WO2015111338A1 - 焼結機械部品及びその製造方法 - Google Patents

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WO2015111338A1
WO2015111338A1 PCT/JP2014/083822 JP2014083822W WO2015111338A1 WO 2015111338 A1 WO2015111338 A1 WO 2015111338A1 JP 2014083822 W JP2014083822 W JP 2014083822W WO 2015111338 A1 WO2015111338 A1 WO 2015111338A1
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powder
sintered
iron
less
raw material
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PCT/JP2014/083822
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孝洋 奥野
尚樹 八代
大平　晃也
雅道 藤川
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Ntn株式会社
孝洋 奥野
尚樹 八代
大平　晃也
雅道 藤川
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Definitions

  • the present invention relates to a sintered machine part and a manufacturing method thereof.
  • the sintered body can be obtained by filling raw material powder containing metal powder or graphite powder into a mold, compression molding, and then sintering at a predetermined temperature. Therefore, net shape molding or near net shape molding that obtains a state closer to the final product is possible. Further, as compared with the case of cutting the melted material, cost reduction can be achieved by improving the material yield and reducing the number of processing steps.
  • iron-based sintered bodies are particularly widely used as machine parts used in various fields such as automobile parts and industrial machines because of their excellent mechanical properties.
  • Patent Document 1 discloses a technique for increasing the density of a sintered body by alternately performing a compression molding process and a sintering process twice on the raw material powder.
  • Patent Document 2 describes that a metal powder having a coarse powder is used and surface densification such as shot peening is performed to increase the density of the sintered body.
  • Patent Document 3 discloses that fatigue strength can be improved by controlling the dispersion and size of pores in a sintered body. Specifically, the fatigue strength is improved by setting the cross-sectional void number ratio of the sintered body to 2000 pieces / mm 2 or more and the maximum pore diameter to 60 ⁇ m or less.
  • Patent Document 4 describes that by using a raw material powder containing a coarse powder and a fine powder, the coarse atmospheric pores of the sintered body are reduced to improve density and strength.
  • Patent Document 1 has a problem that the number of processes increases and the manufacturing cost increases.
  • Patent Document 2 costly processing such as two-stage molding and two-stage sintering as in Patent Document 1 is not required.
  • the surface densification treatment is performed after the sintering, the cost increase due to the increase in the number of processes becomes a problem, and the net shape molding which is the merit of the sintered body part cannot be utilized.
  • the average particle diameter of the coarse powder is 50 ⁇ m or less, and the average particle diameter of the fine powder is 25 ⁇ m or less.
  • Such coarse powder and fine powder are both finer than a powder particle size (usually about 100 ⁇ m) which is usually used in the field of powder metallurgy. For this reason, the types of powder that can be used are limited, and there is a concern that the material cost will rise.
  • the first object of the present invention is to guarantee excellent fatigue strength in an ultra-high-density machine part made of iron-based sintered metal.
  • a second object of the present invention is to provide a sintered machine component having as small a rough atmospheric hole as a starting point of destruction as much as possible at low cost.
  • the present invention made to achieve the first object is formed of an iron-based sintered body obtained by molding and sintering a raw material powder containing a partial diffusion alloy steel powder, and the carbon ratio is 0.35 wt%.
  • a sintered machine part having a density of the iron-based sintered body of 7.55 g / cm 3 or more, and an estimated maximum void in an estimation target region set in a surface layer at a predetermined depth from the surface
  • the first characteristic is that the square root ⁇ area max of the envelope area is 200 ⁇ m or less.
  • the sintered machine parts as described above include, for example, a raw material powder preparation step in which a partially diffused alloy steel powder and a graphite powder of 0.35 wt% or less are mixed to obtain a raw material powder; Including a compacting step for obtaining powder, and a sintering step for obtaining an iron-based sintered body having a density of 7.55 g / cm 3 or more by sintering the compact.
  • the particle size D90 means the particle size when the cumulative mass from the small diameter side of the particle size distribution on the mass basis is 90% (the same applies hereinafter).
  • alloy steel powder obtained by diffusion bonding an alloy component to steel powder is used as the alloy steel powder.
  • Alloy steel powder has low hardness compared to fully alloyed steel powder in which iron powder and alloy components (for example, Ni) are completely alloyed. , Can increase the density.
  • the graphite powder blended in the raw material powder is dissolved in the alloy steel powder, so that a place where the graphite powder is present becomes a void.
  • the graphite powder has finer particles than the alloy steel powder, and therefore the pores associated with the solid solution of the graphite powder as described above are fine. Therefore, in an iron-based sintered body having a density that is not so high, the influence of vacancies due to the solid solution of the graphite powder as described above is small, and the influence is not considered.
  • the density of the sintered body is increased by using the partially diffused alloy steel powder, and the density of the graphite powder in the raw material powder is kept low, thereby further increasing the density.
  • the ratio of carbon contained in the sintered machine part was set to 0.35 wt% or less.
  • the size of the internal void from the size of the void that appeared in the cross section was set to 200 ⁇ m or less.
  • the above-mentioned sintered machine part preferably has a composition containing 1.5 to 2.2 wt% Ni and 0.5 to 1.1 wt% Mo, with the balance being Fe, carbon, and inevitable impurities.
  • a composition containing 1.5 to 2.2 wt% Ni and 0.5 to 1.1 wt% Mo, with the balance being Fe, carbon, and inevitable impurities For example, partially diffused alloy steel in which Ni is diffused and deposited around the Fe—Mo alloy, Ni is 1.5 to 2.2 wt%, Mo is 0.5 to 1.1 wt%, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • a sintered machine component having the above composition can be obtained.
  • the particle diameter D90 of the graphite powder is preferably 8 ⁇ m or less.
  • the particle size of the powder is measured using a laser diffraction / scattering method. This measurement method utilizes the fact that when the particles are irradiated with light, the amount of scattered light and the pattern to be scattered differ depending on the particle diameter.
  • the sintered machine part described above it is possible to increase the density to 7.55 g / cm 3 or more without performing a recompression process (for example, a sizing process) after the sintering process.
  • a recompression process for example, a sizing process
  • the fatigue strength can be further increased.
  • the present invention is a sintered machine part having a load-bearing surface to which a load is applied, and an iron-based coarse powder having an average particle size of 60 ⁇ m or more, Formed with an iron-based sintered body obtained by molding and sintering a raw material powder containing a fine particle of iron-based powder having a particle size less than the square root ⁇ area max of the estimated maximum pore envelope area of the sintered sample formed of powder
  • the blending amount of the fine powder in the raw material powder is 5 to 20 wt%
  • the sintered density of the iron-based sintered body is 7.6 g / cm 3 or more
  • the ⁇ area max is the load of the sintered sample.
  • a second feature is that a region from the load surface equivalent portion to a depth of 30% when the depth to which the stress due to the load reaches is 100% is obtained as a predicted volume.
  • the particle sizes of both the coarse powder and fine powder used can be made larger than those of the coarse powder and fine powder used in Patent Document 2. Accordingly, the fluidity of the iron-based powder is improved, and the filling property into the cavity in the compression molding process is improved. In addition, an increase in material costs can be suppressed.
  • Partially diffused alloy steel powder can be used as the coarse powder.
  • this partial diffusion alloy steel powder it is preferable to use, for example, a Fe—Ni—Mo system.
  • the same iron-based powder as the coarse powder or an iron-based powder different from the coarse powder can be used.
  • the generation of rough atmospheric holes in the iron-based sintered body can be suppressed at a low cost.
  • the rough atmospheric holes that can become a stress concentration source and can be a starting point of a crack are reduced, it is possible to provide a sintered machine component having high strength at low cost.
  • the figure on the left side is a side view of a test piece used in the ring compression fatigue strength test, and the figure on the right side is a sectional view thereof. It is a perspective view which shows the state which cut
  • 2 is a photomicrograph of the test piece of Example 21.
  • FIG. 10 is a photomicrograph of a test piece of Comparative Example 15.
  • the sintered machine part according to the embodiment of the present invention is formed of an iron-based sintered body.
  • This sintered machine part is manufactured through the raw material powder preparation step, compression molding step, sintering step, and heat treatment step described below.
  • the raw material powder is prepared by mixing alloy steel powder, graphite powder, and lubricant at a predetermined ratio.
  • Alloy steel powder is one in which each particle contains Fe and another metal (alloy component).
  • the alloy component for example, one or more of Ni, Mo, Mn, and Cr can be used.
  • alloy steel powder containing Ni and Mo as alloy components and the balance being Fe and inevitable impurities is used.
  • Ni has the effect of strengthening the mechanical properties of the sintered body and improving the toughness of the sintered body after heat treatment.
  • Mo has the effect of enhancing the mechanical properties of the sintered body and improving the hardenability during heat treatment. It is desirable to classify the alloy steel powder by passing through a sieve having an opening of 250 ⁇ m in advance.
  • the alloy steel powder As the alloy steel powder, a partial diffusion alloy steel powder in which an alloy component is diffused and adhered around the steel powder is used.
  • partially diffused alloy steel powder in which Ni is diffused and deposited around the Fe—Mo alloy is used.
  • the hardness of the alloy steel powder before sintering can be suppressed compared to the steel powder in which Fe and Ni are completely alloyed by diffusing and attaching a metal such as Ni to the Fe alloy. Formability during molding is ensured.
  • a relatively large amount of Ni can be blended.
  • the mixing ratio of Ni in the partial diffusion alloy steel powder of the present embodiment is 1.5 to 2.2 wt%, preferably 1.7 to 2.2 wt%.
  • the mixing ratio of Mo in the partial diffusion alloy steel powder is 0.5 to 1.1 wt%, preferably 0.8 to 1.1 wt%, more preferably 0.9 to 1.1 wt%.
  • artificial graphite is used as the graphite powder.
  • the graphite powder having a particle size D90 of 8 ⁇ m or less is used, preferably 6 ⁇ m or less, more preferably 4 ⁇ m or less.
  • the graphite powder having a particle diameter D90 of 2 ⁇ m or more, preferably 3 ⁇ m or more is used.
  • the blending ratio of the graphite powder is 0.35 wt% or less, preferably 0.3 wt% or less, more preferably 0.25 wt% or less with respect to the entire raw material powder. Further, the blending ratio of the graphite powder is 0.05 wt% or more, preferably 0.1 wt% or more, more preferably 0.15 wt% or more with respect to the whole raw material powder.
  • Lubricant is added for the purpose of reducing the friction between the mold and the powder when the raw material powder is compression molded.
  • metal soap, amide wax or the like is used, for example, ethylene bisstearylamide (EBS).
  • the above-mentioned raw material powder is put into a cavity of a mold and compression molded to form a green compact having a predetermined shape.
  • the molding temperature is not less than room temperature and not more than the melting point of the lubricant.
  • the yield strength of the powder is lowered and the compressibility is increased, so that the molding density can be increased.
  • the surface of the mold may be coated with a film for reducing friction (such as a DLC film).
  • the compression molding step is performed at a molding pressure of about 1150 to 1350 MPa, and the density of the green compact is set to 7.4 g / cm 3 or more.
  • the green compact is sintered at a predetermined sintering temperature.
  • the sintering temperature is set within a range of 1100 to 1350 ° C., for example.
  • the sintering process is performed in an inert atmosphere, for example, in an atmosphere of a mixed gas of nitrogen and hydrogen, argon gas, or the like.
  • Density of the sintered body 7.55 g / cm 3 or more, and preferably from 7.6 g / cm 3 or more.
  • the sintered body is subjected to surface treatment without performing a recompression step.
  • the sintered body is subjected to a carburizing quenching and tempering process. As a result, the hardness of the surface is increased and the internal toughness is secured, so that the propagation of cracks is suppressed.
  • the surface treatment is not limited to the above carburizing quenching and tempering, but various heat treatments such as submerged quenching and tempering, induction quenching and tempering, carbonitriding, vacuum carburizing, nitriding, soft nitriding, sulfurizing, diamond-like carbon Various surface modifications such as formation of hard coatings such as (DLC) and resin coatings, various plating, rust prevention treatment including blackening and steam treatment, etc. are applicable. Is also possible.
  • the nitrided layer depth is 5% or more, preferably 20% or more of the surface layer having a predetermined depth from the surface described later.
  • the above sintered machine parts can be used as gears (see FIG. 3) or cams, for example.
  • This sintered machine part contains 1.5 to 2.2 wt% of Ni, 0.5 to 1.1 wt% of Mo, 0.05 to 0.35 wt% of carbon, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • This sintered machine part has an internal hardness of 300 to 500 HV (preferably 400 to 500 HV), a crushing strength of 1600 MPa or more (preferably 1750 MPa or more, more preferably 1900 MPa or more), and a ring compression fatigue strength of 290 MPa or more (preferably). 315 MPa or more, more preferably 340 MPa or more).
