WO2016092827A1 - 粉末冶金用鉄基合金粉末および焼結鍛造部材 - Google Patents

粉末冶金用鉄基合金粉末および焼結鍛造部材 Download PDF

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中村　尚道
園部　秋夫
小林　聡雄
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Definitions

  • the present invention relates to an iron-based alloy powder that is a raw material powder of a powder metallurgy product, and a sintered forged member manufactured by a sintering forging method using this iron-based alloy powder as a raw material.
  • sintered and forged products are used for members that require particularly high strength, such as connecting rods for automobile engines.
  • Patent Documents 1 to 4 Fe—Cu—C-based iron-base alloy powders in which Cu powder and graphite powder are mixed with pure iron powder are often used.
  • a machinability improving agent such as MnS for improving machinability may be added to the raw material powder (Patent Documents 1, 4 and 5).
  • Patent Documents 1, 2 and 5 studies on the optimization of the amount of Cu and the amount of C have been made (Patent Documents 1, 2 and 5), but the effect of improving the strength is limited.
  • Patent Document 3 proposes an iron powder obtained by prealloying an alloy element such as Mo, Ni, or Cu.
  • an alloy element such as Mo, Ni, or Cu.
  • the alloy element expensive, but in order to form a hard structure such as martensite in the iron-base alloy powder, the sintered body using the iron-base alloy powder containing such an alloy element is machinable. Has the problem of getting worse.
  • Patent Document 4 proposes a technique for improving the strength of a sintered body while maintaining the machinability of the sintered body by pre-alloying only Cu with iron powder.
  • Patent Document 6 the hardness of the iron-based alloy powder particles is increased and the compressibility is decreased. For this reason, the intensity
  • the molding of such iron-based alloy powder has a problem in that the molding die is easily worn away because a high compressive force is required, leading to a reduction in the lifetime of the molding die.
  • Patent Document 6 a technique for ensuring compressibility by diffusing and adhering Cu particles to iron powder has been proposed, but the distribution of Cu after sintering tends to be uneven, The effect of strength improvement is limited. Further, as a measure for improving the strength of the sintered body, it is conceivable to increase the sintering temperature. However, in order to consume a large amount of energy, it is desired to lower the sintering temperature.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art and is superior in compressibility to conventional Cu prealloyed iron-based alloy powders, and at the same time, is sintered at a lower temperature than iron-based alloy powders mixed with conventional Cu powders.
  • An object is to provide an iron-based alloy powder for powder metallurgy that can produce a sintered forged member having high strength even if it is tied.
  • Another object of the present invention is to provide a sintered forged member using the iron-based alloy powder.
  • high strength means that when the amount of Cu is the same, the strength of the member after sintering and forging becomes higher than the strength of the member after conventional sintering and forging.
  • Patent Document 4 As a prior art in which Cu is pre-alloyed to the raw iron powder, there is the aforementioned Patent Document 4.
  • this technique is for improving the uniformity of Cu distribution in the raw iron powder after the pre-alloyed raw iron powder is mixed with only the graphite powder and sintered. Therefore, this technique suggests the optimal Cu distribution (ratio of prealloyed Cu to diffusion-adhered Cu) to achieve both compressibility during compacting and uniformity of Cu distribution after sintering forging. is not.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • a sintered forged member using the iron-based alloy powder according to 1 as a raw material 1.
  • the Cu distribution on the surface of the iron powder becomes more uniform, and therefore the Cu distribution in the sintered member even at a lower sintering temperature than the conventional Fe—Cu—C-based iron-based alloy powder. Becomes uniform. For this reason, a sintered forged member with high mechanical strength can be manufactured at low cost.
  • the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder is in the range of 2.0 to 5.0% by mass. If the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder is less than 2.0% by mass, the effect of improving the strength of the sintered forged member due to the addition of Cu will not be sufficient. On the other hand, even if the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder exceeds 5.0% by mass, the strength of the sintered forged member is not so improved as compared with the case of adding 5.0% by mass of Cu. For this reason, the upper limit of the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder is 5.0 mass%. The balance of the iron-based alloy powder other than Cu is Fe and inevitable impurities.
  • the present invention diffuses and adheres 1/10 to 8/10 of the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder to the surface of the prealloyed raw iron powder in the form of powder, and the remaining Cu is the raw material.
  • the most important feature is pre-alloying in the iron powder.
  • the amount of Cu to be diffused and deposited is less than 1/10 of the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder, the effect of improving the compressibility of the iron-based alloy powder is reduced.
