthermore, recently, there has been a strong demand for improving the strength of powder metallurgy products in order to reduce the size and weight of parts. In particular, there is a demand for higher strength of iron-based powder products (iron-based sintered bodies). strong.
  • the iron-based powder compact for powder metallurgy which is the pre-stage of the iron-based sintered body, is generally made of an alloy powder such as copper powder and graphite powder, and a lubricant such as stearic acid and zinc stearate with respect to the iron-based powder.
  • an alloy powder such as copper powder and graphite powder
  • a lubricant such as stearic acid and zinc stearate with respect to the iron-based powder.
  • iron base powder is classified into iron powder (for example, pure iron powder etc.), alloy steel powder, etc. according to a component.
  • category by a manufacturing method, there exist atomized iron powder, reduced iron powder, etc., and the word iron powder in these classification
  • the density of an iron-based powder compact for powder metallurgy obtained by a normal powder metallurgy process is generally about 6.8 to 7.3 Mg / m 3 .
  • This iron-based powder molded body is subsequently subjected to a sintering process to be an iron-based sintered body, and further subjected to sizing, cutting, or the like as necessary to obtain a powder metallurgy product. Further, when higher strength is required, carburizing heat treatment or bright heat treatment may be performed after sintering.
  • the mixed powder in which each alloy element powder is mixed with the pure iron powder shown in the above (1) has an advantage that high compressibility as high as that of the pure iron powder can be secured.
  • the segregation of each alloy element powder is large, there is a large variation in characteristics, and the alloy elements do not diffuse sufficiently in Fe, and the inhomogeneous structure remains and effective base strengthening cannot be achieved. was there.
  • the amount of use of the mixed powder in which each alloy element powder is blended with the above pure iron powder has not been able to meet the recent demands for characteristic stabilization and high strength.
  • the prealloyed steel powder that completely alloyes each element shown in (2) above is manufactured by atomizing molten steel, which can achieve base strengthening with a homogeneous structure, but by solid solution hardening action Decrease in compressibility is a problem.
  • the diffusion-adhesive alloy steel powder shown in (3) above contains pure iron powder and pre-alloy steel powder mixed with metal powders of each element, heated in a non-oxidizing or reducing atmosphere, Since each metal powder is partially diffusion bonded on the surface of iron powder or prealloyed steel powder, the advantages of the iron-based mixed powder of (1) above and the prealloyed steel powder of (2) above are combined be able to. Therefore, while preventing segregation of alloy elements, it is possible to ensure high compressibility equivalent to that of pure iron powder, and at the same time, a composite structure in which a partial alloy concentrated phase is dispersed. It is being developed as a diffusion-bonded alloy steel powder for strength.
  • alloy elements such as Ni, Cu and Mo that improve hardenability to iron-based powders.
  • Mo is added as a pre-alloying element to iron powder within a range in which compressibility is not impaired (Mo: 0.1 to 1.0 mass%).
  • a technique has been disclosed in which Cu and Ni are diffused and adhered to the particle surface in the form of powder to achieve both compressibility during compacting and strength of the sintered member.
  • Patent Document 2 proposes an alloy steel powder for powder metallurgy for high-strength sintered bodies in which two or more kinds of alloy elements, particularly Mo and Ni, or further Cu are diffused and adhered to the surface of steel powder. .
  • each diffusion adhesion element it is further possible to control each diffusion adhesion element so that the diffusion adhesion concentration with respect to fine powder having a particle diameter of 44 ⁇ m or less is within a range of 0.9 to 1.9 times the diffusion adhesion concentration with respect to the entire steel powder. It has been proposed that the impact toughness of the sintered body is ensured by this limitation to a relatively wide range.
  • Mo-based alloy steel powders that do not contain Ni or Cu as the main alloying element have been proposed.
  • Mo which is a ferrite stabilizing element
  • Alloy steel powder has been proposed.
  • This alloy steel powder is said to have a high-density sintered body by adapting the particle size distribution to the process of pressure sintering, and it is homogeneous by not using a diffusion adhesion type alloy element. It is said that a stable tissue can be obtained.
  • Patent Document 4 there is a technique disclosed in Patent Document 4 as an alloy steel powder for powder metallurgy having Mo as a main alloy element.
  • This technology proposes an alloy steel powder in which Mo: 0.2-10.0% by mass is diffused and adhered to the surface of an iron-based powder containing Mn of 1.0% by mass or less, or even less than 0.2% by mass of Mo as a pre-alloy.
  • the iron-based powder may be atomized iron powder or reduced iron powder, and the average particle size is preferably 30 to 120 ⁇ m.
  • this alloy steel powder is not only excellent in compressibility but is said to be able to obtain a high-density and high-strength sintered part.
  • Ni is an essential additive component, but since Ni diffuses slowly during sintering, in order to sufficiently diffuse Ni into iron powder and steel powder. Requires long-time sintering.
  • Patent Document 3 has a disadvantage that a high molding density cannot be obtained because the Mo addition amount is relatively high at 1.8% by mass or more and the compressibility is low. For this reason, when a normal sintering process (single sintering without pressing) is applied, only a low sintered density can be obtained, and sufficient strength and toughness cannot be obtained.
  • Patent Document 4 is adapted to a powder metallurgy process including recompression and re-sintering of a sintered body. That is, the usual sintering method has a problem that the above-described effects are not so much exhibited. As a result, the inventors' research shows that it is difficult to achieve both high strength and toughness in a sintered body using any of the alloy steel powders described in Patent Documents 1 to 4 described above. I understood.
  • the present invention has been developed in view of the above-described current situation, overcomes the problems of the prior art described above, and is an alloy steel for powder metallurgy capable of achieving both high strength and toughness of a sintered body using the same.
  • the purpose is to propose powder.
  • alloy steel powder for powder metallurgy in which Mo-containing alloy powder is adhered to the iron-based powder surface, the specific surface area of this alloy steel powder is 0.100 m 2 / g or more, and Mo is further in the alloy steel powder,
  • the alloy steel powder containing 0.2 to 1.5 mass% when the alloy steel powder is molded and sintered, the sinterability is excellent.