  • the square root ⁇ area max of the estimated maximum void envelope area in the estimation target region set in the surface layer at a predetermined depth from the surface is 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 100 ⁇ m or less. (A method for calculating ⁇ area max will be described later). For example, when the depth from the surface of the region where the tensile stress is applied when a load is applied to the surface of the sintered machine part is defined as 100%, the surface layer has a depth of 30% from the surface.
  • the tooth surface or cam in the region where the tensile stress extends in the depth direction from the cam surface contact surface with the cam follower
  • the depth from the surface is calculated, and a region having a depth of 30% from the tooth surface or cam surface when the depth is defined as 100% is defined as the surface layer.
  • a region from a tooth surface to a depth having a value of 10% of the pitch circle radius is defined as a surface layer.
  • a region from the cam surface to a depth having a value of 10% of the cam effective radius is defined as a surface layer.
  • the square root ⁇ area max of the estimated maximum hole envelope area in the estimation target region set in the surface layer is set as the above range.
  • a recompression process for example, a sizing process
  • a sizing process may be performed after the sintering process.
  • the sintering process was performed at 1250 ° C. for 150 minutes in a tray pusher furnace in a nitrogen and hydrogen atmosphere.
  • carburizing treatment was performed under the condition of 880 ° C. ⁇ 40 min, followed by quenching at 840 ° C. and tempering under the condition of 180 ° C. ⁇ 60 min.
  • the sintered body before heat treatment is referred to as “as-sinter product”, and the sintered body after heat treatment is referred to as “carburized product”.
  • the method for measuring the sintered density was in accordance with JIS Z2501
  • the method of measuring the crushing strength was in accordance with JIS Z2507.
  • the crushing strength test conditions were 0.5 mm / min stroke control.
  • the maximum value of the hole envelope area is estimated using extreme value statistics. Specifically, the square root ⁇ area max of the estimated maximum hole envelope area is calculated through the following procedure.
  • the specimen subjected to mirror polishing is observed with a microscope, and an image of a y region having a predetermined reference area So (mm 2 ) is acquired.
  • the obtained image is binarized using image analysis software, and the envelope area of the holes is analyzed.
  • the largest envelope area among the obtained envelope areas is defined as the maximum hole envelope area in the reference area So, and the square root thereof is defined as ⁇ area max in the region. This measurement is repeated n times while changing the inspection region.
  • the reference area S 0 is 0.39 mm 2
  • the number of inspections n is 32
  • the volume V of the estimation target region is 200 mm 3 .
  • the surface layer 3 was a region having a depth of 0.54 mm from the inner peripheral surface of the test piece 1.
  • the radial dimension was 0.54 mm from the inner peripheral surface of the test piece 1, and the axial dimension was 0.74 mm.
  • the estimation target area is a cylindrical area of 0.54 mm from the inner peripheral surface of the test piece 1, and the axial dimension is 7 mm.
  • Evaluation criteria of the sintered density, ⁇ when less than 7.55 g / cm 3, when the 7.55 ⁇ 7.60g / cm 3 ⁇ , when the 7.60 g / cm 3 or more was ⁇ .
  • the evaluation standard of the crushing strength was ⁇ when it was less than 1600 MPa, ⁇ when it was 1600 to 1750 MPa, ⁇ when it was 1750 to 1900 MPa, and ⁇ when it was 1900 MPa or more.
  • the evaluation standard of the ring compression fatigue strength was ⁇ when it was less than 290 MPa, ⁇ when it was 290 to 315 MPa, ⁇ when it was 315 to 340 MPa, and ⁇ when it was 340 MPa.
  • the evaluation standard of the square root ⁇ area max of the estimated maximum pore envelope area was ⁇ when less than 100 ⁇ m, ⁇ when 100 to 150 ⁇ m, ⁇ when 150 to 200 ⁇ m, and ⁇ when exceeding 200 ⁇ m.
  • the amount of carbon added was investigated. Specifically, partially diffused alloy steel powder containing 2.0 wt% Ni and 1.0 wt% Mo is mixed with graphite powder having a particle size D90 of 6.0 ⁇ m, and the amount of graphite powder added is 0 to 0. A plurality of types of raw material powders having different amounts in the range of 4 wt% were prepared. Each raw material powder was molded at 1200 MPa, sintered, and then subjected to a carburizing heat treatment to produce a plurality of types of test pieces. The sintered density (as-sinter product), crushing strength (carburized product), and ring compression fatigue strength (carburized product) of each test piece thus obtained were measured. The results are shown in Table 1 below.
  • Examples 1 to 3 had a density of 7.55 g / cm 3 and exhibited excellent crushing strength and fatigue strength. From this, it is clear that the addition amount of graphite powder is desirably 0.05 to 0.35 wt%, preferably 0.1 to 0.3 wt%, more preferably 0.15 to 0.25 wt%. became.
  • the particle size of the graphite powder added to raw material powder was investigated. Specifically, a partially diffused alloy steel powder containing 2.0 wt% Ni and 1.0 wt% Mo is mixed with 0.2 wt% graphite powder, and the particle size D90 of the graphite powder is 4.0 to 25. A plurality of kinds of raw material powders having different thicknesses in the range of 0.0 ⁇ m were prepared. Each raw material powder was molded at 1200 MPa, sintered, and then subjected to a carburizing heat treatment to produce a plurality of types of test pieces. The sintered density (as-sinter product), crushing strength (carburized product), and ring compression fatigue strength (carburized product) of each test piece thus obtained were measured. The results are shown in Table 2 below.
  • Examples 4 and 5 have a density of 7.55 g / cm 3 . From this, it became clear that the particle size D90 of the graphite powder is desirably 8 ⁇ m or less, preferably 6 ⁇ m or less, more preferably 4 ⁇ m or less.
  • Molding pressure during compression molding The molding pressure in the compression molding process was investigated. Specifically, a raw material powder in which 0.2 wt% of graphite powder having a particle size D90 of 6.0 ⁇ m is mixed with a partially diffused alloy steel powder containing 2.0 wt% Ni and 1.0 wt% Mo is subjected to a molding pressure. A plurality of types of green compacts were formed by compression molding in a range of 1000 to 1400 MPa, and a plurality of types of test pieces were produced by subjecting each green compact to sintering and carburizing heat treatment.
  • Examples 6 and 7 had a density of 7.55 g / cm 3 and exhibited excellent mechanical properties (compression strength and fatigue strength). From this, it became clear that the molding pressure is preferably in the range of 1150 to 1350 MPa. Note that Comparative Example 7 could not be measured because a crack occurred in the test piece during compression molding.
  • Examples 8 to 10 had a density of 7.55 g / cm 3 and exhibited mechanical properties (compression strength and fatigue strength) superior to those of the comparative example. From this, it became clear that it is desirable to pass the partially diffused alloy steel powder through a sieve having an opening of 250 ⁇ m or less, preferably an opening of 180 ⁇ m or less, more preferably an opening of 106 ⁇ m or less.
  • the square root ⁇ area max of the estimated maximum pore envelope area is 200 ⁇ m or less. From this, it has become clear that the square root ⁇ area max of the estimated maximum hole envelope area is desirably 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 100 ⁇ m or less.
  • Addition amount of Ni The addition amount of Ni in the alloy steel powder was investigated. Specifically, a plurality of types of partially diffused alloy steel powders with Mo addition amount of 1.0 wt% and varying Ni addition amounts are prepared, and the particle size D90 is 6.0 ⁇ m in various partially diffusion alloy steel powders. A raw material powder containing 0.2 wt% of artificial graphite was compression molded at 1200 MPa, sintered and carburized and subjected to heat treatment to produce a plurality of types of test pieces. The sintered density (as-sinter product) and crushing strength (carburized product) of each test piece thus obtained were measured. The results are shown in Table 5 below.
  • Examples 11 to 13 had a density of 7.55 g / cm 3 and an excellent crushing strength. From this, it became clear that the addition amount of Ni is desirably about 1.5 to 2.2 wt%.
  • Examples 14 to 16 had a density of 7.55 g / cm 3 and exhibited excellent crushing strength. From this, it became clear that the addition amount of Mo is desirably 0.5 to 1.1 wt%, preferably about 0.8 to 1.1 wt%.
  • the depth of the nitrided layer containing 0.05 wt% or more of nitrogen is the depth from the surface when the depth from the surface of the region where the tensile stress is applied when a load is applied to the test piece is 100%. It has become clear that it is preferably 5% or more, more preferably 20% or more.
  • FIG. 3 shows a gear 10 as an example of a sintered machine part.
  • the gear 10 has a plurality of tooth surfaces 10a as load load surfaces for transmitting torque.
  • the shaft is fixed to the inner peripheral surface 10b of the gear 10, or the shaft is rotatably fitted.
  • the gear 10 of this embodiment is formed of an iron-based sintered body.
  • the gear 10 includes a raw material powder preparation step for preparing a raw material powder, a compression molding step for compressing and molding the raw material powder to form a green compact, and a sintering that is sintered by heating the green compact at a sintering temperature or higher. Manufactured through a kneading step and a surface treatment step.
  • low alloy steel powder containing Fe and another metal (alloy component) alloyed with Fe can be given.
  • an alloy component of the low alloy steel powder one or more kinds of metals among Ni, Mo, Mn, and Cr can be used.
  • Ni and Mo are contained as an alloy component, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the low-alloy steel powder can be used.
  • Ni has the effect of strengthening the mechanical properties of the sintered body and improving the toughness of the sintered body after heat treatment.
  • Mo has the effect of enhancing the mechanical properties of the sintered body and improving the hardenability during heat treatment.
  • the iron-based powder pure iron powder, stainless steel powder, high-speed steel powder and the like can be used in addition to the low alloy steel powder.
  • the low alloy steel powder it is preferable to use an Fe—Ni—Mo based partially diffused alloy steel powder containing Ni and Mo, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • This partially diffused alloy steel powder is obtained by diffusion-bonding Ni around the Fe—Mo alloy.
  • the hardness of the alloy steel powder before sintering is higher than that of steel powder (pre-alloyed steel powder) in which Fe and Ni are completely alloyed by diffusing and attaching a metal such as Ni to the Fe alloy. Therefore, the moldability at the time of compression molding is ensured. As a result, a relatively large amount of Ni can be blended.
  • the mixing ratio of Ni in the partial diffusion alloy steel powder of the present embodiment is 0.5 to 5.0 wt%, preferably 1.5 to 2.2 wt%, more preferably 1.7 to 2.2 wt%. %.
  • the mixing ratio of Mo in the partially diffused alloy steel powder is 0.5 to 3.0 wt%, preferably 0.8 to 1.1 wt%, and more preferably 0.9 to 1.1 wt%.
  • the iron powder used as the base of the partially diffused alloy steel powder there are atomized powder, reduced powder, etc., but since the reduced powder is difficult to increase in density because the particles are porous, Solid atomized powder that does not have, especially water atomized powder is used in consideration of cost.
  • the partial diffusion alloy steel powder the one in which Ni powder is diffusion bonded around the Fe-Mo alloy powder is exemplified, but the alloy powder in which Ni or Mo is diffusion bonded around the pure iron powder is used. You can also
  • This partially diffused alloy steel powder is generally soft and has the same hardness as pure iron powder.
  • a micro Vickers hardness of less than 120HV0.05, desirably less than 100HV0.05, more preferably less than 90HV0.05 is used.
  • This hardness is lower than the particle hardness (approximately 120 HV 0.05 or more) in the Fe—Cr—Mo based fully alloy steel powder (pre-alloy powder). Therefore, compared to this type of complete alloy steel powder, it becomes easier to increase the density even with the same applied pressure.
  • coarse powder having a large particle size and fine powder having a small particle size are used as the iron-based powder.
  • an iron-based powder having an average particle diameter of 60 ⁇ m or more, preferably 70 ⁇ m or more and 130 ⁇ m or less, more preferably 80 ⁇ m or more and 110 ⁇ m or less is used as the coarse powder. If the average particle size is too small, it is difficult to use a general-purpose iron-based powder, resulting in an increase in cost. On the other hand, if the average particle size is too large, a large amount of coarse powder is contained, so that the filling property in the compression molding process described later is deteriorated, and coarse air holes are easily generated after sintering.
  • the average particle diameter can be measured based on, for example, a laser diffraction scattering method.
  • a particle group is irradiated with a laser beam, and a particle size distribution and further an average particle size are obtained by calculation from the intensity distribution pattern of diffracted / scattered light emitted from the particle group.
  • SALD 31000 from the factory can be used.
  • the fine powder one having a particle diameter smaller than the square root ⁇ area max of the estimated maximum pore envelope area of the sintered sample formed only with the coarse powder is used.
  • the square root ⁇ area max of the estimated maximum hole envelope area is the square root of the envelope area of the maximum hole estimated to be inherent in the predicted volume, and will be described in detail later.
  • different iron-based powders can be used in addition to the same iron-based powder.
  • “Different” as used herein refers to the case where either one or both of the types of alloying elements and the mixing ratio are different, or the form of powder (whether it is a complete alloy steel powder or a partial diffusion alloy steel powder) Etc.) are also included.