  • the amount of Cu to be diffused and deposited exceeds 8/10 of the amount of Cu contained in the iron-based alloy powder, the uniformity of Cu distribution on the surface of the pre-alloyed raw iron powder is not improved, The effect of improving the strength of the forged member is limited.
  • the average particle diameter (d50) of Cu powder said here means the particle size from which an integrated particle size distribution is measured on a volume basis by the laser diffraction / scattering method, and the value becomes 50%.
  • the iron-based alloy powder of the present invention When the iron-based alloy powder of the present invention is embedded in a resin and then polished and the elemental distribution of the particle cross section is mapped by EPMA, the distribution of prealloyed Cu is observed. On the other hand, when the particle surface of the iron-based alloy powder is mapped by EPMA, it is observed that the particle surface of the iron-based alloy powder is more concentrated in Cu than the inside of the particle due to the diffusion-attached Cu powder.
  • the uniformity of Cu after sintering forge improves, so that Cu powder particle is fine, the metal copper powder whose average particle diameter is 20 micrometers or less has high cost. Therefore, it is preferable that the lower limit of the average particle diameter of the Cu powder when using metal copper powder as a raw material is about 10 ⁇ m.
  • the powder applicable as the copper source in the present invention conventionally known powders used for iron-based alloy powders such as metallic copper and copper oxide can be applied.
  • the copper oxide powder exemplified in Patent Document 7 has a particle size of 20 ⁇ m or less and is relatively low in cost, it can be suitably applied.
  • the iron powder used as a raw material of the iron-based alloy powder used in the present invention can be any powder as long as it is a known one used for iron-based alloy powder.
  • the amount of impurities in the raw iron powder in the present invention is as follows: C is 0.01% by mass or less, O is 0.15% by mass or less, Si is 0.05% by mass or less, Mn is 0.12% by mass or less, P Is 0.015 mass% or less, S is 0.015 mass% or less, Cr is 0.03 mass% or less, N is 0.01 mass% or less, and other elements are suppressed to 0.01 mass% or less. Is desirable.
  • the particle size of the raw iron powder is arbitrary, but it can be produced industrially at low cost in the range of 30 to 150 ⁇ m on average (D50) in the water atomization method. Therefore, the particle size of the raw iron powder is preferably in the range of 30 to 150 ⁇ m on average (D50) when using the water atomization method.
  • the average particle diameter (D50) of raw material iron powder said here is measured with the dry-type sieving method of JISZ2510. The average particle size is obtained by calculating a mass-based integrated particle size distribution from the particle size distribution measured by the sieving method, and obtaining the particle size at which the value is 50% by interpolation.
  • the diffusion adhesion method used in the present invention may follow a conventional method for diffusion adhesion of Cu powder on the surface of iron powder or the like, but it is preferable to use a diffusion adhesion heat treatment described later.
  • the copper oxide powder is reduced by performing diffusion adhesion heat treatment in a reducing atmosphere, and the metal Cu powder adheres to the surface of the pre-alloyed raw iron powder.
  • the iron-base alloy powder according to the invention is obtained.
  • the manufacturing method of the iron-base alloy powder according to this invention is demonstrated.
  • the raw material iron in which Cu is prealloyed by any conventionally known method water atomizing method, gas atomizing method, electrolytic method, etc.
  • any conventionally known method water atomizing method, gas atomizing method, electrolytic method, etc.
  • Use powder since it becomes possible to manufacture at low cost by applying the water atomization method, it is preferable to apply the water atomization method to the production of the raw iron powder in which Cu is pre-alloyed.
  • Heat treatment for the purpose of removing oxygen and carbon contained in the raw iron powder, it is possible to perform a heat treatment in a reducing atmosphere at a temperature range of 800 to 1000 ° C. for about 0.5 to 2 hours. .
  • Cu powder mixing The raw material iron powder after Cu pre-alloying and Cu powder are mixed using any conventionally known method (V-type mixer, double cone type mixer, Henschel mixer, Nauter mixer, etc.). When mixing the powder, a binder such as machine oil may be added to prevent segregation of the mixed Cu copper powder.
  • V-type mixer double cone type mixer
  • Henschel mixer Henschel mixer
  • Nauter mixer Nauter mixer
  • Diffusion adhesion heat treatment The Cu powder mixture is heated in a reducing atmosphere (hydrogen gas, hydrogen nitrogen mixed gas, etc.) in a temperature range of 700 to 1000 ° C. for about 0.5 to 2 hours. The powder diffuses and adheres to the surface of the raw iron powder after pre-alloying. When the above-described heat treatment for removing oxygen and carbon is omitted, carbon and oxygen contained in the raw iron powder are removed in this step.