  • the inventors have found that the toughness of the sintered body improves with the strength of the sintered body.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • the alloy steel powder for powder metallurgy in which Mo-containing alloy powder is adhered to the surface of an iron-based powder, the alloy steel powder for powder metallurgy has a specific surface area of 0.100 m 2 / g or more, and in the alloy steel powder for powder metallurgy For powder metallurgy, in which the Mo content is in the range of 0.2 to 1.5% by mass, and the alloy steel powder for powder metallurgy contains 100% by mass of graphite powder in the range of 0.1 to 1.0% by mass Alloy steel powder.
  • the iron-base sintered body obtained by adding a lubricant to the alloy metal powder for powder metallurgy according to any one of the above 1 to 4 and mixing, and then performing pressure forming treatment and sintering treatment to obtain an iron-base sintered body.
  • Body manufacturing method The iron-base sintered body obtained by adding a lubricant to the alloy metal powder for powder metallurgy according to any one of the above 1 to 4 and mixing, and then performing pressure forming treatment and sintering treatment to obtain an iron-base sintered body.
  • the alloy steel powder for powder metallurgy according to the present invention it is not necessary to use Ni, and since the compressibility is high, a sintered material having both high strength and high toughness can be obtained at low cost even with a normal sintering method. Can get to.
  • the alloy steel powder for powder metallurgy of the present invention is an alloy steel powder for powder metallurgy in which Mo-containing alloy powder is adhered to the surface of an iron-based powder, and the specific surface area of the alloy steel powder is 0.100 m 2 / g or more. It is characterized in that the amount of Mo in the alloy steel powder is in the range of 0.2 to 1.5% by mass. Then, the above-mentioned alloy steel powder for powder metallurgy is mixed with an appropriate amount of graphite powder shown below, and formed into a compact and sintered, whereby pores of the sintered body are effectively refined, and strength and toughness are improved. Both improved sintered parts can be obtained.
  • the inventors consider the mechanism by which the pores of the sintered body can be effectively refined and a sintered part with improved strength and toughness can be obtained by the present invention as follows. Generally, since there are many pores in a sintered body, stress concentrates on the pores, and the strength and toughness of the sintered body tend to decrease. However, in the alloy steel powder for powder metallurgy according to the present invention, by setting the specific surface area of the alloy steel powder to 0.100 m 2 / g or more, the pores of the sintered body are refined and the degree of stress concentration is reduced. The sintered neck portion is toughened.
  • the alloy steel powder for powder metallurgy conforms to the following: Mo-containing alloy powder adheres to the surface of the iron-based powder, and Mo is not contained in the base part. Therefore, it is difficult to generate carbide compared with the sintered neck part. It becomes a tough structure. That is, by controlling the pore distribution and the Mo distribution of the sintered body, it is considered that the present invention makes it possible to achieve both high strength and high toughness of the sintered body.
  • iron powder such as atomized iron powder and reduced iron powder
  • Mo raw material powder that is a raw material of Mo-containing alloy powder
  • the iron-based powder is not particularly limited as long as it is usually an iron-based powder used in powder metallurgy, but so-called atomized raw powder, atomized iron powder or reduced iron powder is preferable.
  • the atomized iron-based powder may be any of atomized raw powder obtained by atomizing molten steel, dried and classified, and atomized iron powder obtained by reducing the atomized raw powder in a reducing atmosphere.
  • the reduced iron powder is preferably a reduced iron powder obtained by reducing mill scale or iron ore generated during the production of steel.
  • the apparent density of the reduced iron powder may be about 1.7 Mg / m 3 to 3.0 Mg / m 3 . More preferably, it is 2.2 to 2.8 Mg / m 3 .
  • the apparent density is measured by the test method of JIS Z 2504.
  • the target Mo-containing alloy powder itself may be used, or a Mo compound that can be reduced to the Mo-containing alloy powder may be used.
  • the average particle diameter of the Mo raw material powder is 50 ⁇ m or less, preferably 20 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter is a volume-based median diameter (so-called d50).
  • Mo alloy powder such as pure Mo powder, oxidized Mo powder, or Fe-Mo (ferromolybdenum) powder is advantageously suitable.
  • Mo compound include Mo carbide, Mo sulfide, and Mo nitride.
  • the iron-based powder and the Mo raw material powder are mixed at a predetermined ratio to obtain a mixed powder.
  • This ratio is, finally, the amount of Mo in the alloy steel powder for powder metallurgy is 0.2 to 1.5 mass. Adjust to a range of%.
  • the mixing method and the mixing equipment are not particularly limited, and can be performed according to a conventional method using, for example, a Henschel mixer or a corn mixer.
  • the alloy steel powder for powder metallurgy of the present invention can be obtained. can get.
  • the atmosphere for the diffusion adhesion treatment a reducing atmosphere or a hydrogen-containing atmosphere is suitable, and a hydrogen atmosphere is particularly suitable. Note that heat treatment may be applied under vacuum. Further, a preferable temperature for diffusion adhesion treatment is in the range of 800 to 1000 ° C.
  • the iron-based powder and the Mo-containing alloy powder are usually sintered and solidified, they are pulverized and classified to a desired particle size. Furthermore, you may anneal as needed.
  • the particle size of the alloy steel powder for powder metallurgy is preferably 180 ⁇ m or less.
  • the Mo-containing alloy powder is uniformly attached to the surface of the iron-based powder. If it is not evenly adhered, it is easy to fall off from the iron-based powder surface when pulverizing or transporting the powder metallurgy alloy steel powder after diffusion adhesion treatment, so that the Mo-containing alloy powder in the free state is particularly increased.
  • Cheap When alloy steel powder in such a state is formed and sintered, the dispersion state of carbides is segregated. Therefore, in order to increase the strength and toughness of the sintered body, it is preferable to uniformly attach the Mo-containing alloy powder to the surface of the iron-based powder, and to reduce the free Mo-containing alloy powder generated by dropping or the like.