  • the carbon powder for example, artificial graphite powder is used.
  • the graphite powder one having a particle diameter D90 of 10 ⁇ m or less is used, preferably 8 ⁇ m or less.
  • the blending ratio of the graphite powder is 0.3 wt% or less, preferably 0.25 wt% or less with respect to the entire raw material powder. Further, the blending ratio of the graphite powder is 0.05 wt% or more, preferably 0.1 wt% or more with respect to the whole raw material powder.
  • carbon black, ketjen black, nanocarbon powder and the like can be used in addition to the graphite powder. Two or more of these powders can be used.
  • Molding lubricant is added for the purpose of reducing the friction between the mold and the powder when the raw material powder is compression-molded or between the powders.
  • known lubricant powders such as metal soap (for example, zinc stearate) and amide wax (for example, ethylene bisstearyl amide) can be arbitrarily selected and used.
  • these lubricants are dispersed in a solvent to form a solution, and this solution is sprayed on the raw material powder, or the raw material powder is immersed in this solution and then the solvent component is volatilized and removed.
  • any kind of lubricant powder can be used as long as it does not remain in the raw material after sintering.
  • Two or more types of molding lubricants can be used in combination.
  • the above-mentioned raw material powder is charged and filled into the cavity of the molding die, and this is compressed to form a green compact having a shape corresponding to the final shape of the gear 10.
  • the molding at this time is preferably performed by a molding machine suitable for continuous production such as uniaxial and multiaxial pressure molding, CNC press molding, and the like.
  • the molding temperature is preferably room temperature or higher and not higher than the melting point of the lubricant. In particular, when the molding is performed at a temperature lower by 10 to 20 ° than the melting point of the molding lubricant, the yield strength of the powder is reduced and the compressibility is increased, so that the molding density can be increased.
  • the density of the green compact can be increased.
  • the molding pressure is set to about 1150 to 1350 MPa.
  • the density (true density) of the green compact thus obtained is 7.4 g / cm 3 or more.
  • the green compact is heated above the sintering temperature in the sintering step to form a sintered body.
  • the sintering temperature is set within the range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. so that a dense sintered body having small pores can be obtained.
  • the carbon powder in the green compact dissolves in the iron-based powder, and the portion where the graphite powder is present becomes a void.
  • the entire green compact contracts by sintering and bonding the particles of the iron-based powder.
  • the density increase effect due to the shrinkage of the green compact exceeds the density decrease due to the solid solution of the carbon powder, and the density of the sintered body becomes higher than the density of the green compact.
  • the sintered body has a true density of 7.6 g / cm 3 or more and a relative density of 90% or more (preferably 95% or more, more preferably 97% or more).
  • the sintered body that has undergone the sintering process is transferred to the surface treatment process and subjected to various surface treatments such as quenching and tempering.
  • a carburizing quenching and tempering treatment can be given.
  • carburizing, quenching and tempering the surface of the gear 10 including the tooth surface 10a is hardened and internal toughness is ensured, which is effective in suppressing crack propagation.
  • various heat treatments such as full quenching and tempering, induction quenching and tempering, carbonitriding, and vacuum carburizing can also be performed.
  • hard coating is formed by nitriding treatment, soft nitriding treatment, sulfuration treatment, diamond-like carbon treatment (DLC), etc., or it is prevented by resin coating formation, various plating treatments, black dyeing treatment treatment, steam treatment, etc. Rust treatment can also be performed. If necessary, a plurality of the surface treatments exemplified above can be combined.
  • the gear 10 made of an iron-based sintered body is completed.
  • the ratio of each element contained in the gear 10 is the ratio described in the raw material powder preparation step (for example, Ni is 1.5 to 2.2 wt%, Mo is 0.5 to 1.1 wt%, and carbon is 0.05 to 0.35 wt%, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities).
  • This process enables net shape molding or near net shape molding, thereby reducing the cost of sintered machine parts.
  • this manufacturing process is 1 time shaping
  • a recompression process (for example, a sizing process) can be performed after the sintering process and before the surface treatment process.
  • the presence or absence of rough air holes around the load surface (tooth surface 10a in the case of gear 10) on which a large load is applied is considered to have a great influence on the durability life of the machine parts. Therefore, in order to evaluate the durable life of the machine part, it is desirable to quantify the degree of the presence of the rough air hole in some form. As one means for quantification, it is conceivable to define the density (true density or relative density) of the sintered body.
  • the density is an effective measure for evaluating the degree of densification of the entire part, it is not necessarily effective for evaluating the presence or absence of rough atmospheric pores in a region limited to the periphery of the load surface.
  • the density of the entire part exceeds the lower limit value, there may be a small number of rough air holes around the tooth surface 10a that is the load-loading surface, but this rough air hole may be the starting point of the crack.
  • the present invention pays attention to the square root ⁇ area max of the envelope area of the largest hole estimated to be inherent in the region of the predicted volume including the load surface, among the sintered machine parts. It was decided to evaluate the degree of coarse air holes present in the predicted volume. Details of the ⁇ area max value estimation method will be described below.
  • the particle size of the fine powder is determined to be less than the square root ⁇ area max of the estimated maximum pore envelope area of the sintered sample formed only with the coarse powder.
  • the procedure for determining the particle size will be described in detail.
  • a sintered sample having the same shape as the gear 10 that is the final product is manufactured using the above-described raw material powder (a powder made of a coarse powder, a carbon powder, and a molding lubricant) that does not contain fine powder.
  • the compression molding and sintering at the time of manufacturing the sintered sample are performed under the same conditions as the compression molding process and the sintering process at the time of manufacturing the final gear 10.
  • the reference area So is, for example, a depth of 30% when the depth from the portion corresponding to the tooth surface of the gear-shaped sintered sample to the tensile stress generated by the load accompanying torque transmission is 100%.
  • the horizontal is 1.33 times the vertical, and the vertical dimension is multiplied by the horizontal dimension.
  • the predicted volume V is 30% when the depth until the tensile stress is applied in the depth direction from the tooth surface equivalent part of the sintered sample is 100%, and the tensile volume is within the tooth surface.
  • the volume is within the range where stress acts (particularly near the tooth root). For example, the number of inspections n is 32.
  • Fine powder can be obtained by sieving the iron-based powder using a sieve having an opening slightly smaller than ⁇ area max determined in this way, and collecting the fine powder that has passed through this sieve.
  • Mesh sieve so are stepwise standardized by JIS Z8801, less than ⁇ area max, and preferably for collecting the fine powder using a sieve having a nearest mesh to ⁇ area max .
  • ⁇ area max is in the range of 30 ⁇ m to 70 ⁇ m, but in this range, the openings 32 ⁇ m, 38 ⁇ m, 45 ⁇ m, 53 ⁇ m, 63 ⁇ m are standardized. The powder will be collected.
  • the particle size of the fine powder to be blended is Since it is smaller than this ⁇ area max , theoretically, all fine powders are smaller than the coarse air holes estimated to be present in the iron-based sintered body, so the coarse air holes must be filled with fine powders reliably. Can do. As a result, the number of coarse air holes after sintering can be reduced, and the situation where the rough air holes become a stress concentration source and become the starting point of a crack can be reliably prevented.
  • the ⁇ area max value it is possible to easily determine the particle size of the fine powder that is suitable for eliminating the coarse pores. An advantage that is easy is also obtained.
  • the ⁇ area max of the iron-based sintered body is obtained afterwards, it is possible to accurately evaluate the superiority or inferiority of various sintered bodies from the magnitude relationship of the ⁇ area max even if the density is the same level. It becomes.
  • a coarse powder having an average particle size of 60 ⁇ m or more (preferably 70 ⁇ m or more and 130 ⁇ m or less, more preferably 80 ⁇ m or more and 110 ⁇ m or less) is used, and a fine powder having passed through a sieve having an opening of 32 ⁇ m to 68 ⁇ m is used. Therefore, it is possible to use a powder having a larger particle size than the coarse powder and fine powder used in Patent Document 2 (the coarse powder has an average particle size of 50 ⁇ m or less and the fine powder has an average particle size of 1 to 25 ⁇ m). Accordingly, the fluidity of the iron-based powder is improved, and the filling property into the cavity in the compression molding process is improved. In addition, an increase in material costs can be suppressed.
  • the partially diffused alloy steel powder is sieved with a sieve having an opening of 150 ⁇ m to 250 ⁇ m (for example, 180 ⁇ m), and the powder passing through the sieve is collected and used as a coarse powder (average particle size of about 90 ⁇ m to 100 ⁇ m). .
  • the same partially diffused alloy steel powder is sieved with a sieve having an opening of 32 ⁇ m, 45 ⁇ m, or 63 ⁇ m, and powders having a particle size of 32 ⁇ m or less, 45 ⁇ m or less, and 63 ⁇ m or less that have passed through the sieve are collected.
  • a sieve having an opening of 32 ⁇ m, 45 ⁇ m, or 63 ⁇ m and powders having a particle size of 32 ⁇ m or less, 45 ⁇ m or less, and 63 ⁇ m or less that have passed through the sieve are collected.
  • fine powders having respective particle sizes shown in Table 8 below are added at the blending ratio shown in the same table to prepare a plurality of types of mixed powders.
  • ethylene bisstearylamide Lithacrylate Japan Co., Ltd.
  • ACRAWAX C was used as a molding lubricant, and this was dispersed in an alcohol solvent (Solmix AP-7 manufactured by Japan Alcohol Sales Co., Ltd.) while applying heat. It mixes with each of a plurality of types of mixed powders, volatilizes the alcohol solvent, and uniformly coats the iron-based powder with the molding lubricant.
  • graphite powder TIMREX F-10 manufactured by TIMCAL
  • TIMREX F-10 manufactured by TIMCAL
  • Each material powder is compression-molded at a pressure of 1176 MPa to produce a ring-shaped green compact having an outer diameter of ⁇ 23.2 mm, an inner diameter of ⁇ 16.4 mm, and an axial dimension of 7 mm.
  • the mold and the raw material powder are heated to 120 ° C.
  • the outer periphery and the inner periphery of the mold are sprayed with the alcohol-based solvent in which the molding lubricant is dispersed, and a lubricant film is formed on the surface to perform mold lubrication molding.
  • this ring-shaped green compact is sintered in an argon gas atmosphere at a maximum temperature of 1300 ° C. and a maximum temperature holding time of 200 minutes, thereby obtaining test pieces of Examples 19 to 24 shown in Table 8 below. .
  • Comparative Example 15 was obtained by sintering a raw material powder consisting of only the same coarse powder as in the example and a raw material powder consisting of only the same fine powder (particle size of 32 ⁇ m or less) as in the example. And it was set as Comparative Example 16.
  • a mixed powder of a coarse powder and a fine powder (particle size of 32 ⁇ m or less) is used as an iron-based powder, while a reduced amount (2 wt%) of the fine powder is used as Comparative Example 17, A larger amount (30 wt%) was used as Comparative Example 18.
  • Comparative Example 19 was obtained by using a mixed powder of a coarse powder and a fine powder as the iron-based powder and increasing the particle diameter of the fine powder (particle diameter of 63 ⁇ m or less).
  • the raw material powder preparation procedure, compression molding conditions, sintering conditions, and the like in each comparative example are the same as those in Examples 19 to 24.
  • Comparative Example 15 corresponds to the sintered sample formed only of the coarse powder without including the fine powder.
  • the ⁇ area max value was determined by the procedure described above, and a result of 60 ⁇ m was obtained. Therefore, the particle size of the fine powder used in Examples 19 to 24 is lower than the ⁇ area max value of the sintered sample (Comparative Example 15), but the particle size of the fine powder used in Comparative Example 19 is ⁇ area max. It will exceed the value.
  • the sintered density (true density) was measured for each of the sintered test pieces of Examples 19 to 24 and Comparative Examples 16 to 19, and the ⁇ area max value was determined.
  • the sintered density is measured in accordance with JISZ2501.
  • the procedure for obtaining the ⁇ area max value is the same as the procedure already described.
  • the reference area So was set to 0.39 mm 2
  • the number of inspections n was set to 32 times
  • the predicted volume V was set to 200 mm 3 .
  • the reference area So is a dimension of 0.54 mm from the inner surface of the test piece, which is 30% of the length when the depth at which the tensile stress extends in the depth direction from the surface layer of the test piece is 100%.
  • the reference area So is obtained by multiplying the vertical dimension and the horizontal dimension as a dimension of 0.74 mm which is 1.33 times the vertical dimension.
  • the predicted volume V is a 30% region when the depth of the tensile stress in the depth direction from the surface layer of the test piece is 100%, and is an area of a cylindrical region of 0.53 mm from the inner surface of the test piece, It is obtained by multiplying the axial dimension of 7 mm.
  • the sintered density and ⁇ area max in the sintered test pieces of Examples 19 to 24 and Comparative Examples 15 to 19 are shown in Table 8 below.
