(57)【要約】      （修正有）【課題】優れた耐熱性および耐摩耗性を有するとともに、寒冷地において生じる塩害に対しても優れた耐食性を有する焼結合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】全体組成が、質量％で、Ｃｒ：１０．３７〜３９．７３％、Ｎｉ：５．１０〜２４．８９％、Ｓｉ：０．１４〜２．５２、Ｃｕ：１．０〜１０．０％、Ｐ：０．１〜１．５％、Ｃ：０．１８〜３．２０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、平均粒子径が１０〜５０μｍの金属炭化物が析出する相Ａと、平均粒子径が１０μｍ以下の金属炭化物が析出する相Ｂが斑状に分布するとともに、前記相Ａに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＡと前記相Ｂに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＢが、ＤＡ＞ＤＢとなる関係を満足する金属組織を示す焼結合金とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体組成が、質量％で、Ｃｒ：１０．３７〜３９．７３％、Ｎｉ：５．１０〜２４．８９％、Ｓｉ：０．１４〜２．５２、Ｃｕ：  １．０〜１０．０％、Ｐ：０．１〜１．５％、Ｃ：０．１８〜３．２０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
平均粒子径が１０〜５０μｍの金属炭化物が析出する相Ａと、平均粒子径が１０μｍ以下の金属炭化物が析出する相Ｂが斑状に分布するとともに、
前記相Ａに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＡと前記相Ｂに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＢが、ＤＡ＞ＤＢとなる関係を満足する金属組織を示すことを特徴とする焼結合金。
【請求項２】
前記相Ａの最大径が５００μｍ以下であり、前記相Ａの、前記相Ａ及び前記相Ｂの合計に対する割合が２０〜８０％であることを特徴とする請求項１に記載の焼結合金。
【請求項３】
質量％で、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、およびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１種を５％以下の割合で含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の焼結合金。
【請求項４】
質量％で、Ｃｒ：２５〜４５％、Ｎｉ：５〜１５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｃ：０．５〜４．０％、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる組成の鉄合金粉末Ａを準備する工程と、
質量％で、Ｃｒ：１２〜２５％、Ｎｉ：５〜１５％、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる組成の鉄合金粉末Ｂを準備する工程と、
質量％で、Ｐ：１０〜３０％、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる組成の鉄−リン粉末若しくはＰ：５〜２５％、残部がＣｕおよび不可避不純物よりなる組成の銅−リン粉末、ニッケル粉末、銅粉末若しくは銅合金粉末および黒鉛粉末を準備する工程と、
前記鉄合金粉末Ａおよび前記鉄合金粉末Ｂを、前記鉄合金粉末Ａの、前記鉄合金粉末Ａおよび前記鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合が２０〜８０質量％となるように混合するとともに、前記鉄−リン粉末若しくは前記銅−リン粉末と、前記ニッケル粉末と、前記銅粉末若しくは前記銅合金粉末と、前記黒鉛粉末を添加混合して、質量％で、Ｃｒ：１０．３７〜３９．７３％、Ｎｉ：５．１０〜２４．８９％、Ｓｉ：０．１４〜２．５２、Ｃｕ：  １．０〜１０．０％、Ｐ：０．１〜１．５％、Ｃ：０．１８〜３．２０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物となる原料粉末を調整する工程と、
前記原料粉末を成形した後に焼結する工程と、
を備えることを特徴とする焼結合金の製造方法。
【請求項５】