  • the amount of Mo to be diffused and adhered is in the range of 0.2 to 1.5 mass% (inner number) in the alloy steel powder for powder metallurgy.
  • the content is less than 0.2% by mass, the effect of improving the hardenability is small and the effect of improving the strength is small.
  • the content exceeds 1.5%, the effect of improving the hardenability is saturated, and the non-uniformity of the structure of the sintered body is increased. This is because high strength and toughness cannot be obtained. Therefore, the amount of Mo to be diffused and deposited is in the range of 0.2 to 1.5 mass% in the alloy steel powder.
  • the range is preferably from 0.3 to 1.0% by mass.
  • the alloy steel powder to which Mo is diffused and attached used in the present invention has a specific surface area limited to 0.100 m 2 / g or more. Preferably it is 0.150 m 2 / g or more.
  • the specific surface area is less than 0.100 m 2 / g, coarse pores exist, the reactivity during sintering is insufficient, or the reasons are compounded. First, it is because toughness falls.
  • the upper limit of the specific surface area although not particularly limited, taken to contain a large amount of fine powder exceeds 0.5 m 2 / g, for compressibility is lowered, 0.5 m 2 / g or less.
  • the specific surface area of the powder is reduced by subjecting Mo to the surface of the iron-based powder by diffusion
  • the specific surface area of the base iron-based powder is preferably 0.150 m 2 / g or more.
  • the specific surface area in the present invention is measured by a gas adsorption method (BET method).
  • the balance of the alloy steel powder is iron and inevitable impurities.
  • impurities contained in the alloy steel powder include C, O, N, and S. These contents are C: 0.02% by mass or less and O: 0.3% by mass in the alloy steel powder, respectively.
  • N is 0.004% by mass or less
  • S 0.03% by mass or less
  • O is more preferably 0.25% by mass or less. This is because if the amount of inevitable impurities exceeds these ranges, the compressibility of the alloy steel powder is lowered, and it becomes difficult to perform compression molding into a preform having a sufficient density.
  • graphite powder should be added in the range of 0.1 to 1.0% by mass with respect to the total alloy steel powder for powder metallurgy (100% by mass). Is essential.
  • Cu powder can be added in an amount of 0.5 to 4.0% by mass with respect to the whole alloy steel powder for powder metallurgy (100% by mass).
  • C which is the main component of the graphite powder, is a useful element for increasing the strength of the sintered part because it can be dissolved in iron during sintering to enhance solid solution and improve hardenability.
  • the amount of graphite to be added when carburizing the sintered body from the outside by carburizing heat treatment or the like after sintering, the amount of graphite to be added may be small, but if the amount is less than 0.1% by mass, the above-described addition effect is poor.
  • carburizing heat treatment is not performed at the time of sintering, graphite powder is added, but when it exceeds 1.0 mass%, it becomes hypereutectoid, so that cementite is precipitated and the strength is reduced. Therefore, the graphite powder is limited to the range of 0.1 to 1.0% by mass.
  • the average particle size of the graphite powder is preferably 50 ⁇ m or less.
  • Cu is a useful element that has the effect of increasing the strength of sintered parts by solid solution strengthening and hardenability improvement of iron-based powder, and melts into a liquid phase during sintering of iron-based powder. There is also an effect of fixing the particles of the iron-based powder to each other. However, if the addition amount is less than 0.5% by mass, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 4.0% by mass, the effect of improving the strength of the sintered part is not only saturated but also machinability is reduced. Accordingly, the Cu powder is preferably in the range of 0.5 to 4.0% by mass. More preferably, it is in the range of 1.0 to 3.0% by mass. The average particle size of the Cu powder is preferably 50 ⁇ m or less.
  • the iron-based powder used in the present invention contains reduced iron powder and preferably has an average particle size of 80 ⁇ m or less. This is because if the average particle size is larger than 80 ⁇ m, that is, if a powder with a large particle size is included, the driving force during sintering becomes weak, and coarse iron-based powder is surrounded by coarse voids. This is because holes are formed. And this coarse hole becomes the cause which reduces the intensity
  • the average particle diameter is a mass-based median diameter (so-called d50). Specifically, sieving was performed using a sieve specified in JIS Z 8801, and the mass of the sample remaining on each sieve was measured to obtain a particle size in which the smaller side and the larger side were equivalent.
  • an additive for improving characteristics can be added according to the purpose.
  • Ni powder can be added, and for the purpose of improving the machinability of the sintered body, addition of a machinability improving powder such as MnS can be appropriately performed.
  • the Ni powder is preferably in the range of 0.5 to 5% by mass with respect to the entire iron-based alloy powder (100% by mass).
  • the amount of the machinability improving powder such as MnS added may be about 0.1 to 1% by mass as a conventionally known addition amount, that is, a ratio with respect to the entire iron base alloy powder (100% by mass).
  • a powdery lubricant can be mixed. It can also be molded by applying or adhering a lubricant to the mold.
  • a lubricant any of metal soaps such as zinc stearate and lithium stearate, amide waxes such as ethylenebisstearic acid amide, and other known lubricants can be suitably used.
  • the lubricant when it is mixed, it is preferably about 0.1 to 1.2 parts by mass (external addition) with respect to 100 parts by mass of alloy steel powder for powder metallurgy.
  • the temperature at the time of pressurization is preferably in the range of room temperature (about 20 ° C.) to about 160 ° C.
  • the sintering of the alloy steel powder for powder metallurgy according to the present invention is preferably performed in a temperature range of 1100 to 1300 ° C. This is because if the sintering temperature is less than 1100 ° C., the sintering does not proceed and the characteristics of the sintered body deteriorate, whereas if it exceeds 1300 ° C., the life of the sintering furnace is shortened. Because it becomes economically disadvantageous.
  • the sintering time is preferably in the range of 10 to 180 minutes.
  • the obtained sintered body can be subjected to strengthening treatment such as carburizing quenching, bright quenching, induction quenching, and carbonitriding as required, but according to the present invention even when the strengthening treatment is not performed.