  • the evaluation criteria for the sintered density and ⁇ area max value in Table 8 are as shown in Table 9 and Table 10.
  • the ⁇ area max value of the test piece is less than 60 ⁇ m, preferably less than 50 ⁇ m, more preferably less than 40 ⁇ m.
  • the numerical values (32 ⁇ m, 45 ⁇ m, 63 ⁇ m) in the “fine powder particle size” column of Table 8 are fine powders obtained by passing through a sieve having an opening of 32 ⁇ m, 45 ⁇ m, or 63 ⁇ m, respectively. It represents.
  • Example 21 Example 24, and Comparative Example 19 in Table 8, the fine powder having a particle size smaller than the ⁇ area max value of the sintered sample (Comparative Example 15) is used as the particle size of the fine powder.
  • Comparative Example 15 the fine powder having a particle size smaller than the ⁇ area max value of the sintered sample.
  • the coarse pores are smaller than those in Comparative Example 19 using fine powder having a particle size larger than this. Therefore, it is necessary to use a fine powder having a particle size smaller than ⁇ area max of the sintered sample.
  • at least the maximum particle size of the fine powder is less than 60 ⁇ m, it is considered that a certain effect is observed in reducing the ⁇ area max value of the iron-based sintered body.
  • the maximum particle size of the fine powder is made smaller (preferably the maximum particle size is less than 50 ⁇ m, more preferably less than 40 ⁇ m), the ⁇ area max value of the iron-based sintered body can be made smaller, The strength of the machined machine parts can be further increased. Further, from comparison between Examples 19 to 23 and Comparative Examples 17 and 18, it was found that the blending ratio of the fine powder in the raw material powder is preferably 5 to 20 wt% (preferably 8 to 15 wt%).
  • the depth to which the tensile stress (especially the maximum tensile stress) due to torque transmission extends from the tooth surface 1a in the depth direction is calculated to calculate the reference area So or
  • the predicted volume V is set and the ⁇ area max value is obtained.
  • the case where the entire mechanical part such as the gear 10 is formed of an iron-based sintered body having the same composition has been exemplified.
  • a part of the mechanical part is made of other materials. The same can be applied to such cases.
  • the gear 10 shown in FIG. 3 is used as an idle gear, in order to improve the slidability with the shaft, the inner diameter side portion is configured with a low friction sleeve from the broken line shown in FIG.
  • the sleeve is fixed to and integrated with the gear body on the outer diameter side, but in this case, the present invention can be applied to the gear body excluding the sleeve on the inner diameter side.
  • the present invention can be applied not only to the gear 10 but also to various parts such as a cam, a planetary carrier, a sprocket, a clutch member, etc. as long as it is a mechanical part that requires strength.
  • the reference area So and the predicted volume V are set, and the ⁇ area max value is evaluated.

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Abstract

　本発明の焼結機械部品は、鉄系の部分拡散合金鋼粉を含む原料粉末を成形および焼結してなる鉄系焼結体で形成される。前記鉄系焼結体中の炭素の割合は０．３５ｗｔ％以下である。前記鉄系焼結体の密度は７．５５ｇ／ｃｍ３以上である。前記鉄系焼結体の表面から所定深さの表層内に設定された推定対象領域における推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxは２００μｍ以下である。

Description

焼結機械部品及びその製造方法
　本発明は、焼結機械部品及びその製造方法に関する。
　焼結体は、金属粉末や黒鉛粉末を含む原料粉末を金型に充填して圧縮成形した後、所定の温度で焼結することにより得られる。そのため、最終製品により近い状態を得るネットシェイプ成形もしくはニアネットシェイプ成形が可能となる。また、溶製材を切削加工する場合と比較して、材料歩留まりの向上や加工工数の削減による低コスト化を図ることもできる。焼結体の中でも特に鉄系焼結体は、機械的性質が優れていることから、自動車部品や産業機械といった様々な分野で使用される機械部品として幅広く採用されている。
　ところで焼結体の内部には多くの空孔が残存している。この空孔は、応力集中源となって溶製材におけるき裂のように振る舞うため、引張・圧縮・曲げ強さや衝撃強さ、疲労強さ等各種の強度が低下する要因となる。この問題を解消するには、焼結体の密度を上げて空孔率を低減させるのが有効であり、かかる観点から従来から種々の試みが行われている。
　例えば、特許文献１には、原料粉末に対して、圧縮成形工程と焼結工程とを交互に二回ずつ施すことで、焼結体の高密度化を図る技術が示されている。
　特許文献２には、粗大粉末を有する金属粉末を用い、ショットピーニング等の表面緻密化処理を施すことで焼結体の高密度化を図ることが記載されている。
　特許文献３には、焼結体の空孔の分散及び大きさを制御することで、疲労強度の向上を図ることが示されている。具体的には、焼結体の断面空孔数率を２０００個／ｍｍ２以上、最大空孔径を６０μｍ以下とすることで、疲労強度の向上を図っている。
　特許文献４には、粗粉末と微粉末とを含む原料粉末を使用することで焼結体の粗大気孔を縮小し、密度および強度の向上を図ることが記載されている。
特開平４－３３７００１号公報 特表２００７－５３７３５９号公報 特開平１０－３１７０９０号公報 特許第５１１３５５５号公報
　しかし、特許文献１に示されている方法では、工程数が多くなり、製造コストが高騰するという問題がある。
　一方、特許文献２に示されている方法によれば、特許文献１のような二段成形・二段焼結などのコストのかかる処理が不要となる。しかし、焼結後に表面緻密化処理を行っているため、工程数の増加によるコストアップが問題となると共に、焼結体部品のメリットであるネットシェイプ成形を活かすことができない。
　また、特許文献３のように、焼結体の断面に現れる空孔の大きさを制御しても、断面に現れない内部に粗大な空孔が存在する恐れがある。このような焼結体は、疲労強度が十分でない恐れがある。
　また、特許文献４では、粗粉末の平均粒径を５０μｍ以下、微粉末の平均粒径を２５μｍ以下としている。このような粗粉末および微粉末は、何れも粉末冶金の分野において通常使用される粉末粒径（１００μｍ程度が多い）よりも細かい粉末である。そのため、使用できる粉末種が限定され、材料コストの高騰が懸念される。
　本発明は、鉄系焼結金属からなる超高密度の機械部品において、優れた疲労強度を保証することを第１の目的とする。
　また、本発明は、破壊の起点となる粗大気孔を極力小さくした焼結機械部品を低コストに提供できるようにすることを第２の目的とする。
［第１の特徴］
　上記第１の目的を達成するためになされた本発明は、部分拡散合金鋼粉を含む原料粉末を成形および焼結してなる鉄系焼結体で形成され、炭素の割合が０．３５ｗｔ％以下であり、前記鉄系焼結体の密度が７．５５ｇ／ｃｍ３以上である焼結機械部品であって、表面から所定深さの表層内に設定された推定対象領域における推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxが２００μｍ以下であることを第１の特徴とする。
　上記のような焼結機械部品は、例えば、部分拡散合金鋼粉と０．３５ｗｔ％以下の黒鉛粉末とを混合して原料粉末を得る原料粉末準備工程と、前記原料粉末を圧縮成形して圧粉体を得る圧粉工程と、前記圧粉体を焼結して、密度が７．５５ｇ／ｃｍ３以上である鉄系焼結体を得る焼結工程とを含み、前記黒鉛粉末の質量基準における粒度分布の小径側からの累積質量が９０％になるときの粒径Ｄ９０が８μｍ以下である焼結機械部品の製造方法により製造することができる。尚、粒径Ｄ９０とは、質量基準における粒度分布の小径側からの累積質量が９０％になるときの粒径のことを意味する（以下同様）。
　上記のように、本発明では、合金鋼粉として、鋼粉に合金成分を拡散接合させた部分拡散合金鋼粉を用いている。合金鋼粉は、鉄粉と合金成分（例えばＮｉ等）とを完全に合金化させた完全合金鋼粉と比べて硬さが低いため、部分拡散合金鋼粉を用いることで成形性が向上し、密度を高めることができる。
　ところで、原料粉末の圧縮成形体（圧粉体）を焼結すると、原料粉末に配合される黒鉛粉末は合金鋼粉内に固溶するため、黒鉛粉末があった場所が空孔となる。通常、黒鉛粉末は、合金鋼粉と比べて粒子が微細であるため、上記のような黒鉛粉末の固溶に伴う空孔は微細なものである。従って、密度がそれほど高くない鉄系焼結体では、上記のような黒鉛粉末の固溶に伴う空孔の影響は小さく、その影響は考慮されていなかった。しかし、本発明者らの検証によると、焼結体を高密度化すると内部空孔が非常に少なくなるため、黒鉛の固溶に伴って生じる空孔を無視できなくなり、黒鉛粉末の配合割合が焼結体の密度に大きく影響することが明らかとなった。そこで、本発明では、部分拡散合金鋼粉を用いて焼結体の高密度化を図ると共に、原料粉末中の黒鉛粉末の配合割合を低く抑えることで、さらなる高密度を可能とした。具体的には、焼結機械部品に含まれる炭素の割合（原料粉末中の黒鉛粉末の配合量とほぼ同等）を０．３５ｗｔ％以下とした。これにより、高コストな方法を用いることなく、焼結体の密度を７．５５ｇ／ｃｍ３以上の超高密度まで高めることができる。