前記鉄合金粉末Ａは、最大粒子径が３００μｍ以下の粉末（５０メッシュの篩を通過する粉末）であることを特徴とする請求項４に記載の焼結合金の製造方法。
【請求項６】
前記ニッケル粉末は、最大粒子径が７４μｍ以下の粉末（２００メッシュの篩を通過する粉末）であることを特徴とする請求項４または５に記載の焼結合金の製造方法。
【請求項７】
前記銅合金粉末は、銅−ニッケル合金であることを特徴とする請求項４〜６のいずれかに記載の焼結合金の製造方法。
【請求項８】
前記鉄合金粉末Ａ及び前記鉄合金粉末Ｂの少なくとも一方に、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉからなる群より選ばれる少なくとも１種を、前記原料粉末の全体において５質量％以下の割合で含有させることを特徴とする請求項４〜７のいずれかに記載の焼結合金の製造方法。
【請求項９】
前記焼結における焼結温度が１０００〜１２００℃の範囲であることを特徴とする請求項４〜８のいずれかに記載の焼結合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えばターボチャージャー用ターボ部品、特に耐熱性、耐食性および耐摩耗性が要求される耐熱軸受等に好適な焼結合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、内燃機関に付設されるターボチャージャーでは、内燃機関のエキゾーストマニホールドに接続されたタービンハウジングに、タービンが回転自在に支持されている。タービンハウジングに流入した排気ガスは、外周側からタービンに流れ込んで軸方向へ排出され、その際にタービンを回転させる。そして、タービンの反対側で同じ軸に設けられたコンプレッサが回転することにより、内燃機関へ供給する空気を圧縮する。このようなターボチャージャーにおいては、エキゾーストマニホールドからタービンハウジングに排気ガスが流入する際、安定した過給圧を得ることと、ターボチャージャー自体やエンジンの損傷を抑制するために、ノズルベーンやバルブの開閉により排気ガスの一部を分流させ、タービンへの流入量を調整する。
【０００３】
上記のバルブを受ける軸受は、高温の排気ガスに曝されるとともに、優れた耐摩耗性が必要とされ、この軸受はタービンハウジングと伴に一部外気に曝されるため、塩害などの腐食環境下に置かれるため、優れた耐食性が必要とされる。
【０００４】
また、ターボチャージャー用ターボ部品は、高温の腐食性ガスである排気ガスと接触することから耐熱性と耐食性が要求されるとともに、ノズルベーンやバルブシャフトと摺接するために耐摩耗性も要求される。このため、従来、例えば高Ｃｒ鋳鋼や、ＪＩＳ規格で規定されているＳＣＨ２２種に耐食性向上の目的でＣｒ表面処理を施した耐摩耗材料等が使用されている。また、耐熱性とともに耐食性および耐摩耗性に優れ、しかも価格が低廉な耐摩耗部品として、フェライト系ステンレス鋼の基地中に炭化物を分散させた耐摩耗性焼結部品が提案されている（例えば特許文献１）。
【０００５】
しかしながら、特許文献１の焼結部品は液相焼結により得られるため寸法精度の要求が厳しい場合に機械加工する必要があるが、硬い炭化物が多量に析出するため、被削性が悪く、被削性の改善が望まれている。さらに、ターボチャージャーの構成部品は、一般に、オーステナイト系耐熱材料で構成されるが、特許文献１に記載のターボチャージャー用ターボ部品はフェライト系の材料から構成されている。この場合、周囲の部材と熱膨張係数が異なるため、両者の材料からなる構成部品間に隙間が生じ、これらの接続が不十分となるなど、適用にあたっての部品設計が難しく、周囲のオーステナイト系耐熱材料と同等の熱膨張係数であることが望まれている。
【０００６】
一方、ターボチャージャーが搭載される自動車等の輸送機械は、温暖な地域から寒冷な地域まで幅広い環境の下で使用されるため、ターボチャージャー用ターボ部品においても幅広い環境下で優れた耐摩耗性とともに優れた耐食性を発揮することが求められる。例えば、寒冷地では凍結防止剤や融雪剤として、路面にＮａＣｌ（塩化ナトリウム）やＣａＣｌ（塩化カルシウム）等の塩が散布されている。このような塩が散布された路面には、塩により雪や氷が溶けて、塩が高濃度に溶けた水が多量に存在するため、このような路面を輸送機械が走行すると、塩が高濃度に溶けた水が車体の裏側に撥ねて付着することとなる。このような水に多量に含まれる塩化物イオンはステンレス鋼の表面に形成された不動態被膜を破壊して腐食が進行するため、ターボチャージャー用の耐熱軸受には、塩害として腐食の問題が発生する。
【０００７】