  • the sintered body using the alloy steel powder for powder metallurgy has improved strength and toughness compared to a conventional sintered body (one not subjected to strengthening treatment). In addition, what is necessary is just to give each reinforcement
  • the iron-based powder includes an atomized raw powder having an apparent density of 2.65 Mg / m 3 or an apparent density of 2.80 Mg / m 3 and an apparent density of 3.25 Mg / m 3 , and an apparent density.
  • apparent density: 3.30Mg / m 3 atomized iron powder was used.
  • Mo oxide powder (average particle size: 10 ⁇ m) is added to these iron-based powders at a predetermined ratio, mixed for 15 minutes with a V-type mixer, and then heat-treated in a hydrogen atmosphere with a dew point of 30 ° C (holding temperature: 880 ° C). Holding time: 1 h), an alloy steel powder for powder metallurgy in which a predetermined amount of Mo shown in Table 1 was diffused and adhered to the surface of the iron-based powder was manufactured. Next, copper powder (average particle size: 30 ⁇ m) and graphite powder (average particle size: 5 ⁇ m) in the amounts shown in Table 1 are added to the alloy steel powder for powder metallurgy, and these iron-based powders are mixed.
  • Powder 0.6 parts by mass of ethylenebisstearic acid amide was added to 100 parts by mass, and then mixed for 15 minutes with a V-type mixer. Subsequently, press molding was performed so that the density of the molded body was 7.0 Mg / m 3, and a tablet-shaped molded body having a length of 55 mm, a width of 10 mm, and a thickness of 10 mm was produced. The tablet-like molded body was sintered to obtain a sintered body. This sintering was performed in a propane modified gas atmosphere under conditions of sintering temperature: 1130 ° C. and sintering time: 20 minutes.
  • the obtained sintered body was processed into a round bar tensile test piece having a parallel part diameter of 5 mm for a tensile test specified by JIS Z 2241.
  • the obtained sintered body is in the as-sintered shape and is carburized with carbon potential: 0.8 mass% (holding temperature: 870 ° C, holding time) : 60 minutes), and then subjected to quenching (60 ° C., oil quenching) and tempering (180 ° C., 60 minutes).
  • Table 1 also shows the results of a 4Ni material (4Ni-1.5Cu-0.5Mo, maximum particle size of raw material powder: 180 ⁇ m) as a conventional material. It turns out that the example of an invention can obtain the characteristic more than the conventional 4Ni material.

Abstract

　本発明に従い、粉末冶金用合金鋼粉の比表面積を0.100m2/g以上とし、該合金鋼粉中のMo量を0.2～1.5質量％の範囲で含有し、さらに、該粉末冶金用合金鋼粉：100質量％に対して、黒鉛粉を0.1～1.0質量％の範囲で含有することによって、それを用いた焼結体の、強度と靭性の両立が高いレベルで可能な粉末冶金用合金鋼粉を得ることができる。

Description

粉末冶金用合金鋼粉および鉄基焼結体の製造方法