  • a reducing atmosphere hydrogen gas, hydrogen nitrogen mixed gas, etc.
  • any conventionally known method can be used as the diffusion adhesion method in the present invention.
  • the method described in Patent Document 6 or the method described in Patent Document 8 are also suitable. Can be used for
  • the powder can be pulverized by a known method such as a hammer mill and then classified into a predetermined particle size by a sieve or the like.
  • the average particle diameter (D50) of the iron-based alloy powder is preferably about 30 to 150 ⁇ m, like the raw iron powder, from the viewpoint of ease of handling.
  • the average particle diameter (D50) of the iron-based alloy powder referred to here can be measured and determined by the same method as the average particle diameter of the raw iron powder.
  • a predetermined amount (for example, 0.3 to 0.8% by mass) of carbon is mixed with the above-described iron-based alloy powder in the form of graphite powder (the mixing method may be any known means). Any known graphite powder such as natural graphite, artificial graphite, or carbon black can be used.
  • a lubricant such as zinc stearate may be mixed in the range of 0.3 to 1.0% by mass.
  • a substance that improves machinability such as MnS, can be mixed in the range of 0.1 to 0.7 mass% in the form of powder.
  • compression molding is performed into a predetermined shape using a mold.
  • Such compression molding may be performed using a known technique used in sintering forging.
  • sintering is performed in an inert or reducing atmosphere.
  • the sintering temperature is preferably in the range of 1120 to 1250 ° C.
  • a degreasing step for holding for a certain time in a temperature range of 400 to 700 ° C. may be added.
  • the present invention after sintering, it is continuously cooled without being cooled, or once cooled, then reheated and hot forged.
  • the forging conditions may be known ones, but the forging temperature is preferably in the range of 1000 to 1200 ° C.
  • Cu was added to the l.
  • the raw steel powder in which Cu was pre-alloyed was manufactured by using the water atomization method for the molten steel added with 0 to 6.0% by mass. Some raw iron powders were not prealloyed with Cu.
  • the impurity content of the raw iron powder was Si ⁇ 0.05 mass%, Mn ⁇ 0.15 mass%, P ⁇ 0.025 mass%, and S ⁇ 0.025 mass%.
  • electrolytic copper powder having an average particle size of 25 ⁇ m was added as a Cu source for diffusion adhesion to the raw iron powder pre-alloyed with Cu and the raw iron powder not pre-alloyed with Cu, and a V-type mixer was used.
  • a Cu source for diffusion adhesion an atomized copper powder (No. 4A) having an average particle diameter of 15 ⁇ m, an atomized copper powder (No. 15) having an average particle diameter of 5 ⁇ m, or a cuprous oxide powder having an average particle diameter of 2.5 ⁇ m ( No. 14 and No. 17A) were used.
  • No. No. 16 further mixed a predetermined amount of Cu powder into the iron-base alloy steel powder of the present invention. Further, these powders were subjected to the following diffusion adhesion heat treatment and pulverization. Diffusion adhesion heat treatment: Heat treatment was performed in a hydrogen atmosphere at a temperature of 920 ° C.
  • Iron-based alloy powder 100 parts by mass, graphite powder: 0.6 parts by mass, lubricant (zinc stearate): 0.8 parts by mass, and MnS powder: 0. 6 parts by mass was added and mixed using a double cone type mixer to obtain a mixed powder.
  • This mixed powder was compression-molded into a rectangular parallelepiped shape of 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 55 mm with a predetermined pressure.
  • the compression density after compression molding is also shown in Table 1. Subsequently, it sintered for 20 minutes by the sintering temperature described in Table 1 by RX atmosphere.
  • test piece which becomes a member density: 7.8 Mg / m ⁇ 3 > or more.
  • a tensile test piece having a length of 50 mm ⁇ diameter: 3 mm was cut out, and the yield stress and the maximum stress before breaking (tensile strength) were measured. The measurement results are further shown in Table 1.
  • No. 1 has a lower yield stress than the inventive examples.
  • the green density was low.
  • the condition (No. 18) in which the Cu diffusion adhesion amount is lower than the range of the present invention has a low compression density and poor compressibility compared to the invention examples (No. 10 to 11 and 16 to 17) in which the other conditions are the same. . It is thought that this is because Cu is excessively pre-alloyed on the raw material iron powder.
  • the conditions (No. 3, No. 8A, and No. 19A) in which the Cu diffusion adhesion amount is higher than the range of the present invention are the same as those of the invention example in which the other conditions are the same (No. 3 is No. 3A and 4 to 5).