この塩害腐食のメカニズムは、ステンレス鋼の表面に形成された不動態皮膜（Ｃｒ２Ｏ３）がＮａＣｌのＮａとともにＨ２Ｏと反応して、水溶性のＮａ２ＣｒＯ４が形成され、不動態皮膜が溶融するためといわれている。そして、不動態皮膜の溶融に伴って、ステンレス鋼の内部からは適宜Ｃｒが供給されるため、ステンレス鋼中のＣｒ量が不足してしまうためと考えられている。
【０００８】
このような塩害腐食の環境下においては、上記の特許文献１の焼結合金であっても、腐食が進行するため、これに変わる新規な耐摩耗性とともに耐食性を有する焼結合金が望まれている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３７８４００３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
このことから、本発明は、優れた耐熱性および耐摩耗性を有するとともに、寒冷地において生じる塩害に対しても優れた耐食性を有する焼結合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決する本発明の焼結合金は、比較的大きな炭化物が分散する耐熱性と耐食性を有する相Ａと、比較的小さな炭化物が分散する耐熱性と耐食性を有する相Ｂとの２相から構成し、相Ｂ中に相Ａが斑状に分散する金属組織としたことを本発明の焼結合金の第１の骨子とする。比較的大きな炭化物が均一に分散する焼結合金に比して、比較的小さな炭化物が分散する相Ｂは、前記炭化物の相中でのなじみ性を向上させて、自己の耐摩耗性を向上させるとともに、相手攻撃性を緩和して相手部材の摩耗を抑制する。また、炭化物の大きさが小さいことにより、切削工具の刃先への衝撃が緩和され、被削性の向上に寄与する。しかしながら、比較的小さな炭化物が分散する相Ｂのみでは、塑性流動が生じ易いため、本発明においては、比較的小さな炭化物が分散する相Ｂ中に、比較的大きな炭化物が分散する相Ａを斑状に分散することで相Ｂの塑性流動を防止し、焼結合金の耐摩耗性に寄与する。本発明の焼結合金は、上記の構成としたことにより、耐摩耗性の向上と被削性の向上を両立したものである。
【００１２】
本発明の焼結合金においては、上記の相Ａおよび相ＢともにＮｉを含有させてオーステナイト組織としたことを本発明の焼結合金の第２の骨子とする。このように基地組織を全てオーステナイト組織としたことにより、高温における耐熱性、耐食性を向上するとともに、周囲のオーステナイト系耐熱材料と同等の熱膨張係数とすることができる。
【００１３】
本発明の焼結合金においては、さらに、Ｃｕを含有させて焼結合金表面に塩により破壊されない亜酸化銅（Ｃｕ２Ｏ）の被膜を形成することで塩化物イオンとのアノード反応を抑制し、塩害による腐食を抑制することを第３の骨子とする。
【００１４】
具体的には、本発明の焼結合金は、全体組成が、質量％で、Ｃｒ：１０．３７〜３９．７３％、Ｎｉ：５．１０〜２４．８９％、Ｓｉ：０．１４〜２．５２、Ｃｕ：  １．０〜１０．０％、Ｐ：０．１〜１．５％、Ｃ：０．１８〜３．２０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、平均粒子径が１０〜５０μｍの金属炭化物が析出する相Ａと、平均粒子径が１０μｍ以下の金属炭化物が析出する相Ｂが斑状に分布するとともに、
前記相Ａに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＡと前記相Ｂに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＢが、ＤＡ＞ＤＢとなる関係を満足する金属組織を示すことを特徴とする。
【００１５】
本発明の焼結合金においては、前記相Ａの最大径が５００μｍ以下であり、前記相Ａの、前記相Ａ及び前記相Ｂの合計（すなわち、気孔を除く基地）に対する割合が２０〜８０％であることを特徴とすることを好ましい態様とする。
【００１６】
上記の、比較的大きな炭化物が分散する相Ａと比較的小さな炭化物が分散する相Ｂとの２相から構成するとともに、相Ｂ中に相Ａが斑状に分散する金属組織を示す焼結合金を得るにあたり、予めＣを含有して粉末中に炭化物が析出した鉄合金粉末Ａと、Ｃを含有せず粉末中に炭化物が析出しない鉄合金粉末Ｂを混合して用いることを本発明の焼結合金の製造方法の第１の骨子とする。
【００１７】
また、上記の相Ａおよび相Ｂともにオーステナイト組織とするにあたり、上記の鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂとの双方にＮｉを含有させるとともに、さらにニッケル粉末を添加することを本発明の焼結合金の製造方法の第２の骨子とする。