　本発明は、粉末冶金技術に供して好適な粉末冶金用合金鋼粉に関し、特に、かかる合金鋼粉を用いた焼結材料の強度および靭性の向上を図ろうとするものである。
　また、本発明は、上記の粉末冶金用合金鋼粉を用いて製造した強度および靭性に優れた鉄基焼結体の製造方法に関するものである。
　粉末冶金技術は、複雑な形状の部品を、製品形状に極めて近い形状（いわゆるニアネット形状）で、かつ高い寸法精度で製造できることから、大幅な切削コストの低減が可能となる。このため、粉末冶金製品が各種の機械構造物やその部品として、多方面に利用されている。
　さらに、最近では、部品の小型化、軽量化のために、粉末冶金製品の強度の向上が強く要望されていて、特に、鉄基粉末製品（鉄基焼結体）に対する高強度化の要求が強い。
　鉄基焼結体の前段階である粉末冶金用鉄基粉末成形体は、一般に、鉄基粉末に対し、銅粉、黒鉛粉などの合金用粉末と、ステアリン酸、ステアリン酸亜鉛等の潤滑剤とを混合して鉄基粉末混合粉とし、これを金型に充填して加圧成形することにより製造される。そして、鉄基粉末は、成分に応じて、鉄粉（例えば純鉄粉等）や、合金鋼粉等に分類される。また、製法による分類では、アトマイズ鉄粉や、還元鉄粉等があり、これらの分類における鉄粉という単語は、合金鋼粉を含む広い意味で用いられる。
　通常の粉末冶金工程で得られる粉末冶金用鉄基粉末成形体の密度は、6.8～7.3Mg/m3程度が一般的である。この鉄基粉末成形体は、その後に焼結処理が施されて鉄基焼結体とされ、さらに必要に応じてサイジングや切削加工などが施されて、粉末冶金製品とされる。また、さらに高い強度が必要な場合は、焼結後に浸炭熱処理や光輝熱処理が施されることもある。
　ここに、従来から、原料粉の段階で、合金元素を加えた粉末として、
（1）純鉄粉に各合金元素粉末を配合した混合粉、
（2）完全に各元素を合金化した予合金鋼粉、
（3）純鉄粉や予合金鋼粉の表面に、各合金元素粉末を部分的に拡散させた拡散付着合金鋼粉等が知られている。
　上記（1）に示した純鉄粉に各合金元素粉末を配合する混合粉は、純鉄粉並みの高圧縮性を確保できるという利点がある。しかしながら、各合金元素粉末の偏析が大きいため、特性のばらつきが大きく、また、合金元素がFe中に十分に拡散せず、不均質組織のままとなって効果的な基地強化を達成できないという問題があった。
　このために、上記純鉄粉に各合金元素粉末を配合した混合粉は、近年の特性安定化、高強度化の要求に対応できずに、その使用量が減少してきている。
　また、上記（2）に示した各元素を完全に合金化する予合金鋼粉は、溶鋼をアトマイズして製造するものであって、均質組織による基地強化が達成できるものの、固溶硬化作用による圧縮性低下が課題となっている。
　さらに、上記（3）に示した拡散付着合金鋼粉は、純鉄粉や予合金鋼粉に各元素の金属粉末を配合し、非酸化性または還元性の雰囲気の下で加熱して、純鉄粉や予合金鋼粉の表面に各金属粉末を部分的に拡散接合して製造することから、上記（1）の鉄基混合粉および上記（2）の予合金鋼粉の良い点を組み合わせることができる。
　従って、合金元素の偏析を防止しながら、純鉄粉並みの高圧縮性を確保できると同時に、部分的な合金濃化相が分散する複合組織となるため、基地強化の可能性があり、高強度向けの拡散付着合金鋼粉として開発が行われている。
　このように、粉末冶金製品の強度、靭性を向上させるためには高合金化が考えられる。しかしながら、この合金化には、素材となる合金鋼粉が硬化して圧縮性が低下し、加圧成形における設備負担が増大するという問題が生じる。また、合金鋼粉の圧縮性の低下は、焼結体の密度低下を引き起こし高強度化を相殺することになる。すなわち、粉末冶金製品の強度、靭性を向上させるためには、圧縮性の低下を極力抑えつつ、焼結体を高強度化する技術が求められる。
　上述したような、圧縮性を維持しつつ焼結体を高強度化する技術としては、焼入性を改善するNi，CuおよびMo等の合金元素を鉄基粉末に添加することが一般的に行われている。この目的に対して有効な元素として、例えば特許文献１では、Moを圧縮性が損なわれない範囲（Mo：0.1～1.0質量％）で鉄粉に予合金元素として添加し、さらにこの鉄粉の粒子表面にCuとNiを粉末の形で拡散付着させることによって、圧粉成形時の圧縮性と焼結後の部材の強度を両立させる技術が開示されている。
　また、特許文献２には、鉄鋼粉表面に２種類以上の合金元素、特にMoとNi、あるいはさらにCuを拡散付着させた高強度焼結体用の粉末冶金用合金鋼粉が提案されている。
　この技術では、さらに、各拡散付着元素について、粒子径：44μm以下の微粒粉に対する拡散付着濃度が、その鉄鋼粉全体に対する拡散付着濃度の0.9～1.9倍の範囲内に収まるように制御することが提案されており、この比較的広い範囲への限定によって焼結体の衝撃靭性が確保されるとされている。
　他方、Moを主たる合金元素として、NiやCuを含まないMo系合金鋼粉もこれまで提案されている。例えば、特許文献３では、自己拡散速度の速いFeのα単一相を形成して焼結を促進させるために、フェライト安定化元素であるMoを1.5～20質量％の範囲で予合金として含む合金鋼粉が提案されている。この合金鋼粉は、加圧焼結という工程に粒径分布等を適合させることにより、高密度の焼結体が得られるとされ、また拡散付着型の合金元素を用いないことで、均質で安定した組織が得られるとされている。
　同様に、Moを主たる合金元素とする粉末冶金用合金鋼粉として、特許文献４に開示の技術がある。この技術は、Mnを1.0質量％以下、あるいはさらにMoを0.2質量％未満、予合金として含有する鉄基粉末の表面に、Mo：0.2～10.0質量％を拡散付着させた合金鋼粉を提案するものである。鉄基粉末は、アトマイズ鉄粉を用いても、また還元鉄粉を用いても良く、平均粒径は30～120μmとするのが好適であるとされている。そして、この合金鋼粉は、圧縮性に優れるだけでなく、高密度かつ高強度の焼結部品を得ることができるとされている。
特公昭63－66362号公報 特開昭61－130401号公報 特公平6－89365号公報 特開2002－146403号公報
　しかしながら、特許文献１および２に記載された技術では、Niを必須の添加成分とするが、Niは、焼結時の拡散が遅いので、鉄粉や鉄鋼粉にNiを十分に拡散させるためには長時間の焼結が必要となる。