  • No. 8A has lower yield stress than No. 9 to 11 and 16 to 17
  • No. 19A has lower yield stress than No. 20 to 22 and No. 21A. This is considered to be caused by non-uniformity of Cu distribution in the sintered member.
  • the level (No. 4A and No. 15) in which the particle size of the Cu powder diffused and adhered is small compared to the level (No. 4 and No. 12) in which the particle size of the Cu powder is coarse and the other conditions are the same. Further, the yield stress and tensile strength are higher. This is considered because Cu distribution on the iron powder surface is more uniform.
  • No. 14 has a coarse Cu powder particle size and the other conditions are the same. Yield stress and tensile strength are higher than 12. On the other hand, no. Yield stress and tensile strength almost equal to 13 are shown. This indicates that the smaller the particle size of the Cu powder to be diffused and adhered, the more uniform the Cu distribution in the sintered member even at a lower sintering temperature, and the more remarkable the effects of the present invention.
  • the sintering temperature is 1170 ° C.
  • the invention examples (Nos. 10 to 11 and 16 to 17) having a sintering temperature of 1120 ° C. have a higher yield stress than that of No. 8 in accordance with the present invention. It is thought that this is because the Cu distribution in the binding member is more uniform.

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Abstract

　Ｃｕを２．０～５．０質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、該Ｃｕ量の１／１０～８／１０は粉末の形で鉄基合金粉末の原料となる鉄粉の表面に拡散付着し、残りのＣｕは予合金として上記鉄粉に含むことによって、従来のＣｕ予合金化鉄基合金粉末よりも圧縮性に優れると同時に、従来のＣｕ粉末を混合した系の鉄基合金粉末よりも低温で焼結したとしても、高強度の焼結鍛造部材を製造することが可能な粉末冶金用鉄基合金粉末を得る。

Description

粉末冶金用鉄基合金粉末および焼結鍛造部材
　本発明は、粉末冶金製品の原料粉である鉄基合金粉末と、この鉄基合金粉末を原料として、焼結鍛造法で製造される焼結鍛造部材に関する。
　粉末冶金製品の中でも焼結鍛造製品は、自動車エンジンのコンロッドなど、特に高強度を要求される部材に使用されている。
　焼結鍛造製品の原料粉としては、純鉄粉にＣｕ粉と黒鉛粉を混合したＦｅ－Ｃｕ－Ｃ系の鉄基合金粉末が多くの場合用いられている（特許文献１～４）。また、原料粉にさらに切削性改善のためのＭｎＳなどの切削性改善剤が添加されることもある（特許文献１、４および５）。