【００１８】
さらに、上記の相Ａおよび相Ｂの耐食性を高めるにあたり、銅若しくは銅合金粉末を添加することを本発明の焼結合金の製造方法の第３の骨子とする。
【００１９】
具体的に、本発明の焼結合金の製造方法は、質量％で、Ｃｒ：２５〜４５％、Ｎｉ：５〜１５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｃ：０．５〜４．０％、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる組成の鉄合金粉末Ａを準備する工程と、質量％で、Ｃｒ：１２〜２５％、Ｎｉ：５〜１５％、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる組成の鉄合金粉末Ｂを準備する工程と、質量％で、Ｐ：１０〜３０％、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる組成の鉄−リン粉末若しくはＰ：５〜２５％、残部がＣｕおよび不可避不純物よりなる組成の銅−リン粉末、ニッケル粉末、銅粉末若しくは銅合金粉末および黒鉛粉末を準備する工程と、前記鉄合金粉末Ａおよび前記鉄合金粉末Ｂを、前記鉄合金粉末Ａの、前記鉄合金粉末Ａおよび前記鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合が２０〜８０質量％となるように混合するとともに、前記鉄−リン粉末若しくは前記銅−リン粉末と、前記ニッケル粉末と、前記銅粉末若しくは前記銅合金粉末と、前記黒鉛粉末を添加混合して、質量％で、Ｃｒ：１０．３７〜３９．７３％、Ｎｉ：５．１０〜２４．８９％、Ｓｉ：０．１４〜２．５２、Ｃｕ：  １．０〜１０．０％、Ｐ：０．１〜１．５％、Ｃ：０．１８〜３．２０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物となる原料粉末を調整する工程と、前記原料粉末を成形した後に焼結する工程とを備えることを特徴とする。
【００２０】
また、本発明の焼結合金の製造方法においては、前記鉄合金粉末Ａおよび前記鉄合金粉末Ｂは、いずれも最大粒子径が３００μｍ以下の粉末（５０メッシュの篩を通過する粉末）であること、前記ニッケル粉末は、最大粒子径が４３μｍ以下の粉末（３２５メッシュの篩を通過する粉末）であること、前記鉄合金粉末Ａおよび前記鉄合金粉末Ｂのうちの一方若しくは両方に、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの少なくとも一種を、前記原料粉末の組成において１〜５質量％となる量を含有すること、前記焼結における焼結温度が１０００〜１２００℃の範囲であること、を好ましい態様とする。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の焼結合金は、ターボチャージャー用ターボ部品として好適なものであり、平均粒子径が１０〜５０μｍの金属炭化物が析出する相Ａと、平均粒子径が１０μｍ以下の金属炭化物が析出する相Ｂとが斑状に分布する金属組織を示し、高温における優れた耐熱性、耐食性および耐摩耗性を有するとともに、優れた被削性を有し、かつ、基地組織がオーステナイトであるため、オーステナイト系耐熱材料と同等の熱膨張係数を有し、部品設計を容易にすることができる。さらに、塩化物イオンに対して強いＣｕを含有して塩害による腐食を抑制したものであり、寒冷地においても、良好な耐食性を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の焼結合金の金属組織写真の一例である。
【図２】図１の金属組織写真において、相Ａの範囲を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
［焼結合金の金属組織］
炭化物の大きさは耐摩耗性に大きく寄与する。耐摩耗性は出来るだけ多くの炭化物が存在することにより向上する。しかしながら、炭化物の量が多いと、自己の耐摩耗性は向上するものの、相手材への攻撃性が増加し、全体としての摩耗量がかえって増加することとなる。また、大きな炭化物のみを基地中に分散させる場合において、耐摩耗性向上のため、炭化物の分散頻度をある程度確保しようとすると、より多くのＣが必要となり、硬質な炭化物がある程度の分散頻度で分散することから被削性が低いものとなる。
【００２４】