　さらに、本発明では、上記のように、焼結機械部品の表面から所定深さの表層内に設定された推定対象領域において、断面に現れた空孔の大きさから内部の空孔の大きさを推定する推定最大包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxを２００μｍ以下とした。これにより、焼結体の表層の内部に、応力集中源となる粗大な空孔がほとんど形成されていないことが保証され、焼結機械部品の優れた疲労強度が保証される。
　上記の焼結機械部品は、Ｎｉを１．５～２．２ｗｔ％、Ｍｏを０．５～１．１ｗｔ％含み、残部がＦｅ、前記炭素、及び不可避不純物からなる組成とすることが好ましい。例えば、Ｆｅ-Ｍｏ合金の周囲にＮｉを拡散付着させ、Ｎｉを１．５～２．２ｗｔ％、Ｍｏを０．５～１．１ｗｔ％含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる部分拡散合金鋼粉を用いることで、上記のような組成の焼結機械部品を得ることができる。
　黒鉛粉末の固溶に伴う空孔の影響を抑えるためには、黒鉛粉末の配合割合を抑えるだけでなく、粒径を小さくすることが有効である。具体的には、黒鉛粉末の粒径Ｄ９０を８μｍ以下とすることが好ましい。尚、粉末の粒径は、レーザ回折・散乱法を用いて測定される。この測定方法は、粒子に光を照射したときに、散乱される散乱光量およびパターンが粒径によって異なることを利用したものである。
　上記の焼結機械部品によれば、焼結工程後の再圧縮工程（例えばサイジング工程）を施すことなく、密度を７．５５ｇ／ｃｍ３以上まで高めることが可能となる。
　上記の焼結機械部品を製造する際、焼結工程の後に浸炭窒化処理を施せば、疲労強度をさらに高めることができる。
［第２の特徴］
　また、上記第２の目的を達成するために、本発明は、荷重が負荷される荷重負荷面を有する焼結機械部品であって、平均粒径６０μｍ以上の鉄系の粗粉末と、この粗粉末で形成された焼結試料の推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxを下回る粒径の鉄系の微粉末とを含む原料粉末を成形および焼結してなる鉄系焼結体で形成され、前記原料粉末における微粉末の配合量が５～２０ｗｔ％、前記鉄系焼結体の焼結密度が７．６ｇ／ｃｍ3以上であり、前記√ａｒｅａmaxを、前記焼結試料の荷重負荷面相当部分から、前記荷重による応力が及ぶ深さを１００％とした時の３０％の深さに至るまでの領域を予測体積として求めたことを第２の特徴とする。
　このように鉄系粉末として粗粉末と微粉末を使用することで、粗粉末の粒子間に微粉末が充填され易くなる。そのため、焼結後の鉄系焼結体中に残存する気孔を小さくして焼結機械部品を高密度化することができ、粗大気孔を起点としたき裂の進展、さらにはそれによる焼結機械部品の破壊・損傷を抑制することが可能となる。また、添加すべき鉄系の微粉末の粒径を、粗粉末で形成された焼結試料の√ａｒｅａmax値よりも小さくしているので、理論上は鉄系焼結体に存在すると推定される多数の粗大気孔よりも微粉末の粒径が小さくなる。そのため、粗大気孔の全てを微粉末で充足することが可能となる。従って、焼結後の粗大気孔の発生を確実に防止し、焼結機械部品の強度アップを図ることができる。また、粗大気孔を消失させるのに適合する微粉末の粒径を容易に判断することが可能となり、原料粉末準備工程で準備すべき粉末の選択が容易なものとなる。
　また、使用する粗粉末および微粉末の双方の粒径を、特許文献２で使用される粗粉末および微粉末よりも大きくすることができる。従って、鉄系粉末の流動性が良好となって圧縮成形工程でのキャビティへの充填性が向上する。また材料コストの高騰も抑制することができる。
　粗粉末としては部分拡散合金鋼粉を使用することができる。この部分拡散合金鋼粉としては、例えばＦｅ－Ｎｉ－Ｍｏ系を使用するのが好ましい。
　微粉末としては、粗粉末と同じ鉄系粉末、または粗粉末と異なる鉄系粉末を使用することができる。
　以上のように、本発明の第１の特徴によれば、鉄系焼結金属からなる超高密度の機械部品において、優れた疲労強度を保証することができる。
　また、本発明の第２の特徴によれば、鉄系焼結体における粗大気孔の発生を低コストに抑制することができる。このように応力集中源となってき裂の起点となり得る粗大気孔が減少することから、低コストで高強度の焼結機械部品を提供することが可能となる。
左側の図は、リング圧縮疲労強さ試験に用いる試験片の側面図であり、右側の図は同断面図である。 推定最大空孔包絡面積の算出にあたり、試験片を切断した状態を示す斜視図である。 機械部品の一例であるギヤを示す正面図である。 実施例２１の試験片の顕微鏡写真である。 比較例１５の試験片の顕微鏡写真である。
　以下、本発明の第１の特徴に主眼を置いた実施形態を説明する。
　本発明の実施形態に係る焼結機械部品は、鉄系焼結体で形成される。この焼結機械部品は、以下に示す原料粉末準備工程、圧縮成形工程、焼結工程、及び熱処理工程を経て製造される。
　原料粉末準備工程では、合金鋼粉、黒鉛粉末、及び潤滑剤を所定の割合で混合して原料粉末が作製される。
　合金鋼粉は、各粒子がＦｅと他の金属（合金成分）とを含むものである。合金成分としては、例えばＮｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｒのうちの一種あるいは複数種の金属が使用できる。本実施形態では、合金成分としてＮｉ及びＭｏを含み、残部をＦｅ及び不可避不純物とした合金鋼粉が使用される。Ｎｉは焼結体の機械的性質を強化し、熱処理後の焼結体の靭性を向上させる効果がある。また、Ｍｏは焼結体の機械的性質を強化し、熱処理時の焼入れ性を向上させる効果がある。合金鋼粉は、予め目開き２５０μｍの篩通しを行い、分級しておくことが望ましい。
　合金鋼粉としては、鋼粉の周囲に合金成分を拡散付着させた部分拡散合金鋼粉が使用される。本実施形態では、Ｆｅ-Ｍｏ合金の周囲にＮｉを拡散付着させた部分拡散合金鋼粉が使用される。このように、Ｆｅ合金にＮｉ等の金属を拡散付着させることで、ＦｅとＮｉとを完全に合金化した鋼粉と比べて、焼結前の合金鋼粉の硬さが抑えられるため、圧縮成形時の成形性が確保される。その結果、比較的多量のＮｉを配合することが可能となる。具体的に、本実施形態の部分拡散合金鋼粉におけるＮｉの配合割合は、１．５～２．２ｗｔ％、好ましくは１．７～２．２ｗｔ％とされる。一方、Ｍｏは、多量に添加してもその効果は飽和して、かえって成形性を悪化させる原因となる。このため、部分拡散合金鋼粉におけるＭｏの配合割合は、０．５～１．１ｗｔ％、好ましくは０．８～１．１ｗｔ％、より好ましくは０．９～１．１ｗｔ％とされる。
　黒鉛粉末は、例えば人造黒鉛が使用される。黒鉛粉末は、粒径Ｄ９０が８μｍ以下のものが使用され、好ましくは６μｍ以下、より好ましくは４μｍ以下のものが使用される。また、黒鉛粉末の粒径Ｄ９０は、２μｍ以上、好ましくは３μｍ以上のものが使用される。黒鉛粉末の配合割合は、原料粉末全体に対して０．３５ｗｔ％以下、好ましくは０．３ｗｔ％以下、より好ましくは０．２５ｗｔ％以下とされる。また、黒鉛粉末の配合割合は、原料粉末全体に対して０．０５ｗｔ％以上、好ましくは０．１ｗｔ％以上、より好ましくは０．１５ｗｔ％以上とされる。
　潤滑剤は、原料粉末を圧縮成形する際の金型と粉末間または粉末同士の摩擦を低減させる目的で添加される。潤滑剤としては、金属せっけんやアミドワックス等が使用され、例えばエチレンビスステアリルアミド（ＥＢＳ）が使用される。
　圧縮成形工程では、上記の原料粉末を金型のキャビティに投入して圧縮成形することにより、所定形状の圧粉体が形成される。このとき、成形時の温度は室温以上、潤滑剤の融点以下であることが好ましい。特に、潤滑剤の融点よりも１０～２０℃低い温度で成形すると、粉末の降伏強度を低下させ、圧縮性が高められるため、成形密度を高めることができる。また、必要であれば、金型表面に、摩擦低減のための被膜（ＤＬＣ被膜など）をコーティングしてもよい。
　成形圧力を高くすると、圧粉体の密度を高くすることができる。一方、成形圧力が高すぎると、圧粉体の内部に密度ムラによるラミネーション（層状剥離）や金型の破損などが生じる。本実施形態では、１１５０～１３５０ＭＰａ程度の成形圧力で圧縮成形工程が行われ、圧粉体の密度が７．４ｇ／ｃｍ３以上とされる。
　次に、焼結工程では、圧粉体を所定の焼結温度で焼結する。焼結温度は、例えば１１００～１３５０℃の範囲内で設定される。焼結工程は、不活性雰囲気化で行われ、例えば窒素と水素の混合ガスやアルゴンガスなどの雰囲気下で行われる。圧粉体を焼結することにより、圧粉体中の黒鉛粉末が合金鋼粉内に固溶し、黒鉛粉末があった部分が空孔となる。これと共に、合金鋼粉が焼結結合することにより圧粉体全体が収縮する。その結果、黒鉛粉末の固溶による密度低下より、圧粉体の収縮による密度上昇の効果が上回り、焼結体の密度が圧粉体の密度よりも高くなる。焼結体の密度は、７．５５ｇ／ｃｍ３以上、好ましくは７．６ｇ／ｃｍ３以上とされる。
　上記の焼結工程の後、再圧縮工程を施すことなく、焼結体に表面処理が施される。本実施形態では、焼結体に、浸炭焼入れ焼き戻し処理が施される。これにより、表面の硬度が高められると共に、内部の靭性が確保されるため、き裂の進展が抑制される。表面処理としては、上記の浸炭焼き入れ焼き戻しに限らず、ズブ焼き入れ焼き戻し、高周波焼き入れ焼き戻し、浸炭窒化、真空浸炭などの各種熱処理や、窒化、軟窒化、浸硫、ダイヤモンドライクカーボン（ＤＬＣ）をはじめとする硬質皮膜や樹脂皮膜の形成、各種メッキ、黒染めやスチーム処理をはじめとする防錆処理などの各種表面改質が適用可能であり、これらのうち複数種を組み合わせることも可能である。浸炭窒化処理を施す場合、窒化層深さは、後述する表面から所定深さの表層の５％以上、好ましくは２０％以上とされる。以上により、本発明の実施形態に係る焼結機械部品が完成する。
　上記の焼結機械部品は、例えばギヤ（図３参照）やカムとして使用できる。この焼結機械部品は、Ｎｉを１．５～２．２ｗｔ％、Ｍｏを０．５～１．１ｗｔ％、炭素を０．０５～０．３５ｗｔ％含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。この焼結機械部品は、内部硬さが３００～５００ＨＶ（好ましくは４００～５００ＨＶ）、圧環強さが１６００ＭＰａ以上（好ましくは１７５０ＭＰａ以上、より好ましくは１９００ＭＰａ以上）、リング圧縮疲労強さ２９０ＭＰａ以上（好ましくは３１５ＭＰａ以上、より好ましくは３４０ＭＰａ以上）とされる。
　上記の焼結機械部品は、表面から所定深さの表層内に設定された推定対象領域における推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxが、２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下とされる（√ａｒｅａmaxの算出方法は後述する）。表層は、例えば、焼結機械部品の表面に荷重を加えたときに引張応力が及ぶ領域の表面からの深さを１００％としたとき、前記表面から深さ３０％の範囲とされる。例えば、焼結機械部品がギヤの場合は歯面から、また、焼結機械部品がカムの場合はカム面（カムフォロアとの接触面）から深さ方向で引張応力が及ぶ領域の歯面あるいはカム面からの深さを計算し、当該深さを１００％としたときの歯面あるいはカム面から深さ３０％の領域を表層とする。ギヤの場合の具体例として、例えば、歯面から、ピッチ円半径の１０％の値の深さまでの領域を表層とする。また、カムの場合の具体例として、例えば、カム面から、カム有効半径の１０％の値の深さまでの領域を表層とする。この表層内に設定された推定対象領域における推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxが上記範囲とされる。
　本発明は、上記の実施形態に限らず、例えば、焼結工程の後に再圧縮工程（例えばサイジング工程）を施してもよい。
　本発明の第１の特徴による効果を確認するために、以下に示す評価試験を行った。尚、以下の試験では、部分拡散合金鋼粉として、ＪＦＥスチール株式会社製のシグマロイ２０１０を用いた。潤滑剤としては、ロンザジャパン株式会社製のＡＣＲＡＷＡＸ　Ｃを０．５ｗｔ％添加した。黒鉛粉末としては、人造黒鉛を用いた。これらを混合した原料粉末を用いて、圧縮成形工程、焼結工程、および熱処理工程を経て、試験片を作製した。試験片は、外径φ２３．２ｍｍ、内径φ１６．４ｍｍ、軸方向寸法７ｍｍの円筒形状とした。圧縮成形工程は室温で行った。焼結工程は、窒素及び水素雰囲気のトレイプッシャ炉で、１２５０℃×１５０ｍｉｎ行った。熱処理工程は、８８０℃×４０ｍｉｎの条件で浸炭処理を施した後、８４０℃で焼き入れし、１８０℃×６０ｍｉｎの条件で焼き戻しを行った。尚、以下の説明では、熱処理前の焼結体を「ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品」、熱処理後の焼結体を「浸炭品」と言う。
　以下の各試験において、焼結密度の測定方法はＪＩＳ　Ｚ２５０１、圧環強さの測定方法はＪＩＳ　Ｚ２５０７にそれぞれ則った。圧環強さの試験条件は、０．５ｍｍ／ｍｉｎのストローク制御で行った。