　また、特許文献３に記載された技術では、Mo添加量が1.8質量％以上と比較的高く、圧縮性が低いので、高い成形密度が得られないという欠点がある。このため、通常の焼結工程（加圧せず１回焼結）を適用した場合は低い焼結密度のものしか得られずに、十分な強度、靭性が得られないという問題があった。
　さらに、特許文献４に記載された技術は、焼結体の再圧縮および再焼結を含む粉末冶金工程に適合させたものである。すなわち、通常の焼結法では、前述した効果がそれほど発揮されないという問題があった。
　結果的に、発明者らの研究では、上記した特許文献１～４に記載のいずれの合金鋼粉を用いた焼結体でも、強度と靭性を高いレベルで両立させるのは困難であることが分かった。
　本発明は、上記した現状に鑑み開発されたもので、上記した従来技術の問題点を克服し、それを用いた焼結体の強度と靭性の両立が高いレベルで可能な粉末冶金用合金鋼粉を提案することを目的とする。
　さて、発明者等は、上記の目的を達成するために、鉄基粉末の合金成分およびその添加手段について種々検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
　すなわち、鉄基粉末表面に、Mo含有合金粉末を付着させた粉末冶金用合金鋼粉であって、この合金鋼粉の比表面積を0.100m2/g以上とし、さらにMoが合金鋼粉中、0.2～1.5質量％含有された合金鋼粉を用いることにより、この合金鋼粉を成形、焼結した際、その焼結性が優れているために、焼結体の気孔が適度に微細化して、焼結体の強度と共に、焼結体の靱性も向上するという知見を得た。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鉄基粉末の表面にMo含有合金粉末を付着させた粉末冶金用合金鋼粉において、該粉末冶金用合金鋼粉の比表面積が0.100m2/g以上で、かつ該粉末冶金用合金鋼粉中のMo量が0.2～1.5質量％の範囲であって、さらに、該粉末冶金用合金鋼粉：100質量％に対して、黒鉛粉が0.1～1.0質量％の範囲で含有している粉末冶金用合金鋼粉。
２．前記１記載の粉末冶金用合金鋼粉に、さらに、該粉末冶金用合金鋼粉：100質量％に対して、Cu粉が0.5～4.0質量％の範囲で含有している粉末冶金用合金鋼粉。
３．前記１または２に記載の粉末冶金用合金鋼粉であって、前記鉄基粉末が還元鉄粉を含み、かつ該鉄基粉末の平均粒径が80μm以下である粉末冶金用合金鋼粉。
４．前記１乃至３のいずれかに記載の粉末冶金用合金鋼粉であって、前記鉄基粉末の酸素含有量が0.3質量％以下である粉末冶金用合金鋼粉。
５．前記１乃至４のいずれかに記載の粉末冶金用合金鋼粉に、潤滑剤を添加して混合した後、加圧成形処理、焼結処理を行って鉄基焼結体とする鉄基焼結体の製造方法。
　本発明に従う粉末冶金用合金鋼粉によれば、Niを用いる必要がなく、かつ圧縮性が高いので、通常の焼結法であっても、高強度と高靭性を兼ね備えた焼結材を安価に得ることができる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明の粉末冶金用合金鋼粉は、鉄基粉末の表面に、Mo含有合金粉末を付着させた粉末冶金用合金鋼粉であって、合金鋼粉の比表面積が0.100m2/g以上であり、合金鋼粉中のMo量が0.2～1.5質量％の範囲であることを特徴としている。
　そして、上記した粉末冶金用合金鋼粉を、以下に示す適量の黒鉛粉末と混合し、成形体にして、焼結することによって、焼結体の気孔が効果的に微細化し、強度、靭性が共に向上した焼結部品を得ることができる。
　本発明によって、焼結体の気孔が効果的に微細化し、強度や、靭性が向上した焼結部品を得ることができる機構について、発明者らは以下のように考えている。
　一般に、焼結体には気孔が多く存在するため、気孔部分に応力が集中し、焼結体の強度や、靱性が低下する傾向にある。しかしながら、本発明に従う粉末冶金用合金鋼粉では、合金鋼粉の比表面積を0.100m2/g以上とすることで、焼結体の気孔が微細化され、応力集中の度合いが緩和されると共に、焼結ネック部が強靭化されることになる。
　加えて、合金鋼粉中のMoを0.2～1.5質量％の範囲とすることで、焼結体の気孔周囲部にMoが濃化して、焼結体がさらに強化されるのみならず、本発明に従う粉末冶金用合金鋼粉は、鉄基粉末の表面にMo含有合金粉末が付着していて、基地部にMoが含まれていないため、焼結ネック部に比べると炭化物の生成が難くなって、高靭性な組織となる。
　すなわち、焼結体の気孔分布とMo分布の制御を行うことによって、本発明では、焼結体の高強度と高靭性との両立が可能になったものと考えられる。
　以下、本発明の限定事項の限定理由について説明する。
　まず、本発明の粉末冶金用合金鋼粉の製造方法について説明する。
　本発明では、鉄基粉末としてアトマイズ鉄粉、還元鉄粉等の鉄粉、そしてMo含有合金粉末の原料であるMo原料粉末を準備する。
　上記鉄基粉末としては、通常、粉末冶金法に用いられる鉄基粉末であれば、とくに限定はされないが、いわゆるアトマイズ生粉、アトマイズ鉄粉あるいは還元鉄粉が好ましい。アトマイズ鉄基粉末としては、溶鋼をアトマイズし、乾燥、分級したアトマイズ生粉、アトマイズ生粉を還元雰囲気下で還元したアトマイズ鉄粉、のいずれでも良い。
　また、還元鉄粉は、鋼材の製造時に生成するミルスケールや鉄鉱石を還元して得られた還元鉄粉を用いるのが好ましい。なお、還元鉄粉の見掛密度としては、1.7Mg/m3から3.0Mg/m3程度であればよい。より好ましくは2.2～2.8Mg/m3 である。ここで、見掛密度とは、JIS Z 2504の試験方法で測定されるものである。
　一方、前記したMo原料粉末としては、目的とするMo含有合金粉末そのものを用いても良いし、Mo含有合金粉末に還元することが可能なMoの化合物を用いても良い。なお、Mo原料粉末の平均粒径は50μｍ以下、好ましくは20μｍ以下とする。ここで、平均粒径とは、体積基準のメジアン径（いわゆるd50）のことである。
　また、Mo含有合金粉末としては、Moの純金属粉末をはじめとして、酸化Mo粉末、あるいはFe-Mo（フェロモリブデン）粉末などのMo合金粉末が有利に適合する。他方、Moの化合物としては、Mo炭化物、Mo硫化物、Mo窒化物などが挙げられる。