本発明の焼結合金においては、比較的大きな炭化物が分散する相Ａと比較的小さな炭化物が分散する相Ｂとの２相から構成することによって、炭化物の分散頻度を確保して耐摩耗性を維持するとともに、全体として炭化物の量を低減して、相手材への攻撃性の低減と、被削性の向上とを達成したものである。
【００２５】
比較的大きな炭化物相は基材の凝着摩耗を防止しつつ塑性流動の防止効果として寄与する。そのため、比較的大きな炭化物相に析出する炭化物の平均粒子径は１０μｍ未満では塑性流動の防止に寄与しない。一方、比較的大きな炭化物相に析出する炭化物の平均粒子径が５０μｍより大きくなると、炭化物自体が凝集することとなり、局所的な相手材への攻撃性が強くなる。また、炭化物が成長し過ぎると炭化物間の間隔が広くなるため、炭化物のない基地の間隔が広くなり、その部分は凝着摩耗の起点となりやすい。そのため、比較的大きな炭化物相が存在する相Ａの炭化物の大きさは平均粒子径で１０〜５０μｍとする。
【００２６】
一方、比較的大きな炭化物が分散する相Ａ以外の部分に炭化物が析出しない場合には、この部分が相手材に凝着して摩耗が進行することとなる。このため、比較的大きな炭化物が分散する相Ａ以外の部分についても、炭化物を分散させて凝着摩耗の発生を防止する必要がある。この観点から、比較的大きな炭化物が分散する相Ａ以外の部分については、微細な炭化物が分散する相Ｂとして構成する。このように相Ｂの炭化物を上記の相Ａに比して微細な炭化物とすることで、炭化物の分散頻度を高くしたまま、全体としてのＣ量を低減して炭化物の量を低減することが可能となる。
【００２７】
この小さな炭化物が分散する相Ｂに分散する炭化物は、凝着摩耗が抑制できる程度の大きさとし、平均粒子径で１０μｍ以下、好ましくは２μｍ以上とするとする。１０μｍ以上では炭化物が成長し過ぎて炭化物の分散頻度が少なく耐摩耗性が低下することとなる。なお、２μｍよりも小さいと、凝着摩耗を十分に抑制できない場合がある。
【００２８】
なお、相Ａに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＡと相Ｂに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＢとが、ＤＡ＞ＤＢとなるように構成する必要がある。すなわち、相Ａに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＡと相Ｂに析出する金属炭化物の平均粒子径ＤＢが等しい場合、相Ａと相Ｂのように炭化物の大きさの異なる相が形成されず、耐摩耗性の向上、相手材への攻撃性の低減、被削性の向上の何れかの特性が達成されなくなる。当該平均粒子径は、焼結合金の断面を鏡面研磨した後、王水（硝酸：塩酸＝１：３）で腐食し、その金属組織を２００倍の倍率で顕微鏡観察するとともに、画像解析ソフトウェア（例えば三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦ等）によって画像解析して、各相の各炭化物の面積を円相当径に換算するとともに各相の炭化物粒子の大きさ（円相当径）を平均して求めたものである。
【００２９】
上記の比較的大きな炭化物が分散する相Ａと、上記の比較的小さな炭化物が分散する相Ｂとは、斑状に分散することで、 炭化物の分散頻度を確保して耐摩耗性を維持するとともに、全体として炭化物の量を低減して、相手材への攻撃性の低減と、被削性の向上を果たすことが可能となる。
【００３０】
比較的小さな炭化物が分散する相Ｂに対する比較的大きな炭化物が分散する相Ａの割合は、焼結合金の金属組織断面を観察したときの気孔を除く基地、すなわち相Ａおよび相Ｂの合計に対して２０〜８０％の範囲とする相Ａの割合が２０％を下回ると耐摩耗性の確保に必要な相Ａの量が不足して耐摩耗性が低下する。一方、相Ａの割合が８０％を超えると相手攻撃性が高い相が過多となって相手材の摩耗を促進するとともに、大きな炭化物が増加することにより被削性が低下することとなる。相Ｂに対する相Ａの割合は、３０〜７０％が好ましく、４０〜６０％がさらに好ましい。
【００３１】
比較的大きな炭化物が分散する相Ａは、炭化物の大きさが平均で１０μｍ〜５０μｍの比較的大きな炭化物が集中して分散している相であり、相Ａの大きさは、比較的大きな炭化物の最外周を結ぶ領域とする。この比較的大きな炭化物が分散する相Ａの大きさは、５００μｍより大きくなると、相Ａの分散が焼結合金内で偏って分散することとなり、局所的な耐摩耗性の低下がおこる。また、切削加工が必要な場合、材料内の硬さが大きく変わるため、工具の寿命を低下させる。その一方で、相Ａの大きさが１０μｍより小さいと、内部に析出分散する炭化物の大きさが１０μｍを下回ることとなる。