　ここで、近年、コンロッド向けの用途では、エンジンの小型化や高性能化などが進行していて、さらに高強度な材料が求められている。そのため、Ｃｕ量やＣ量の最適化に関する検討が行われているが（特許文献１、２および５）、強度向上の効果は限定的である。
　また、特許文献３には、鉄粉に、ＭｏやＮｉ、Ｃｕなどの合金元素を予合金化させたものなどが提案されている。しかしながら、合金元素は高コストであるだけでなく、鉄基合金粉末中に、マルテンサイトなどの硬い組織を形成するために、かかる合金元素を含む鉄基合金粉末を用いた焼結体は切削性が悪くなるという問題点がある。
　これに対して、特許文献４では、Ｃｕのみを鉄粉に予合金化することによって、焼結体の切削性を維持しつつ、焼結体強度を向上させるという技術が提案されている。
米国特許第６３９１０８３号明細書 米国特許出願公開第２００６／８６２０４号明細書 米国特許第３９０１６６ｌ号明細書 特表２０１１－５０９３４８号公報 特許第４９０２２８０号公報 特開平１０－９６００１号公報 特開平８－９２６０４号公報 特開２００４－２３２００４号公報
　しかしながら、前掲した特許文献４に記載された技術では、鉄基合金粉末粒子の硬度が上昇して圧縮性が低下する。このために、かかる鉄基合金粉末を用いた成形体の強度は低減しやすい。また、かかる鉄基合金粉末の成形は、高圧縮力を必要とするために、成形金型が擦り減りやすく、成形金型の寿命低減を招くといった問題点があった。なお、これらの問題に対して、鉄粉にＣｕ粒子を拡散付着させて圧縮性を確保する技術（特許文献６）が提案されているが、焼結後のＣｕの分布が不均一となりやすく、強度向上の効果は限定的である。
　また、焼結体の強度向上の方策としては、焼結温度を高温とすることも考えられるが、大量のエネルギーを消費するために、焼結温度は低温化することが望まれている。
　本発明は、上記した従来技術の課題を解消して、従来のＣｕ予合金化鉄基合金粉末よりも圧縮性に優れると同時に、従来のＣｕ粉末を混合した鉄基合金粉末よりも低温で焼結したとしても、高強度な焼結鍛造部材を製造することが可能な粉末冶金用鉄基合金粉末を提供することを目的とする。
　また、本発明は、その鉄基合金粉末を用いた焼結鍛造部材を提供することを目的とする。
　なお、本発明で高強度とは、Ｃｕ量が同等の場合に、焼結鍛造した後の部材強度が従来の焼結鍛造した後の部材強度よりも高くなることを意味する。
　また、原料鉄粉に、Ｃｕを予合金化させた従来技術としては、前掲特許文献４がある。しかしながら、この技術は、予合金化後の原料鉄粉を黒鉛粉とのみ混合して焼結した後の、原料鉄粉中のＣｕ分布の均一性を高めるためものである。したがって、この技術は、圧粉成形時の圧縮性と焼結鍛造後のＣｕ分布の均一性とを両立させるための最適なＣｕ配分（予合金Ｃｕと拡散付着Ｃｕとの比）を示唆するものではない。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃｕを予合金化した原料鉄粉の表面にＣｕを粉末の形で拡散付着させた鉄基合金粉末であって、Ｃｕを２．０～５．０質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
　上記Ｃｕの１／１０～８／１０は上記原料鉄粉の表面に拡散付着し、かつ残りのＣｕは予合金化している粉末冶金用鉄基合金粉末。
２．前記１に記載の鉄基合金粉末を原料とする焼結鍛造部材。
　本発明によれば、鉄粉表面のＣｕ分布がより均一になるため、従来のＦｅ－Ｃｕ－Ｃ系の鉄基合金粉末に比べて、低い焼結温度でも焼結後の部材中のＣｕ分布が均一となる。このため、機械強度が高い焼結鍛造部材を低コストで製造することができる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明において、鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量は２．０～５．０質量％の範囲とする。
　鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量が２．０質量％に満たないと、Ｃｕ添加による焼結鍛造部材の強度向上効果が十分ではなくなる。一方、鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量が５．０質量％を超えても、５．０質量％のＣｕ添加の場合に比べて、焼結鍛造部材の強度はさほど向上しない。このため、鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量の上限は５．０質量％とする。