　リング圧縮疲労強さは、以下の方法で測定した。図１に示すように、円筒状の試験片の半径（厚さ中心までの半径）をＲ、厚さをｈ、軸方向寸法をｄとし、試験片に対して、直径方向の繰り返し荷重Ｗを試験片が破損するまで加える。繰り返し荷重Ｗの極大値と極小値との比は０．１とされる。繰り返し荷重Ｗを１×１０７回加え続けても破損が生じなかったときの最大引張応力σｍａｘが、当該試験片のリング圧縮疲労強さとなる。尚、最大引張応力σｍａｘは、下記の式１で定義される。式１のうち、Ａは試験片の断面積で、Ａ＝ｄ・ｈで表される。最大曲げモーメントＭは、Ｍ＝０．３１８ＷＲで表される。断面係数κは、下記の式２で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　以下に、√ａｒｅａmax値の推定手法の詳細を説明する。
　まず、焼結体の空孔の極値分布が二重指数分布に従うとする。これにより、極値統計を用いた空孔包絡面積の最大値の推定を行う。具体的には以下の手順を経て、推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxが算出される。
　鏡面研磨を施した試験片について顕微鏡観察を行い、定めた基準面積Ｓｏ（ｍｍ2）のｙ領域の画像を取得する。得られた画像について画像解析ソフトを用いて二値化し、空孔の包絡面積を解析する。得られた包絡面積のうち最も大きなものを基準面積Ｓｏ中の最大空孔包絡面積とし、その平方根をその領域における√ａｒｅａmaxとする。この測定を、検査領域を変えてｎ回繰り返す。
　測定したｎ個の√ａｒｅａmaxを小さいものから順に並べ、それぞれ√ａｒｅａmax,j（ｊ＝１～ｎ）とする。（式３参照）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　それぞれのｊ（ｊ＝１～ｎ）について、式４で表される累積分布関数Ｆj（％）および式５で表される基準化変数ｙjを計算する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　極値確率用紙の座標横軸に√ａｒｅａmaxを取り、上記結果をプロットして極値分布を得る。（極値確率用紙の縦軸はＦもしくはｙを取っている）
　最小二乗法による近似直線を極値分布に対して外挿し、式６で表されるａおよびｂを得る。ただし、ｙは式７で表される基準化変数、Ｔは式８で表される再帰期間、Ｖは推定対象領域の体積（予測体積：ｍｍ3）、Ｖ0は式９で表される基準体積（ｍｍ3）、ｈは式１０で表される測定した√ａｒｅａmax,jの平均値（ｍｍ）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　極値確率用紙の縦軸であるＦ目盛の１０～８５％におけるプロット点が近似直線状に乗ることを確認する。これにより、得られた極値分布が二重指数分布に従うことを確認できる。式８に推定対象領域の体積Ｖ（予測体積）を代入し、再帰期間Ｔと得られた極値分布が交わる点が推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxである。
　本実施形態では、基準面積Ｓ０を０．３９ｍｍ２、検査回数ｎを３２回、推定対象領域の体積Ｖを２００ｍｍ３とした。表層３は、試験片１の内周面から深さ０．５４ｍｍの領域とした。基準面積は、半径方向寸法を試験片１の内周面から０．５４ｍｍ、軸方向寸法を０．７４ｍｍとした。推定対象領域は、試験片１の内周面から０．５４ｍｍの円筒領域であり、軸方向寸法を７ｍｍとした。
　焼結密度の評価基準は、７．５５ｇ／ｃｍ３未満のときは×、７．５５～７．６０ｇ／ｃｍ３のときは○、７．６０ｇ／ｃｍ３以上のときは◎とした。圧環強さの評価基準は、１６００ＭＰａ未満のときは×、１６００～１７５０ＭＰａのときは△、１７５０～１９００ＭＰａのときは○、１９００ＭＰａ以上の時は◎とした。リング圧縮疲労強さの評価基準は、２９０ＭＰａ未満の時は×、２９０～３１５ＭＰａの時は△、３１５～３４０ＭＰａの時は○、３４０ＭＰａの時は◎とした。推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxの評価基準は、１００μｍ未満の時は◎、１００～１５０μｍの時は○、１５０～２００μｍの時は△、２００μｍを超えた時は×とした。
（１）炭素の添加量について
　炭素の添加量について調査した。具体的には、Ｎｉを２．０ｗｔ％、Ｍｏを１．０ｗｔ％含む部分拡散合金鋼粉と、粒径Ｄ９０が６．０μｍの黒鉛粉末とを混合し、黒鉛粉末の添加量を０～０．４ｗｔ％の範囲で異ならせた複数種の原料粉末を用意した。各原料粉末を、１２００ＭＰａで成形した後、焼結し、さらに浸炭熱処理を施すことで、複数種の試験片を作製した。こうして得られた各試験片の焼結密度（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）、圧環強さ（浸炭品）、及びリング圧縮疲労強さ（浸炭品）を測定した。その結果を以下の表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表１に示すように、実施例１～３は、７．５５ｇ／ｃｍ３の密度を有し、且つ、優れた圧環強さ及び疲労強さを示した。このことから、黒鉛粉末の添加量は０．０５～０．３５ｗｔ％、好ましくは０．１～０．３ｗｔ％、より好ましくは０．１５～０．２５ｗｔ％とすることが望ましいことが明らかになった。
（２）黒鉛粉末の粒径について
　原料粉末に添加する黒鉛粉末の粒径について調査した。具体的には、Ｎｉを２．０ｗｔ％、Ｍｏを１．０ｗｔ％含む部分拡散合金鋼粉と、０．２ｗｔ％の黒鉛粉末とを混合し、黒鉛粉末の粒径Ｄ９０を４．０～２５．０μｍの範囲で異ならせた複数種の原料粉末を用意した。各原料粉末を、１２００ＭＰａで成形した後、焼結し、さらに浸炭熱処理を施すことで複数種の試験片を作製した。こうして得られた各試験片の焼結密度（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）、圧環強さ（浸炭品）、及びリング圧縮疲労強さ（浸炭品）を測定した。その結果を以下の表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表２に示すように、実施例４及び５は、７．５５ｇ／ｃｍ３の密度を有している。このことから、黒鉛粉末の粒径Ｄ９０は、８μｍ以下、好ましくは６μｍ以下、より好ましくは４μｍ以下とすることが望ましいことが明らかになった。
（３）圧縮成形時の成形圧力について
　圧縮成形工程における成形圧力について調査した。具体的には、Ｎｉを２．０ｗｔ％、Ｍｏを１．０ｗｔ％含む部分拡散合金鋼粉に、粒径Ｄ９０が６．０μｍの黒鉛粉末を０．２ｗｔ％配合した原料粉末を、成形圧力を１０００～１４００ＭＰａの範囲で変化させて圧縮成形して複数種の圧粉体を成形し、各圧粉体に焼結、浸炭熱処理を施すことで、複数種の試験片を作製した。こうして得られた各試験片の焼結密度（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）、推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmax（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）、圧環強さ（浸炭品）、及びリング圧縮疲労強さ（浸炭品）を測定した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　表３に示すように、実施例６及び７は、７．５５ｇ／ｃｍ３の密度を有し、且つ、優れた機械的性質（圧環強さ及び疲労強さ）を示した。このことから、成形圧力は、１１５０～１３５０ＭＰａの範囲とすることが好ましいことが明らかになった。尚、比較例７は、圧縮成形時に試験片にクラックが生じたため測定ができなかった。
（４）部分拡散合金鋼粉の分級について
　部分拡散合金鋼粉中の粗大粒子を除去することによる効果について調査した。具体的には、Ｎｉを２．０ｗｔ％、Ｍｏを１．０ｗｔ％含む部分拡散合金鋼粉を、目開きが１０６、１８０、２５０μｍの篩に通し、分級度の異なる複数種の部分拡散合金鋼粉を得た。各種の部分拡散合金鋼粉に、粒径Ｄ９０が６．０μｍの黒鉛粉末を０．２ｗｔ％配合した原料粉末を、１２００ＭＰａで圧縮成形した後、焼結、浸炭熱処理を施すことで、複数種の試験片を作製した。こうして得られた各試験片の焼結密度（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）、推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmax（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）、圧環強さ（浸炭品）、及びリング圧縮疲労強
さ（浸炭品）を測定した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　表４に示すように、実施例８～１０は、７．５５ｇ／ｃｍ３の密度を有し、且つ、比較例よりも優れた機械的性質（圧環強さ及び疲労強さ）を示した。このことから、部分拡散合金鋼粉は、目開き２５０μｍ以下、好ましくは目開き１８０μｍ以下、より好ましくは目開き１０６μｍ以下の篩を通すことが望ましいことが明らかになった。
　また、表３及び表４に示すように、機械的性質に優れた実施例６～１０は、何れも推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxが２００μｍ以下となっている。このことから、推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxは、２００μｍ以下、好ましくは１５０μ以下、より好ましくは１００μｍ以下とすることが望ましいことが明らかになった。
（５）Ｎｉの添加量について
　合金鋼粉中のＮｉの添加量について調査した。具体的には、Ｍｏ添加量を１．０ｗｔ％とし、Ｎｉ添加量を変化させた複数種の部分拡散合金鋼粉を用意し、各種の部分拡散合金鋼粉に、粒径Ｄ９０が６．０μｍの人造黒鉛を０．２ｗｔ％配合した原料粉末を、１２００ＭＰａで圧縮成形し、焼結、浸炭熱処理を施して、複数種の試験片を作製した。こうして得られた各試験片の焼結密度（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）及び圧環強さ（浸炭品）を測定した。その結果を以下の表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　表５に示すように、実施例１１～１３は、７．５５ｇ／ｃｍ３の密度を有し、且つ、優れた圧環強さを示した。このことから、Ｎｉの添加量は１．５～２．２ｗｔ％程度とすることが望ましいことが明らかになった。
（６）Ｍｏの添加量について
　合金鋼粉中のＭｏの添加量について調査した。具体的に、Ｎｉ添加量を２．０ｗｔ％とし、Ｍｏ添加量を変化させた複数種の部分拡散合金鋼粉を用意し、各種の部分拡散合金鋼粉に、粒径Ｄ９０が６．０μｍの黒鉛粉末を０．２ｗｔ％配合した原料粉末を、１２００ＭＰａで圧縮成形し、焼結、浸炭熱処理を施して、複数種の試験片を作製した。こうして得られた各試験片の焼結密度（ａｓ－ｓｉｎｔｅｒ品）及び圧環強さ（浸炭品）を測定した。その結果を以下の表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　表６に示すように、実施例１４～１６は、７．５５ｇ／ｃｍ３の密度を有し、且つ、優れた圧環強さを示した。このことから、Ｍｏの添加量は０．５～１．１ｗｔ％、好ましくは０．８～１．１ｗｔ％程度とすることが望ましいことが明らかになった。
（７）浸炭窒化処理について
　浸炭窒化処理の効果について調査した。具体的には、Ｎｉを２．０ｗｔ％、Ｍｏを１．０ｗｔ％含む部分拡散合金鋼粉と、粒径Ｄ９０が６．８μｍの黒鉛粉末とを混合し、各原料粉末を１１７６ＭＰａで成形した後、焼結し、さらに浸炭窒化処理を施して窒化層の深さを０～０．５ｍｍの範囲で異ならせた複数種の試験片を作製した。こうして得られた試験片のリング圧縮疲労強さを測定した。その結果を以下の表７に示す。尚、浸炭窒化処理におけるリング圧縮疲労強さの評価基準は、３４０～４００ＭＰａの時は△、４００～５００ＭＰａの時は○、５００ＭＰａ以上の時は◎とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　表７に示すように、実施例１７、１８は優れたリング圧縮疲労強さを示した。このことから、窒素が０．０５ｗｔ％以上存在する窒化層の深さは、試験片に荷重を加えたときに引張応力が及ぶ領域の表面からの深さを１００％としたとき、表面から深さ５％以上とすることが好ましく、２０％以上とすることがより好ましいことが明らかになった。
　次に、本発明の第２の特徴に主眼を置いた実施形態を説明する。
　図３に、焼結機械部品の一例としてギヤ１０を示す。ギヤ１０は、トルク伝達を行う荷重負荷面としての複数の歯面１０ａを有する。ギヤ１０の内周面１０ｂに軸が固定され、もしくは軸が回転自在に嵌合される。
　本実施形態のギヤ１０は鉄系焼結体で形成される。このギヤ１０は、原料粉末を調製する原料粉末準備工程、原料粉末を圧縮成形して圧粉体を形成する圧縮成形工程、および圧粉体を焼結温度以上で加熱することによって焼結する焼結工程、および表面処理工程を経て製造される。
　［原料粉末準備工程］