【００３２】
［焼結合金の製造方法および原料粉末の成分限定理由］
上記の比較的大きな炭化物が分散する相Ａと、上記の比較的小さな炭化物が分散する相Ｂとが斑状に分散する金属組織を得るためには、上記の相Ａを形成する鉄合金粉末Ａと、上記の相Ｂを形成する鉄合金粉末Ｂとを混合して成形、焼結することで得ることができる。
【００３３】
上記の比較的大きな炭化物が分散する相Ａ、および上記の比較的小さな炭化物が分散する相Ｂ、ともに耐熱性および耐食性が必要である。このため、鉄基地に固溶して鉄基地の耐熱性および耐食性を向上させる作用を有するＣｒをいずれの相にも含有させる。また、ＣｒはＣと結合してクロム炭化物やクロムと鉄の複合炭化物（「クロム炭化物」および「クロムと鉄との複合炭化物」を以降、単に「クロム炭化物」と称す）を形成して耐摩耗性を向上させる作用を有する。このようなＣｒの効果を基地中に均一に作用させるため、Ｃｒは上記の鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂのそれぞれに固溶して付与する。
【００３４】
ここで、比較的大きな炭化物が分散する相Ａを形成するため鉄合金粉末Ａは、Ｃを予め含有するとともに、比較的小さな炭化物が分散する相Ｂを形成する鉄合金粉末Ｂより多量のＣｒを含有させることで、鉄合金粉末Ａ中に予めクロム炭化物が形成された粉末を用いる。このように予めクロム炭化物が形成された合金粉末Ａを用いると、焼結の過程で、既に形成されているクロム炭化物が核となって炭化物の成長が生じ、比較的大きな炭化物が分散する相Ａが形成される。このような作用を得るため、鉄合金粉末Ａは、質量％で、Ｃｒ：２５〜４５％およびＣ：０．５〜４．０％を含有するものとする。
【００３５】
鉄合金粉末ＡのＣｒ量は、上記のように予め鉄合金粉末中にクロム炭化物が析出して分散することから、Ｃｒ量が２５質量％に満たないと、基地部分のＣｒ量が乏しくなって鉄合金粉末Ａにより形成される相Ａの基地部分の耐熱性や耐食性が低下することとなる。一方、鉄合金粉末ＡのＣｒの含有量が４５質量％を超えると原料粉末の圧縮性が著しく損なわれるため、鉄合金粉末ＡのＣｒの含有量の上限を４５質量％とする。
【００３６】
また、鉄合金粉末ＡのＣが、０．５質量％に満たないと、鉄合金粉末Ａ中に予め析出するクロム炭化物の量が乏しく、焼結時に核となる炭化物が乏しくなって、鉄合金粉末Ａにより形成される相Ａに分散する炭化物の大きさを上記の範囲とすることが難しくなる。一方、鉄合金粉末Ａに４．０質量％を越える量のＣを含有させると、鉄合金粉末Ａ中に析出する炭化物の量が過多となり、鉄合金粉末Ａの硬さの増加が著しくなって、原料粉末の圧縮性を損なうこととなる。
【００３７】
一方、鉄合金粉末ＢのＣｒ量は、１２〜２５質量％とし、Ｃを含有しないこととする。Ｃｒ量が１２質量％に満たないと、焼結時にクロム炭化物が形成されて基地部分のＣｒ量が低下し、焼結後に形成される相Ｂの基地部分の耐熱性や耐食性が低下することとなる。一方、鉄合金粉末Ｂは耐摩耗性に寄与する炭化物を微細分散させるため、Ｃｒの含有量を抑制する必要があり、このため、上限を２５質量％とする。
【００３８】
上述のように、鉄合金粉末Ｂは、鉄合金粉末ＡよりＣｒ量が少なく、Ｃを含有しないので、焼結の過程で鉄合金粉末Ｂ中のＣｒと後述する黒鉛粉末の形態で付与されたＣが結合してクロム炭化物が形成されるが、予めクロム炭化物を含有していないことから、クロム炭化物の成長の速度が遅く、比較的小さな炭化物が分散する相Ｂが形成される。このため、鉄合金粉末Ｂは、質量％で、Ｃｒ：１２〜２５％を含有し、Ｃを含有しないものとする。なお、鉄合金粉末Ｂにおいて「Ｃを含有しない」とは、積極的に添加しないことを意味し、不可避不純物として含有される程度の量は許容する。
【００３９】
焼結時に、鉄合金粉末Ａから形成される相Ａおよび鉄合金粉末Ｂから形成される相Ｂに炭化物を析出分散させるためのＣは、鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂとの混合粉末に黒鉛粉末の形態で付与される。このため、全体組成におけるＣ量より鉄合金粉末によるＣ量を除いた分が黒鉛粉末として付与される。
【００４０】
ここで、全体組成におけるＣ量が０．１８質量％に満たない炭化物の析出が乏しくなり耐摩耗性が低下することとなる。一方で全体組成におけるＣ量が３．２質量％を超えると炭化物の析出量が過大となって、焼結合金が脆化するとともに、相手攻撃性が著しく増大して相手材を摩耗させたり、焼結合金の被削性を悪化させたりする。また、炭化物の析出量が過大となると、その分焼結合金の基地に含有されるＣｒ量が低下することとなり、焼結合金の耐熱性および耐食性を低下させることとなる。このため、原料粉末に添加する黒鉛粉末の量は鉄合金粉末ＡによるＣ量と併せて、原料粉末の組成におけるＣ量が０．１８〜３．２質量％の範囲となるよう調整して添加される。