　なお、上記Ｃｕ以外の鉄基合金粉末の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　また、本発明は、上記鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量の１／１０～８／１０を、予合金化された原料鉄粉の表面に粉末の形で拡散付着させ、残りのＣｕは原料鉄粉中に予合金化させておくことが最大の特徴である。
　上記拡散付着させるＣｕ量が鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量の１／１０に満たないと、鉄基合金粉末の圧縮性向上の効果が低くなる。一方、拡散付着させるＣｕ量が鉄基合金粉末に含まれるＣｕ量の８／１０を超えると、予合金化された原料鉄粉の表面上でのＣｕ分布の均一性が向上せずに、焼結鍛造部材の強度向上効果が限定的となる。
　また、本発明において、予合金化された原料鉄粉の表面に粉末の形でＣｕを拡散付着させるとは、予合金化後の原料鉄粉の表面に、平均粒径（ｄ５０）：５０μｍ以下程度、好ましくは２０μｍ以下程度のＣｕ粉末を、拡散付着させることを意味する。なお、ここで言うＣｕ粉末の平均粒径（ｄ５０）とは、レーザー回折・散乱法によって体積基準で積算粒度分布を計測し、その値が５０％となる粒径を言う。
　本発明の鉄基合金粉末を樹脂に埋め込んだ後研磨して、その粒子断面の元素分布をＥＰＭＡでマッピングすると予合金化されたＣｕの分布が観察される。一方、鉄基合金粉末の粒子表面をＥＰＭＡでマッピングすると、鉄基合金粉末の粒子表面は、拡散付着したＣｕ粉末によって、粒子内部よりもＣｕが濃化している様子が観察される。
　なお、Ｃｕ粉末粒子が細かいほど焼結鍛造後のＣｕの均一性は良くなるが、平均粒径が２０μｍ以下の金属銅粉はコストが高い。そのため、金属銅粉を原料とした場合のＣｕ粉末の平均粒径の下限値は、１０μｍ程度とすることが好ましい。また、本発明で銅源として適用できる粉末は、金属銅や酸化銅など、鉄基合金粉末に用いられる従来公知のものを適用することが可能である。
　さらに、特許文献７に例示される酸化銅粉は、２０μｍ以下の粒径であっても比較的低コストであるため、好適に適用することができる。
　本発明に用いる鉄基合金粉末の原料となる鉄粉（本発明では、原料鉄粉という）は、鉄基合金粉末用に用いられる公知のものであれば、いずれの粉末でも使用することができる。
　なお、本発明における原料鉄粉の不純物量は、Ｃが０．０１質量％以下、Ｏが０．１５質量％以下、Ｓｉが０．０５質量％以下、Ｍｎが０．１２質量％以下、Ｐが０．０１５質量％以下、Ｓが０．０１５質量％以下、Ｃｒが０．０３質量％以下、Ｎが０．０１質量％以下およびその他の元素が０．０１質量％以下に抑制されることが望ましい。
　また、原料鉄粉の粒径は任意であるが、工業的に低コストで製造できるのは、水アトマイズ法では、平均（Ｄ５０）で３０～１５０μｍの範囲のものである。従って、原料鉄粉の粒径は、水アトマイズ法を用いる場合、平均（Ｄ５０）で３０～１５０μｍの範囲のものが好ましい。
　なお、ここで言う原料鉄粉の平均粒径（Ｄ５０）とは、ＪＩＳ Ｚ ２５１０に記載の乾式ふるい分け法で測定したものである。そして、平均粒径は、かかるふるい分け法で測定した粒度分布から質量基準の積算粒度分布を算出し、その値が５０％となる粒径を内挿法で求めたものである。
　次に、原料鉄粉の表面に粉末の形でＣｕを拡散付着させる方法について説明する。
　本発明に用いられる拡散付着方法は、鉄粉等の表面にＣｕ粉末を拡散付着させるための常法に従えば良いが、後述する拡散付着熱処理を用いることが好ましい。なお、Ｃｕ粉末として酸化銅粉を用いた場合には、還元雰囲気で拡散付着熱処理を行うことによって酸化銅粉が還元され、予合金化された原料鉄粉の表面に金属Ｃｕ粉が付着した本発明に従う鉄基合金粉末となる。
　次に、本発明に従う鉄基合金粉末の製造方法について説明する。　
　前記した原料鉄粉に対し、前記した成分範囲のＣｕを予合金化したのち、従来公知の任意の方法（水アトマイズ法、ガスアトマイズ法または電解法など）で、Ｃｕが予合金化された原料鉄粉とする。なお、水アトマイズ法を適用することによって低コストで製造することが可能となるので、Ｃｕが予合金化された原料鉄粉の製造には、水アトマイズ法を適用することが好ましい。
　熱処理：本発明では、原料鉄粉に含まれる酸素や炭素を除去する目的で、還元雰囲気中、８００～１０００℃の温度範囲で０．５～２時間程度保持する熱処理を行うことが可能である。