　ついで、上記した鉄基粉末とMo原料粉末とを、所定の比率で混合して混合粉とするが、この比率は、最終的に、粉末冶金用合金鋼粉中、Mo量が0.2～1.5質量％の範囲となるように調整する。また、混合に際し、混合方法や、混合設備について特に制限はなく、例えばヘンシェルミキサーやコーン型ミキサーなどを用いて常法に従い行うことができる。
　さらに、この混合粉を高温で保持し、鉄基粉末とMo原料粉末の接触面でMoを鉄中に拡散させて接合（拡散付着処理）することによって、本発明の粉末冶金用合金鋼粉が得られる。
　上記拡散付着処理の雰囲気としては、還元性雰囲気や水素含有雰囲気が好適であり、とりわけ水素雰囲気が適している。なお、真空下で熱処理を加えても良い。また、好適な拡散付着処理の温度は800～1000℃の範囲である。
　上述のようにして、拡散付着処理を行った場合、通常は、鉄基粉末とMo含有合金粉末が焼結して固まった状態となっているので、所望の粒径に粉砕・分級を行う。さらに、必要に応じて焼鈍を施してもよい。なお、粉末冶金用合金鋼粉の粒径としては、180μm以下が好ましい。
　本発明において、Mo含有合金粉末は、鉄基粉末表面に対し、均一に付着していることが好ましい。均一に付着していない場合、粉末冶金用合金鋼粉を拡散付着処理後に粉砕する際や運搬等する際に、鉄基粉末表面から脱落しやすいので、遊離状態のMo含有合金粉末が特に増加しやすい。そのような状態の合金鋼粉を成形し、焼結すると、炭化物の分散状態が偏析してしまう。従って、焼結体の強度、靭性を高めるためには、鉄基粉末の表面にMo含有合金粉末を均一に付着させ、脱落などにより発生する遊離状態のMo含有合金粉末を低減することが好ましい。
　拡散付着させるMo量は、粉末冶金用合金鋼粉中、0.2～1.5質量％（内数）の範囲とする。0.2質量％を下回ると、焼き入れ性向上効果が少なく、強度向上効果も少ない一方で、1.5％を超えると、焼き入れ性向上効果は飽和し、むしろ焼結体の組織の不均一性が高まるため、高い強度と靱性が得られなくなるからである。従って、拡散付着させるMo量は、合金鋼粉中、0.2～1.5質量％の範囲とする。好ましくは0.3～1.0質量％の範囲である。
　他方、本発明に用いるMoを拡散付着させた合金鋼粉は、その比表面積を0.100m2/g以上に限定する。好ましくは0.150m2/g以上である。比表面積が0.100m2/g未満では、粗大な気孔が存在したり、焼結時の反応性が不十分であったり、あるいはそれらの理由が複合してしまうために、気孔の微細化が進まずに、靭性が低下するからである。比表面積の上限は、特に限定されないものの、0.5m2/gを超えると微粉を多く含むことになって、圧縮性が低下するために、0.5m2/g以下が好ましい。
　また、鉄基粉末表面にMoを拡散付着処理することによって、粉体の比表面積は低下するため、この点で、基となる鉄基粉末の比表面積は、0.150m2/g以上が好ましい。なお、本発明における比表面積とは、気体吸着法（BET法）により測定したものである。
　本発明において、合金鋼粉の残部は鉄および不可避不純物である。合金鋼粉に含有される不純物としては、Ｃ、Ｏ、ＮおよびＳ等が挙げられるが、これらの含有量は、合金鋼粉中に、それぞれ、Ｃ：0.02質量％以下、Ｏ：0.3質量％以下、Ｎ：0.004質量％以下およびＳ：0.03質量％以下であれば特に問題はないが、Ｏは0.25質量％以下がより好ましい。不可避不純物量がこれらの範囲を超えると、合金鋼粉の圧縮性が低下してしまい、十分な密度を有する予備成形体に圧縮成形することが困難となるからである。
　上記した複合合金鋼粉を主成分とする粉末冶金用合金鋼粉には、粉末冶金用合金鋼粉全体（100質量％）に対する比率で、黒鉛粉を0.1～1.0質量％の範囲で添加することが肝要である。また、本発明では、粉末冶金用合金鋼粉全体（100質量％）に対する比率で、Cu粉を0.5～4.0質量％添加することができる。
　黒鉛粉の主成分であるＣは、焼結時に鉄に固溶して、固溶強化や、焼入れ性向上などを図ることができ、焼結部品の強度を高めるために有用な元素である。本発明では、焼結後に浸炭熱処理等で、焼結体に外部から浸炭させる場合には、添加する黒鉛量は少なくても良いが、0.1質量％に満たないと上述の添加効果に乏しい。一方、焼結時に浸炭熱処理を行わない場合は、黒鉛粉を添加するが、1.0質量％を超えると過共析になるため、セメンタイトが析出して強度の低下を招く。従って、黒鉛粉は0.1～1.0質量％の範囲に限定する。なお、黒鉛粉の平均粒径は、50μm以下が好ましい。
　他方、Cuは、鉄基粉末の固溶強化、焼入れ性向上により、焼結部品の強度を高める効果のある有用元素であり、鉄基粉末の焼結の際に溶融して液相となって、鉄基粉末の粒子を互いに固着させる作用もある。しかしながら、添加量が0.5質量％に満たないとその添加効果に乏しく、一方4.0質量％を超えると、焼結部品の強度向上効果が飽和するばかりでなく、切削性の低下を招く。従って、Cu粉は0.5～4.0質量％の範囲が好ましい。より好ましくは1.0～3.0質量％の範囲である。なお、Cu粉の平均粒径は、50μm以下が好ましい。
　本発明に用いる鉄基粉末は、還元鉄粉を含み、かつ平均粒径80μｍ以下が好ましい。というのは、平均粒径が80μｍを超えて大きい、すなわち、粒径の大きな粉末が含まれていると、焼結の際の駆動力が弱くなって、粗い鉄基粉末の周囲に粗大な空孔が形成されてしまうからである。そして、この粗大空孔は、焼結体の強度、靱性を低下させる原因となる。
　ここで、上記平均粒径とは、質量基準のメジアン径（いわゆるd50）のことである。具体的には、JIS Z 8801に規定するふるいを用いてふるい分け、それぞれのふるい上に残った試料の質量を計測し、小さい側と大きい側が等量となる粒径として求めた。
　本発明では、目的に応じて特性を改善するための添加材を添加することができる。例えば、焼結体の強度を改善する目的で、Ni粉の添加を、また、焼結体の切削性を改善する目的で、MnSなどの切削性改善用粉末の添加を適宜することができる。なお、Ni粉は、鉄基合金粉末全体（100質量％）に対する比率で、0.5～５質量％の範囲とすることが好ましい。