【００４１】
なお、黒鉛粉末は上記の炭化物形成の作用の他、後述する、鉄−リン合金粉末とともに、焼結時にＦｅ−Ｐ−Ｃ液相を発生させ、液相化温度を低減して、焼結合金の緻密化促進に寄与する作用も有する。
【００４２】
焼結合金の基地は、耐熱性および耐食性が必要であるとともに、周囲のオーステナイト系耐熱材料と同等の熱膨張係数とする必要がある。このため本発明の焼結合金においては、鉄基地に固溶して鉄基地の耐熱性および耐食性を向上させるとともに、鉄基地をオーステナイトとするためＮｉを含有させる。本発明の焼結合金は、比較的大きな炭化物が分散する相Ａ、および上記の比較的小さな炭化物が分散する相Ｂからなり、これらの相が斑状に分散する金属組織を示すが、相Ａおよび相Ｂともにオーステナイト基地とするため、相Ａを形成する鉄合金粉末Ａおよび相Ｂを形成する鉄合金粉末Ｂともに、Ｎｉを含有させるとともに、原料粉末にニッケル粉末を添加する。
【００４３】
鉄合金粉末にＮｉを含有させると、鉄合金粉末の基地がオーステナイト基地となり、鉄合金粉末の硬さを低減して原料粉末の圧縮性が向上する作用も得ることができる。鉄合金粉末中のＮｉ量が５質量％に満たないと鉄合金粉末のオーステナイト化が不十分である。一方、鉄合金粉末中のＮｉ量が１５質量％を超えても圧縮性の向上は見られない。さらに、ＮｉはＦｅやＣｒに比較して高価であり、近年、地金の価格も高騰している。これらのことから、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末ＢともにＮｉ量を５〜１５質量％とする。
【００４４】
上記の鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂに固溶して与えるＮｉに加えて、ニッケル粉末の形態で原料粉末に添加して付与すると、焼結合金の緻密化が促進される。この緻密化促進の効果は、ニッケル粉末の添加量が１質量％に満たないとその効果が乏しい。一方、ニッケル粉末の添加量が１２質量％を超えると、粉末の形態で付与するＮｉが過大となり、鉄基地中に拡散しきらず、Ｎｉが単体で残留し易くなる。このようにニッケル粉末が残留して形成されるＮｉ相には炭化物が析出しないことから、相手材に凝着し易く、そこから摩耗が進行して焼結合金の耐摩耗性が低下することとなる。このため、原料粉末へのニッケル粉末の添加量を１〜１２質量％とする。
【００４５】
また、添加するニッケル粉末としては、ニッケル粉末の粒径が小さくなるほど、焼結後にＮｉ相が残留し難くなるため好ましい。また、ニッケル粉末の粒径が小さくなるほど、粉末の比表面積が増大し、焼結時の拡散が促進されて焼結合金の緻密化の効果が大きくなる。このため、ニッケル粉末は、２００メッシュの篩を通過する粉末、すなわち最大粒径が７４μｍ以下のニッケル粉末が好ましく、３２５メッシュの篩を通過する粉末、すなわち最大粒径が４３μｍ以下のニッケル粉末がより好ましい。なお、ニッケル粉末の粒径の下限値は問わないが、ナノ粉末はコストが高くなるため好ましくなく、平均粒径で１〜５μｍ程度のものが適当である。
【００４６】
Ｃｒ等の易酸化元素を含有する鉄合金粉末の製造において、Ｓｉは脱酸剤として溶湯に添加される。また、Ｓｉは鉄基地中に固溶して与えられると基地の耐酸化性、耐熱性を高める作用を有する。しかしながら、鉄基地中にＳｉが固溶すると基地が硬化するという好ましくない作用を有する。ここで、上記の鉄合金粉末Ａは、予め炭化物が析出することから、元々の粉末硬さが高いものであり、一方、上記の鉄合金粉末Ｂは、軟質であり、両者を混合することで原料粉末の圧縮性を確保するものである。このため、本発明の焼結合金の製造方法においては、易酸化元素であるＣｒを多量に含有するとともに、元々の粉末硬さが高い鉄合金粉末Ａに、上記効果を有するＳｉを与えることで、上記のＳｉの作用を焼結合金に付与する。
【００４７】
この観点から、鉄合金粉末ＡにはＳｉを１．０〜３．０質量％含有させる。鉄合金粉末Ａに含有されるＳｉ量が１．０質量％未満ではその効果が乏しく、一方、３．０質量％を超えると鉄合金粉末Ａが硬くなり過ぎて原料粉末の圧縮性が著しく損なわれることとなる。
【００４８】