　原料粉末準備工程では、鉄系粉末と、炭素固溶源としての炭素粉末と、成形時の潤滑を担う成形用潤滑剤とを含む原料粉末が製造される。
　ここでいう鉄系粉末の代表例として、ＦｅとＦｅに合金化させた他の金属（合金成分）とを含む低合金鋼粉を挙げることができる。低合金鋼粉の合金成分としては、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｃｒの内の一種あるいは複数種の金属を使用することができ、例えば合金成分としてＮｉ及びＭｏを含み、残部をＦｅ及び不可避的不純物とした低合金鋼粉が使用可能である。Ｎｉは焼結体の機械的性質を強化し、熱処理後の焼結体の靱性を向上させる効果がある。また、Ｍｏは焼結体の機械的性質を強化し、熱処理時の焼入れ性を向上させる効果がある。鉄系粉末としては、低合金鋼粉以外にも、純鉄粉、ステンレス鋼粉、ハイス鋼粉等を使用することもできる。
　低合金鋼粉の具体例として、ＮｉおよびＭｏを含み、残部をＦｅ及び不可避的不純物としたＦｅ-Ｎｉ-Ｍｏ系の部分拡散合金鋼粉を使用するのが好ましい。この部分拡散合金鋼粉は、Ｆｅ－Ｍｏ合金の周囲にＮｉを拡散接合させたものである。このように、Ｆｅ合金にＮｉ等の金属を拡散付着させることで、ＦｅとＮｉとを完全に合金化した鋼粉（プレアロイ鋼粉）と比べて、焼結前の合金鋼粉の硬さが抑えられるため、圧縮成形時の成形性が確保される。その結果、比較的多量のＮｉを配合することが可能となる。具体的に、本実施形態の部分拡散合金鋼粉におけるＮｉの配合割合は、０．５～５．０ｗｔ％、好ましくは１．５～２．２ｗｔ％、より好ましくは１．７～２．２ｗｔ％とされる。一方、Ｍｏは、多量に添加してもその効果は飽和して、かえって成形性を悪化させる原因となる。このため、部分拡散合金鋼粉におけるＭｏの配合割合は、０．５～３．０ｗｔ％、好ましくは０．８～１．１ｗｔ％、より好ましくは０．９～１．１ｗｔ％とされる。
　部分拡散合金鋼粉のベースとなる鉄粉としては、アトマイズ粉や還元粉等が存在するが、還元粉は粒子が多孔質で高密度化が困難であるため、本実施形態では、空孔を有しない中実のアトマイズ粉、特にコスト面も考えて水アトマイズ粉を使用する。なお、部分拡散合金鋼粉の例として、Ｆｅ－Ｍｏ合金粉の周囲にＮｉ粉を拡散接合させたものを例示したが、純鉄粉の周囲にＮｉやＭｏを拡散接合させた合金粉を使用することもできる。
　この部分拡散合金鋼粉は一般に軟質であり、純鉄粉と同程度の硬さを有する。部分拡散合金鋼粉の硬さの目安として、マイクロビッカース硬度で１２０ＨＶ０．０５未満、望ましくは１００ＨＶ０．０５未満、より好ましくは９０ＨＶ０．０５未満のものが使用される。この硬度は、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｍｏ系の完全合金鋼粉（プレアロイ粉）における粒子の硬さ（概ね１２０ＨＶ０．０５以上）に比べて低い。そのため、この種の完全合金鋼粉に比べ、同一の加圧力でもより高密度化させやすくなる。
　本発明では、鉄系粉末として、粒径が大きい粗粉末と粒径が小さい微粉末とが使用される。このうちの粗粉末としては、平均粒径が６０μｍ以上、好ましくは７０μｍ以上１３０μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以上１１０μｍ以下の鉄系粉末が使用される。平均粒径が小さすぎると、汎用される鉄系粉末の使用が困難となって高コスト化を招く。また、平均粒径が大きすぎると、粗大粉末が多く含まれるようになるため、後述の圧縮成形工程での充填性が悪化し、焼結後に粗大気孔が発生し易くなる。平均粒径は、例えばレーザ回析散乱法に基づいて測定することができる。この測定方法は、粒子群にレーザ光を照射し、そこから発せられる回折・散乱光の強度分布パターンから計算によって粒度分布、さらには平均粒径を求めるもので、測定装置として、例えば株式会社島津製作所のＳＡＬＤ３１０００を使用することができる。一方、微粉末としては、粗粉末だけで形成した焼結試料の推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxを下回る粒径のものが使用される。推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxは、予測体積中に内在すると推定される最大空孔の包絡面積の平方根であり、詳細は後述する。
　粗粉末および微粉末としては、同じ鉄系粉末を使用する他、異なる鉄系粉末を使用することもできる。ここでいう「異なる」は、含有する合金元素の種類および配合割合のどちらか一方または双方が異なる場合の他、粉末の形態（完全合金鋼粉であるか、あるいは部分拡散合金鋼粉であるか等）が異なる場合も含まれる。
　炭素粉末としては、例えば人造黒鉛の粉末が使用される。黒鉛粉末は、粒径Ｄ９０が１０μｍ以下のものが使用され、好ましくは８μｍ以下のものが使用される。また、黒鉛粉末の粒径Ｄ９０は、３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上のものが使用される。黒鉛粉末の配合割合は、原料粉末全体に対して０．３ｗｔ％以下、好ましくは０．２５ｗｔ％以下とされる。また、黒鉛粉末の配合割合は、原料粉末全体に対して０．０５ｗｔ％以上、好ましくは０．１ｗｔ％以上とされる。炭素粉末としては、黒鉛粉末の他、カーボンブラック、ケッチェンブラック、ナノカーボン粉末などを使用することもできる。これらの何れかの粉末を二種以上使用することも可能である。
　成形用潤滑剤は、原料粉末を圧縮成形する際の金型と粉末との間、または粉末同士の間の摩擦を低減させる目的で添加される。成形用潤滑剤としては、金属石けん（例えばステアリン酸亜鉛）やアミドワックス（例えばエチレンビスステアリルアミド）等の公知の潤滑剤粉末を任意に選択して使用することができる。この他、これらの潤滑剤を溶剤に分散させて溶液とし、この溶液を原料粉末に噴霧させ、あるいはこの溶液中に原料粉末を浸漬させてから、溶剤成分を揮発させて除去するようにしてもよい。本発明の目的を果たす上では、焼結後に素材内部に残存しない成分であれば潤滑剤粉末の種類は問わず使用可能である。また、二種類以上の成形用潤滑剤を併用することもできる。
　［圧縮成形工程］
　圧縮成形工程では、成形金型のキャビティに上記の原料粉末を投入・充填し、これを圧縮することで、ギヤ１０の最終形状に対応した形状の圧粉体を成形する。この時の成形は、一軸および多軸加圧成形、ＣＮＣプレス成形などの連続生産に適した成形機で行うのが好ましい。また、成形時の温度は、室温以上で潤滑剤の融点以下とするのが好ましい。特に成形用潤滑剤の融点よりも１０～２０°低い温度で成形すると、粉末の降伏強度を低下させて圧縮性が高められるため、成形密度を高めることができる。さらなる高密度化のために金型および粉末を６０℃以上に加温して成形する温間成形を採用することもできる。必要に応じて、金型表面に潤滑剤を保持させ、あるいは金型表面に摩擦低減のための被膜（ＤＬＣ被膜など）をコーティングしてもよい。
　圧縮成形工程での成形圧力を高くすると、圧粉体の密度を高くすることができる。その一方、成形圧力が高すぎると圧粉体の内部に密度ムラによるラミネーション（層状剥離）や金型の破損などが生じる。以上を考慮して、本実施形態では、成形圧力は１１５０～１３５０ＭＰａ程度に設定する。このようにして得た圧粉体の密度（真密度）は７．４ｇ／ｃｍ3以上となる。
　［焼結工程］
　次いで、脱脂処理により圧粉体に含まれる成形用潤滑剤を除去した上で、焼結工程にて圧粉体を焼結温度以上で加熱し、焼結体を形成する。緻密で空孔の小さい焼結体が得られるように、焼結温度は１１００℃以上１３００℃の範囲内で設定される。また、酸化による焼結性および強度の低下と、脱炭とを防止するため、窒素、水素、アルゴン等を主成分とする不活性もしくは還元性雰囲気下で焼結するのが好ましい。この他、真空下で焼結することもできる。圧粉体を焼結することにより、圧粉体中の炭素粉末が鉄系粉末に固溶し、黒鉛粉末があった部分が空孔となる。これと共に、鉄系粉末の粒子同士が焼結結合することにより、圧粉体全体が収縮する。その結果、炭素粉末の固溶による密度低下より、圧粉体の収縮による密度上昇の効果が上回り、焼結体の密度が圧粉体の密度よりも高くなる。この焼結体の真密度は、７．６ｇ／ｃｍ3以上とし、その相対密度は９０％以上（好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％以上）とする。
　［表面処理工程］
　焼結工程を経た焼結体は表面処理工程に移送され、焼入れ焼き戻し等の各種表面処理が施される。表面処理の一例として、浸炭焼入れ焼き戻し処理を挙げることができる。浸炭焼入れ焼き戻しにより、歯面１０ａを含むギヤ１０の表面が硬質化されると共に内部の靱性が確保されるため、き裂の進展抑制に有効となる。浸炭焼入れ焼き戻しの他、ずぶ焼入れ焼き戻し、高周波焼入れ焼き戻し、浸炭窒化、真空浸炭などの各種熱処理を施すこともできる。これ以外にも窒化処理、軟窒化処理、浸硫処理、ダイヤモンドライクカーボン処理（ＤＬＣ）等で硬質被膜を形成し、あるいは樹脂被膜の形成や各種メッキ処理、黒染加工処理、スチーム処理等により防錆処理を行うこともできる。必要に応じて、以上に例示した複数の表面処理を組み合わせることもできる。
　以上の工程により、鉄系焼結体からなるギヤ１０が完成する。このギヤ１０に含まれる各元素の割合は、原料粉準備工程で述べた割合（例えばＮｉを１．５～２．２ｗｔ％、Ｍｏを０．５～１．１ｗｔ％、炭素を０．０５～０．３５ｗｔ％含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる）に準じたものとなる。かかる工程により、ネットシェイプ成形あるいはニアネットシェイプ成形が可能となるため、焼結機械部品の低コスト化を図ることができる。また、かかる製造工程は１回成形および１回焼結であるので、製造工程や製造設備を簡略化することができる。
　この他、必要に応じて焼結工程後で、かつ表面処理工程前に再圧縮処理（例えばサイジング工程）を施すこともできる。
　［推定最大空孔包絡面積の平方根］
　焼結機械部品のうち、大きな荷重が負荷される荷重負荷面（ギヤ１０であれば歯面１０ａ）の周辺での粗大気孔の有無は機械部品の耐久寿命に大きな影響を与えると考えられる。従って、機械部品の耐久寿命を評価するためには、粗大気孔の存在の程度を何らかの形で数値化することが望まれる。数値化する一つの手段として、焼結体の密度（真密度あるいは相対密度）を規定することが考えられる。
　しかしながら、密度は部品全体の緻密化の程度を評価する上では有効な尺度であるにしても、荷重負荷面周辺に限った領域での粗大気孔の有無を評価する上では必ずしも有効ではない。例えば、部品全体の密度が下限値を超えていても、荷重負荷面である歯面１０ａ周辺に数は少ないながらも粗大気孔が存在する場合があり、この粗大気孔がき裂の起点となり得る。焼結機械部品の荷重負荷面周辺に限った領域の密度で粗大気孔の有無を評価することも考えられるが、そのような一部領域の密度を正確に測定することは容易ではない。
　以上の検証に基づき、本発明では、焼結機械部品のうち、荷重負荷面を含む予測体積の領域に内在すると推定される最大空孔の包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxに着目し、この数値から予測体積中に存在する粗大気孔の程度を評価することとした。√ａｒｅａmax値の推定手法の詳細を以下に説明する。
　まず、焼結体の空孔の極値分布が二重指数分布に従うとする。これにより、極値統計を用いた空孔包絡面積の最大値の推定を行う。推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxの具体的な算出手順は、上述したとおりであるので、説明を省略する。
　［本発明で使用する微粉末］
　前述のとおり、微粉末の粒径は、粗粉末だけで形成した焼結試料の推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxを下回るように定められる。以下、この粒径の決定手順を詳細に説明する。
　先ず、微粉末を含まない前述の原料粉末（粗粉末、炭素粉末、および成形用潤滑剤からなる粉末）を用いて、最終製品であるギヤ１０と同じ形状の焼結試料を製作する。焼結試料を製作する際の圧縮成形や焼結は、最終製品のギヤ１０を製作する際の圧縮成形工程や焼結工程と同じ条件で行う。
　次に、この焼結試料の√ａｒｅａmaxを前述の手順で求める。この時、基準面積Ｓｏは、例えば、縦をギヤ状焼結試料の歯面相当部分からトルク伝達に伴う荷重で生じる引張応力が及ぶまでの深さを１００％とした時の３０％の深さとし、横を縦の１．３３倍として、縦の寸法と横の寸法を乗じた値とする。また、予測体積Ｖは、焼結試料の歯面相当部分から深さ方向で前記引張応力が及ぶまでの深さを１００％とした時の３０％の深さで、かつ歯面のうちで引張応力が作用する範囲（特に歯元付近）の体積とする。検査回数ｎは例えば３２回とする。
　このようにして求めた√ａｒｅａmaxよりも僅かに小さい目開きの篩を用いて鉄系粉末を篩い分けし、この篩を通過した微粉末を収集することで微粉末を得ることができる。篩の目開きは、ＪＩＳ Ｚ８８０１で段階的に規格化されているので、√ａｒｅａmaxよりも小さく、かつ√ａｒｅａmaxに直近の目開きを有する篩を使用して微粉末を収集するのが好ましい。通常、√ａｒｅａmaxは３０μｍ～７０μｍの範囲に収まるが、この範囲では目開き３２μｍ、３８μｍ、４５μｍ、５３μｍ、６３μｍが規格化されているので、この何れかの目開きを有する篩を用いて微粉末を収集することになる。