　Ｃｕ粉末混合：Ｃｕ予合金化後の原料鉄粉とＣｕ粉末とを、従来公知の任意の方法（Ｖ型混合機、ダブルコーン型混合機、へンシェルミキサまたはナウターミキサなど）を用いて混合する。なお、粉末混合時には、混合Ｃｕ銅粉末の偏析防止のために、マシン油などの結合剤を添加しても良い。
　拡散付着熱処理：上記Ｃｕ粉末の混合物を、還元雰囲気（水素ガスや水素窒素混合ガスなど）中で、７００～１０００℃の温度範囲で０．５～２時間程度保持する熱処理を施すことによって、Ｃｕ粉末が予合金化後の原料鉄粉の表面に拡散付着する。
　なお、前記した事前の酸素や炭素を除去する熱処理を省略した場合には、この工程で原料鉄粉に含まれる炭素や酸素が除去される。
　また、本発明における拡散付着の方法は、従来公知の任意の方法を用いることが可能であるが、例えば特許文献６に記載された方法や、特許文献８に記載された方法であっても好適に使用することができる。
　粉砕および分級：本発明では、ハンマーミルなど公知の任意の方法で粉砕したのち、篩などによって所定の粒度に分級することができる。
　本発明において、鉄基合金粉末の平均粒径（Ｄ５０）は、取り扱いの容易性等から、原料鉄粉と同様に３０～１５０μｍ程度とするのが好ましい。なお、ここで言う鉄基合金粉末の平均粒径（Ｄ５０）は、原料鉄粉の平均粒径と同様の方法で測定し、求めることができる。
　次に、本発明の鉄基合金粉末を用いた焼結鍛造部材の製造方法（焼結鍛造法）について説明する。
　前述した鉄基合金粉末に、所定量（例えば、０．３～０．８質量％）の炭素を、黒鉛粉の形態で混合（混合法は公知の任意の手段が適用可能）する。
　なお、黒鉛粉は天然黒鉛や人造黒鉛、カーボンブラックなど、従来公知のものがいずれも適用可能である。
　また、本発明の鉄基合金粉末に対し、さらにＣｕ粉を混合して、焼結鍛造部材の最終的なＣｕ量を調整することも可能である。
　同時に（または別工程で）、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤を０．３～１．０質量％の範囲で混合してもよい。さらに、ＭｎＳなど、切削性を改善する物質を、粉末の形で、０．１～０．７質量％の範囲で混合することも可能である。
　ついで、金型を用いて所定の形状に圧縮成形する。かかる圧縮成形は、焼結鍛造の際に用いられる公知の技術を用いれば良い。
　さらに、不活性または還元性の雰囲気で焼結する。焼結温度は１１２０～１２５０℃の範囲が好ましい。なお、焼結温度は、高温ほどＣｕ分布が均一となって好ましいが、高コストとなるため、本発明では、１１２０～１２５０℃の範囲が好ましい。より好ましくは、１１２０～１１８０℃の範囲である。
　ここで、上記焼結前に、上記潤滑剤を除去するため、４００～７００℃の温度範囲で一定時間保持する脱脂工程を追加してもよい。
　本発明では、焼結後に冷却せず連続して、または一旦冷却した後再加熱して、熱間で鍛造する。なお、鍛造条件は公知のもので良いが、鍛造時の温度は１０００～１２００℃の範囲が好ましい。
　上記した以外の焼結鍛造部材の製造条件や設備、その方法等は、公知のものを適用することができる。
・鉄基合金粉末の製造
　表１に示すように、Ｃｕをｌ．０～６．０質量％添加した溶鋼を、水アトマイズ法を用いて、Ｃｕが予合金化された原料鉄粉を製造した。なお、一部の原料鉄粉は、Ｃｕの予合金化を行わなかった。また、原料鉄粉の不純物含有量は、いずれも、Ｓｉ≦０．０５質量％、Ｍｎ≦０．１５質量％、Ｐ≦０．０２５質量％およびＳ≦０．０２５質量％であった。
　ついで、Ｃｕを予合金化した原料鉄粉およびＣｕを予合金化しなかった原料鉄粉に、平均粒径：２５μｍの電解銅粉を拡散付着用のＣｕ源として添加し、Ｖ型混合機を用いて１５分間混合した。なお、一部の条件では、かようなＣｕの添加を行わなかった。拡散付着用のＣｕ源としては、平均粒径１５μｍのアトマイズ銅粉（Ｎｏ．４Ａ）、平均粒径５μｍのアトマイズ銅粉（Ｎｏ．１５）、あるいは平均粒径２．５μｍの亜酸化銅粉（Ｎｏ．１４、およびＮｏ．１７Ａ）を用いた。また、Ｎｏ．１６は、本発明の鉄基合金鋼粉に所定量のＣｕ粉をさらに混合した。
　さらに、これらの粉末に対し、以下の拡散付着熱処理および粉砕を施した。
　拡散付着熱処理：水素雰囲気中、温度：９２０℃で、３０分間熱処理して、表１に示した成分の鉄基合金粉末を製造した。
　粉砕：ケーキ状に固化した熱処理体を、ハンマーミルを用いて粉砕し、目開きが１８０μｍの節で分級して、篩下を製品とした。粉砕後の製品のＣ量およびＯ量は、いずれの条件でも、Ｃ≦０．０１質量％、Ｏ≦０．２５質量％であった。なお、亜酸化銅をＣｕ粉として添加したＮｏ．１４およびＮｏ．１７Ａは、この処理によって亜酸化銅が金属銅に還元されていることを確認した。