　他方、MnＳなどの切削性改善用粉末の添加量は、従来公知の添加量、すなわち、鉄基合金粉末全体（100質量％）に対する比率で、0.1～１質量％程度で良い。
　さらに、本発明の粉末冶金用合金鋼粉を用いて焼結体を製造する際に好適な成形条件、焼結条件について説明する。
　本発明の粉末冶金用合金鋼粉を用いた加圧成形に際しては、他に、粉末状の潤滑剤を混合することができる。また、金型に潤滑剤を塗布あるいは付着させて成形することもできる。いずれの場合であっても、潤滑剤として、ステアリン酸亜鉛やステアリン酸リチウムなどの金属石鹸、エチレンビスステアリン酸アミドなどのアミド系ワックスおよびその他公知の潤滑剤のいずれもが好適に用いることができる。なお、潤滑剤を混合する場合は、粉末冶金用合金鋼粉：100質量部に対して、0.1～1.2質量部程度（外添加）とすることが好ましい。
　本発明の粉末冶金用合金鋼粉を加圧成形するに際しては、400～1000MPaの加圧力で行うことが好ましい。というのは、加圧力が400MPaに満たないと、得られる成形体の密度が低くなって、焼結体の特性が低下する一方で、1000MPaを超えると金型の寿命が短くなって、経済的に不利になるからである。なお、加圧の際の温度は、常温（約20℃）～約160℃の範囲とすることが好ましい。
　また、本発明の粉末冶金用合金鋼粉の焼結は、1100～1300℃の温度域で行うことが好ましい。というのは、焼結温度が1100℃に満たないと焼結が進行しなくなって、焼結体の特性が低下するからであり、一方、1300℃を超えると焼結炉の寿命が短くなって、経済的に不利になるからである。なお、焼結時間は10～180分の範囲とすることが好ましい。
　得られた焼結体には必要に応じて、浸炭焼入れ、光輝焼入れ、高周波焼入れおよび浸炭窒化処理等の強化処理を施すことができるが、強化処理を施さない場合であっても、本発明に従う粉末冶金用合金鋼粉を用いた焼結体は、従来の焼結体（強化処理を施さないもの）に比べて強度および靭性が改善されている。なお、各強化処理は常法に従って施せば良い。
　以下、実施例により、本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は、以下の例に何ら限定されるものではない。
　本実施例において、鉄基粉末には、見掛密度：2.65Mg/m3あるいは見掛密度：2.80Mg/m3、見掛密度：3.25Mg/m3のアトマイズ生粉、また、見掛密度：2.60Mg/m3あるいは見掛密度：2.75Mg/m3の還元鉄粉、さらに見掛密度：2.60Mg/m3あるいは見掛密度：2.80Mg/m3、見掛密度：3.30Mg/m3のアトマイズ鉄粉を用いた。
　これらの鉄基粉末に酸化Mo粉末（平均粒径：10μｍ）を所定の比率で添加し、Ｖ型混合機で15分間混合したのち、露点：30℃の水素雰囲気で熱処理（保持温度：880℃、保持時間：１ｈ）して、鉄基粉末の表面に表１に示す所定量のMoを拡散付着させた粉末冶金用合金鋼粉を製造した。
　ついで、これらの粉末冶金用合金鋼粉に対して、表１に示す量の銅粉（平均粒径：30μｍ）、黒鉛粉（平均粒径：５μｍ）を添加し、さらに、これら鉄基粉末混合粉：100質量部に対しエチレンビスステアリン酸アミドを0.6質量部添加したのち、Ｖ型混合機で15分間混合した。引続き、成形体の密度が7.0Mg/m3となるように加圧成形して、長さ：55mm、幅：10mm、厚さ：10mmのタブレット状成形体を作製した。
　このタブレット状成形体に焼結を施して、焼結体とした。なお、この焼結は、プロパン変成ガス雰囲気中にて、焼結温度：1130℃、焼結時間：20分の条件で行った。
　引続き、得られた焼結体を、JIS Z 2241で規定される引張試験用に平行部径：５mmの丸棒引張試験片に加工した。また、JIS Z 2242で規定されるシャルピー衝撃試験用には、得られた焼結体を、焼結したままの形状で、カーボンポテンシャル：0.8mass％でガス浸炭（保持温度：870℃、保持時間：60分）した後、焼入れ（60℃、油焼入れ）と焼戻し（180℃、60分）を行ったものを用いた。
　これらの焼結体をJIS Z 2241で規定される引張試験およびJIS Z 2242で規定されるシャルピー衝撃試験によって引張強さ（MPa）および衝撃値（J/cm2）を測定した。それぞれの測定結果を、表１に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示したとおり、発明例と比較例の引張強さおよび衝撃値を比べると、発明例はいずれも、引張強さ：1000MPa以上であって衝撃値：14.0J/cm2以上を示し、強度と靭性を高いレベルで両立できたのに対し、比較例は、いずれも衝撃値が14.0J/cm2未満であって、引張強さと衝撃値の少なくともいずれかにおいて、発明例に比べて劣っていた。
　なお、表１には、従来材として４Ni材（4Ni-1.5Cu-0.5Mo、原料粉の最大粒径：180μm）の結果を合わせて示した。発明例は、従来の４Ni材以上の特性が得られることが分かる。

Claims (5)

  1. 　鉄基粉末の表面にMo含有合金粉末を付着させた粉末冶金用合金鋼粉において、該粉末冶金用合金鋼粉の比表面積が0.100m2/g以上で、かつ該粉末冶金用合金鋼粉中のMo量が0.2～1.5質量％の範囲であって、さらに、該粉末冶金用合金鋼粉：100質量％に対して、黒鉛粉が0.1～1.0質量％の範囲で含有している粉末冶金用合金鋼粉。
  2. 　請求項１記載の粉末冶金用合金鋼粉に、さらに、該粉末冶金用合金鋼粉：100質量％に対して、Cu粉が0.5～4.0質量％の範囲で含有している粉末冶金用合金鋼粉。
  3. 　請求項１または２に記載の粉末冶金用合金鋼粉であって、前記鉄基粉末が還元鉄粉を含み、かつ該鉄基粉末の平均粒径が80μm以下である粉末冶金用合金鋼粉。
  4. 　請求項１乃至３のいずれかに記載の粉末冶金用合金鋼粉であって、前記鉄基粉末の酸素含有量が0.3質量％以下である粉末冶金用合金鋼粉。
  5. 　請求項１乃至４のいずれかに記載の粉末冶金用合金鋼粉に、潤滑剤を添加して混合した後、加圧成形処理、焼結処理を行って鉄基焼結体とする鉄基焼結体の製造方法。
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