　このように鉄系粉末として粗粉末と微粉末の双方を使用することで、粗粉末の粒子間に微粉末が充填され易くなる。そのため、焼結後の鉄系焼結体中に残存する気孔を小さくしてギヤ１０を高密度化することができ、粗大気孔を起点としたき裂の進展、さらにはそれによるギヤ１０の破壊・損傷を抑制することが可能となる。特に本発明では、粗粉末で形成した焼結試料の荷重負荷面相当部分（特に最大荷重負荷面の相当部分）を含む領域の√ａｒｅａmaxに着目し、配合すべき微粉末の粒径を、この√ａｒｅａmaxよりも小さくしているので、理論上は全ての微粉末が鉄系焼結体に存在すると推定される粗大気孔よりも小さくなるため、粗大気孔を微粉末で確実に充足することができる。そのため、焼結後の粗大気孔を減少させることができ、粗大気孔が応力集中源となってき裂の起点となる事態を確実に防止することができる。また、√ａｒｅａmax値に着目することで、粗大気孔を消失させるのに適合する微粉末の粒径を容易に判断することが可能となり、そのために原料粉末準備工程で準備すべき粉末の選択が容易となる利点も得られる。加えて、事後的に鉄系焼結体の√ａｒｅａmaxを求めれば、たとえ密度が同一水準であっても、√ａｒｅａmaxの大小関係から各種焼結体の優劣を的確に評価することが可能となる。
　また、粗粉末として平均粒径６０μｍ以上のもの（好ましくは７０μｍ以上１３０μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以上１１０μｍ以下）を使用し、微粉末として目開き３２μｍ～６８μｍの篩を通過したものを使用しているため、特許文献２で使用する粗粉末および微粉末（粗粉末が平均粒径５０μｍ以下、微粉末が平均粒径１～２５μｍ）よりも粒径の大きな粉末を使用することができる。従って、鉄系粉末の流動性が良好となって圧縮成形工程でのキャビティへの充填性が向上する。また材料コストの高騰も抑制することができる。
　ところで、本発明のように鉄系粉末として粗粉末と微粉末を使用する場合、微粉末の配合割合や粒径によっては、焼結体に生じる粗大気孔の大きさ、延いては鉄系焼結体の強度が変化すると予想される。この関係を明らかにするため、以下の評価試験を行った。
　［試験片］
　鉄系粉末として、２ｗｔ％のＮｉ、１ｗｔ％のＭｏを含み、残部を鉄および不可避的不純物とする部分拡散合金鋼粉（ＪＦＥスチール株式会社製 シグマロイ２０１０）を使用する。この部分拡散合金鋼粉を１５０μｍ～２５０μｍ（例えば１８０μｍ）の目開きを有する篩で篩分けして篩を通過した粉末を収集し、これを粗粉末として使用する（平均粒径９０μｍ～１００μｍ程度）。また、同じ部分拡散合金鋼粉を３２μｍ、４５μｍ、６３μｍの何れかの目開きを有する篩で篩分けして篩を通過した粒径３２μｍ以下、４５μｍ以下、６３μｍ以下の粉末をそれぞれ収集し、これを複数種の微粉末として使用する。粗粉末に、下記の表８に記載された各粒径の微粉末を同表記載の配合割合で添加し、複数種の混合粉を準備する。次に、成形用潤滑剤としてエチレンビスステアリルアミド（ロンザジャパン株式会社製　ＡＣＲＡＷＡＸ Ｃ）を用い、これをアルコール系溶剤（日本アルコール販売株式会社製　ソルミックスＡＰ－７）に分散させて熱を加えながら複数種の混合粉のそれぞれと混合し、アルコール系溶剤を揮発させて成形用潤滑剤を鉄系粉末に均一に被覆させる。これに炭素固溶源としての黒鉛粉（ＴＩＭＣＡＬ社製 ＴＩＭＲＥＸ Ｆ－１０）を０．２ｗｔ％の割合で添加し、混合したものを原料粉とする。
　各原料粉を１１７６ＭＰａの圧力で圧縮成形し、外径がφ２３．２ｍｍ、内径がφ１６．４ｍｍ、軸方向寸法が７ｍｍのリング状圧粉体を製作する。この圧縮成形時には金型および原料粉を１２０℃に加温する。また、金型の外周および内周に、前記アルコール系溶剤に前記成形用潤滑剤を分散させたものを噴霧し、表面に潤滑剤膜を形成して金型潤滑成形を行う。次に、このリング状圧粉体をアルゴンガス雰囲気下において最高温度１３００℃、最高温度保持時間２００分で焼結することで、下記の表８に示す実施例１９～２４の試験片が得られる。
　また、鉄系粉末が実施例と同じ粗粉末のみからなる原料粉、および鉄系粉末が実施例と同じ微粉末（粒径３２μｍ以下）のみからなる原料粉を焼結したものをそれぞれ比較例１５および比較例１６とした。併せて、鉄系粉末として粗粉末と微粉末（粒径３２μｍ以下）の混合粉を使用する一方で、微粉末の配合量を少なくしたもの（２ｗｔ％）を比較例１７とし、微粉末の配合量を多くしたもの（３０ｗｔ％）を比較例１８とした。さらに、鉄系粉末として粗粉末と微粉末の混合粉を使用し、かつ微粉末の粒径を大きくしたもの（粒径６３μｍ以下）を比較例１９とした。各比較例における原料粉の作成手順、圧縮成形条件、および焼結条件等は実施例１９～２４と同じである。
　ここで比較例１５は、微粉末を含まずに粗粉末だけで形成された前記焼結試料に相当する。この焼結試料について、既に述べた手順で√ａｒｅａmax値を求めたところ、６０μｍという結果が得られた。従って、実施例１９～２４で使用する微粉末の粒径は、焼結試料（比較例１５）の√ａｒｅａmax値を下回るが、比較例１９で使用した微粉末の粒径はこの√ａｒｅａmax値を上回ることになる。
　以上の準備を経た上で、実施例１９～２４および比較例１６～１９の焼結試験片のそれぞれについて焼結密度（真密度）を測定すると共に、√ａｒｅａmax値を求めた。焼結密度の測定はＪＩＳＺ２５０１に則って行う。また、√ａｒｅａmax値を求める手順は、既に説明した手順と同様である。この際、基準面積Ｓｏは０．３９ｍｍ2、検査回数ｎは３２回、予測体積Ｖは２００ｍｍ3に設定した。基準面積Ｓｏは、縦を試験片の表層から深さ方向で引張応力が及ぶ深さを１００％とした時の３０％の領域である、試験片内径面から０．５４ｍｍの寸法とし、横を縦の１．３３倍である０．７４ｍｍの寸法として、縦の寸法と横の寸法を乗じることで基準面積Ｓｏが求めている。また、予測体積Ｖは、試験片の表層から深さ方向で引張応力が及ぶ深さを１００％とした時の３０％領域である、試験片内径面から０．５３ｍｍの円筒領域の面積に、軸方向寸法７ｍｍを乗じることで求められる。
　各実施例１９～２４および比較例１５～１９の焼結試験片における焼結密度および√ａｒｅａmaxを下記の表８に示す。表８中の焼結密度、および√ａｒｅａmax値の評価基準は表９および表１０に示すとおりである。表１０に示されるように、試験片の√ａｒｅａmax値は、６０μｍ未満、好ましくは５０μｍ未満、より好ましくは４０μｍ未満である。なお、表８中の「微粉末粒径」欄の数値（３２μｍ、４５μｍ，６３μｍ）は、それぞれ３２μｍ、４５μｍ、または６３μｍの何れかの目開きを有する篩を通過させることで得られた微粉末を表したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　表８から明らかなように、全ての実施例および比較例において７．６０ｇ／ｃｍ3以上の焼結密度が得られるが、√ａｒｅａmaxの値についていえば、実施例１９～２４は比較例１５～１９よりも小さく、従って、実施例１９～２４の組成であれば、粗大気孔の大きさを比較例１５～１９よりも小さくすることができることが明らかとなった。√ａｒｅａmax値が小さいほど焼結体の強度が向上することが既に明らかとなっているので、実施例１９～２３の組成であれば、焼結機械部品の強度アップを図ることができることが明らかとなった。なお、この結果は、焼結密度が一定水準以上であっても、内部空孔径は一様とはならないことも意味する。
　実際に実施例２１と比較例１５の試験片の顕微鏡写真（焼結試験片の軸方向中央部分における内周面近傍の断面写真）を撮影して観察したところ、図４Ａに示す実施例２１の焼結試験片には、図４Ｂに示す比較例１５の焼結試験片が有する粗大気孔Ｐは存在していないことが確認された。
　また、表８中の実施例２１、実施例２４、および比較例１９の対比から、微粉末の粒径として、焼結試料（比較例１５）の√ａｒｅａmax値を下回る粒径の微粉末を使用した実施例２１および２４では、これを上回る粒径の微粉末を使用した比較例１９よりも粗大気孔が小さくなることが理解できる。従って、微粉末としては焼結試料が有する√ａｒｅａmaxを下回る粒径のものを使用する必要がある。この場合、少なくとも微粉末の最大粒径が６０μｍ未満であれば鉄系焼結体の√ａｒｅａmax値の縮小に一定の効果が認められると考えられる。もちろん、微粉末の最大粒径をこれよりも小さくすれば（好ましくは最大粒径５０μｍ未満、より好ましくは４０μｍ未満）、鉄系焼結体の√ａｒｅａmax値をより小さくすることができ、焼結機械部品のさらなる強度アップを図ることができる。さらに、実施例１９～２３と比較例１７，１８の対比から、原料粉末における微粉末の配合割合は、５～２０ｗｔ％（好ましくは８～１５ｗｔ％）が好ましいことも判明した。
　以上に説明したように、本発明をギヤ１０に適用する場合、歯面１ａから深さ方向にトルク伝達に起因した引張応力（特に最大引張応力）が及ぶ深さを計算して基準面積Ｓｏや予測体積Ｖを設定し、√ａｒｅａmax値を求めることになる。
　以上の説明では、ギヤ１０等の機械部品の全体を同組成の鉄系焼結体で形成する場合を例示したが、本発明はこれ以外にも機械部品の一部が他の材料で形成されるような場合にも同様に適用することができる。例えば図３に示すギヤ１０をアイドルギヤとして使用する場合には、軸との間の摺動性を改善するため、図３に示す破線よりも内径側部分を低摩擦性のスリーブで構成し、このスリーブをこれよりも外径側のギヤ本体に固定して一体化させる場合があるが、この場合には内径側のスリーブを除くギヤ本体に本発明を適用することができる。
　また、本発明は強度が求められる機械部品であれば、ギヤ１０に限らず、種々の部品、例えばカム、プラネタリーキャリア、スプロケット、クラッチ部材等に適用することができる。何れの機械部品でも、大きな荷重を受ける荷重負荷面（例えばカムの場合であればカム面）から深さ方向に該荷重に起因した応力（カムの場合は圧縮応力）が及ぶ深さを計算して基準面積Ｓｏや予測体積Ｖを設定し、√ａｒｅａmax値を評価することになる。
１０　　　　ギヤ
１０ａ　　　歯面（荷重負荷面）
１０ｂ　　　内周面
Ｐ　　　　粗大気孔

Claims (11)

  1. 　部分拡散合金鋼粉を含む原料粉末を成形および焼結してなる鉄系焼結体で形成され、炭素の割合が０．３５ｗｔ％以下であり、前記鉄系焼結体の密度が７．５５ｇ／ｃｍ３以上である焼結機械部品であって、
    　表面から所定深さの表層内に設定された推定対象領域における推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxが２００μｍ以下である焼結機械部品。
  2. 　Ｎｉを１．５～２．２ｗｔ％、Ｍｏを０．５～１．１ｗｔ％含み、残部がＦｅ、前記炭素、及び不可避不純物からなる請求項１記載の焼結機械部品。
  3. 　前記原料粉末が黒鉛粉末を含み、該黒鉛粉末の質量基準における粒度分布の小径側からの累積質量が９０％になるときの粒径Ｄ９０が８μｍ以下である請求項１又は２に記載の焼結機械部品。
  4. 　焼結工程後に、再圧縮工程が施されていない請求項１～３の何れかに記載の焼結機械部品。
  5. 　前記原料粉末が、平均粒径６０μｍ以上の前記部分拡散合金鋼粉からなる粗粉末と、この粗粉末で形成された焼結試料の推定最大空孔包絡面積の平方根√ａｒｅａmaxを下回る粒径の鉄系の微粉末とを含み、前記原料粉末における前記微粉末の配合量が５～２０ｗｔ％、前記鉄系焼結体の密度が７．６ｇ／ｃｍ3以上であり、
    前記焼結試料の√ａｒｅａmaxを、前記焼結試料の荷重負荷面相当部分から、前記荷重による応力が及ぶ深さを１００％とした時の３０％の深さに至るまでの領域を予測体積として求めた請求項１記載の焼結機械部品。
  6. 　部分拡散合金鋼粉と０．３５ｗｔ％以下の黒鉛粉末とを混合して原料粉末を得る原料粉末準備工程と、前記原料粉末を圧縮成形して圧粉体を得る圧粉工程と、前記圧粉体を焼結して、密度が７．５５ｇ／ｃｍ３以上である鉄系焼結体を得る焼結工程とを含み、前記黒鉛粉末の質量基準における粒度分布の小径側からの累積質量が９０％になるときの粒径Ｄ９０が８μｍ以下である焼結機械部品の製造方法。
  7. 　前記部分拡散合金鋼粉が、Ｆｅ-Ｍｏ合金の周囲にＮｉを拡散付着させたものであり、Ｎｉを１．５～２．２ｗｔ％、Ｍｏを０．５～１．１ｗｔ％含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる請求項６記載の焼結機械部品の製造方法。
  8. 　前記焼結工程の後、再圧縮工程を施さない請求項６又は７に記載の焼結機械部品の製造方法。
  9. 　前記圧縮成形工程における成形圧力が１１５０～１３５０ＭＰａである請求項６～８の何れかに記載の焼結機械部品の製造方法。
  10. 　前記部分拡散合金鋼粉が、目開き２５０μｍ以下の篩を通過させたものである請求項６～９の何れかに記載の焼結機械部品の製造方法。
  11. 　前記焼結工程の後、浸炭窒化処理を施す請求項６～１０の何れかに記載の焼結機械部品の製造方法。
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