・焼結鍛造部材の製造および評価
　鉄基合金粉末：１００質量部に対して、黒鉛粉：０．６質量部、潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）：０．８質量部、およびＭｎＳ粉末：０．６質量部を添加して、ダブルコーン型混合機を用いて混合し、混合粉を得た。
　この混合粉を、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの直方体形状に、所定の圧力で、圧縮成形した。圧縮成形後の圧縮密度を表１に併記する。
　ついで、ＲＸ雰囲気で、表１に記載した焼結温度で２０分間焼結した。
　さらに、室温まで一旦冷却した後、１１２０℃まで加熱して鍛造し、部材密度：７．８Ｍｇ／ｍ３以上となる試験片を作製した。
　この試験片から、長さ：５０ｍｍ×直径：３ｍｍの引張試験片を切り出して、降伏応力および破断前最大応力（引張強さ）を測定した。
　測定結果をさらに表１に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　Ｃｕ添加量が本発明の範囲より小さいＮｏ．１は、発明例に比較して降伏応力が低い。また、Ｃｕ添加量が本発明の範囲より高いＮｏ．２４は、圧粉密度が低位となってしまった。
　原料鉄粉にＣｕを混合しただけの、従来例（Ｎｏ．２、Ｎｏ，７およびＮｏ．８）は、それぞれ、Ｃｕ添加量を始めとするその他の条件が同一の発明例と（Ｎｏ．２はＮｏ．３Ａおよび４～５と、Ｎｏ．７はＮｏ．９～１１と、Ｎｏ．８はＮｏ．１２と）比較して焼結鍛造後の降伏応力が低い。これは、鉄粉表面のＣｕ分布の不均一性が原因であると考えられる。
　予合金化後の原料鉄粉にＣｕを拡散付着しない従来例（Ｎｏ．６、Ｎｏ．１９、およびＮｏ．２３）は、それぞれその他の条件が同一の発明例と（Ｎｏ．６はＮｏ．３Ａおよび４～５と、Ｎｏ．１９はＮｏ．９～１１および１６～１７と、Ｎｏ．２３はＮｏ．２０～２２およびＮｏ．２１Ａと）比較して圧縮密度が低く圧縮性が悪い。原料鉄粉にＣｕが過大に予合金化されているのが原因であると考えられる。
　Ｃｕ拡散付着量が本発明の範囲より低い条件（Ｎｏ．１８）は、その他の条件が同一の発明例（Ｎｏ．１０～１１、１６～１７）に比較して圧縮密度が低く圧縮性が悪い。原料鉄粉の素地にＣｕが過大に予合金化されているのが原因であると考えられる。
　Ｃｕ拡散付着量が本発明の範囲より高い条件（Ｎｏ．３、Ｎｏ．８Ａ、およびＮｏ．１９Ａ）は、それぞれその他の条件が同一の発明例と（Ｎｏ．３はＮｏ．３Ａおよび４～５と、Ｎｏ．８ＡはＮｏ．９～１１および１６～１７と、Ｎｏ．１９ＡはＮｏ．２０～２２およびＮｏ．２１Ａと）比較して降伏応力が低い。焼結部材内のＣｕ分布の不均一性が原因であると考えられる。
　拡散付着したＣｕ粉の粒径が小さい水準（Ｎｏ．４ＡおよびＮｏ．１５）は、Ｃｕ粉の粒径が粗くその他の条件が同一の水準（それぞれＮｏ．４およびＮｏ．１２）に比較して、降伏応力および引張強さが一段高い値となっている。これは、鉄粉表面のＣｕ分布がより均一であるからと考えられる。
　また、平均粒径が２．５μｍの亜酸化銅粉を拡散付着させるＣｕ粉として用いたＮｏ．１４は、Ｃｕ粉粒径が粗くその他の条件が同一のＮｏ．１２よりも降伏応力および引張強さが一段高くなっている。一方、Ｃｕ粉粒径が粗く焼結温度を１２５０℃としたＮｏ．１３とほぼ同等の降伏応力および引張強さを示している。これは、拡散付着させるＣｕ粉の粒径が小さいほど、低い焼結温度でも焼結部材中のＣｕ分布が均一となって、本発明の効果がより顕著に発現することを示している。
　なお、鉄粉にＣｕを混合した従来例で、焼結温度が１１７０℃のＮｏ．８よりも、焼結温度が１１２０℃の発明例（Ｎｏ．１０～１１および１６～１７）の方が、降伏応力が高くなっているのは、本発明に従うことで、低い焼結温度でも焼結部材中のＣｕ分布がより均一になっていることが原因であると考えられる。

Claims (2)

  1. 　Ｃｕを予合金化した原料鉄粉の表面に、Ｃｕを粉末の形で拡散付着させた鉄基合金粉末であって、Ｃｕを２．０～５．０質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　上記Ｃｕの１／１０～８／１０は上記原料鉄粉の表面に拡散付着し、かつ残りのＣｕは予合金化している粉末冶金用鉄基合金粉末。
  2. 　請求項１に記載の鉄基合金粉末を原料とする焼結鍛造部材。
     
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