その一方で、鉄合金粉末Ｂについては、原料粉末の圧縮性の観点からＳｉを含有させないこととする。ただし、鉄合金粉末Ｂについても易酸化元素であるＣｒを含有するため、鉄合金粉末の製造において脱酸剤として使用されるため、１．０％以下のＳｉについては、不可避不純物として許容される。
【００４９】
Ｃｕはステンレス鋼の強度を高めるとともに、不動態皮膜を安定化させ、特に塩化ナトリウム等の塩に対する耐食性を向上させるために添加する。すなわち、焼結中に固溶したＣｕは冷却過程で析出するが、これらのＣｕは腐食環境下で一度溶融し、不動態被膜の表面を覆うことによってアノード反応を抑制し、塩化ナトリウム等の塩に対する耐食性を向上させる。ここで、オーステナイト基地中ではＣｕの固溶限が大きいため、Ｃｕ量は、１質量％以下ではその効果が得られない。一方、１０質量％をこえると過度の遊離Ｃｕ相が析出し、これが溶出することで焼結合金の表面積が増加して孔食腐食やすきま腐食を誘発して耐食性がかえって低下することとなる。
【００５０】
Ｃｕの添加方法としてはあらかじめ、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂのいずれか若しくは双方に粉末の段階で合金化しておいても構わないが、より好ましい形態としては、粉末の状態で鉄合金粉末Ａ等の原料粉末に添加することが好ましい。なお、Ｃｕは焼結中に液相を発生させ焼結の結合を強める。また、鉄合金粉末ＡおよびＢなどの高クロム合金粉末は粉末の段階で不動態皮膜が形成されているため、焼結過程における銅の液相発生は焼結助剤としても働く。
【００５１】
添加する銅は銅合金としても構わない。例えば、前述したニッケル粉末の代替として銅−ニッケル合金粉末として添加することによって、ニッケルの拡散を助長することが可能となる。
【００５２】
原料粉末には、焼結時に液相を発生して焼結合金の緻密化を行うため、Ｐが鉄−リン合金粉末の形態で添加され付与される。Ｐは、Ｃとともに焼結時にＦｅ−Ｐ−Ｃ液相を発生させて焼結体の緻密化を促進する。これにより、密度比が９０％以上の焼結合金を得ることが可能となる。鉄−リン合金粉末のＰ含有量は、１０質量％未満では十分な液相が発生せず焼結体の緻密化に寄与しない。一方、３０質量％を超えると鉄−リン合金粉末の粉末硬さが増加して原料粉末の圧縮性が著しく損なわれる。
【００５３】
上記鉄−リン合金粉末の混合粉末への添加量は、１．０質量％未満では液相発生量が乏しく十分な緻密化が達成できないため、焼結合金の密度比が９０％を下回るようになる。一方、鉄−リン合金粉末の添加量が５．０質量％を超えると、発生する液相の量が過多となり、焼結時に型くずれが生じるおそれがある。以上より、Ｐの含有量が１０〜３０質量％の鉄−リン合金粉末を用いるとともに、鉄−リン合金粉末の混合粉末への添加量は１．０〜５．０質量％とする。鉄−リン合金粉末は上記のようにＦｅ−Ｐ−Ｃ液相を発生するが、その後、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂから形成される鉄基地に拡散して吸収される。
【００５４】
本発明では、鉄−リン合金粉末を銅−リン合金としても代替が可能である。銅−リン合金も比較的低融点で液相発生が可能である。なお、銅−リン合金を用いる場合、上記同様の理由から、銅−リン合金粉末の混合粉末への添加量は１．０〜５．０質量％であることが好ましく、Ｐの含有量は５〜２５質量％であることが好ましい。
【００５５】
以上より、原料粉末は、鉄合金粉末Ａ、鉄合金粉末Ｂ、黒鉛粉末、ニッケル粉末、銅粉末および鉄−リン合金粉末の混合粉末からなる。上述したように、鉄合金粉末Ａの組成は、質量％で、Ｃｒ：２５〜４５％、Ｎｉ：５〜１５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｃ：０．５〜４．０％、残部がＦｅおよび不可避不純物とする。また、鉄合金粉末Ｂの組成は、質量％で、Ｃｒ：１２〜２５％、Ｎｉ：５〜１５％、残部がＦｅおよび不可避不純物とする。さらに、鉄−リン合金粉末の組成は、質量％で、Ｐ：１０〜３０％、残部がＦｅおよび不可避不純物である。また、銅−リン合金粉末を用いる場合、その組成は、質量％で、Ｐ：５〜２５％、残部がＣｕおよび不可避不純物である。
【００５６】
上記の原料粉末のうち、鉄合金粉末Ａは焼結合金の比較的大きな炭化物が分散する相Ａを形成し、鉄合金粉末Ｂは焼結合金の比較的小さな炭化物が分散する相Ｂを形成する。また、黒鉛粉末および鉄−リン合金粉末は、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相を発生して焼結合金の緻密化に寄与した後、相Ａおよび相Ｂからなる焼結合金の鉄基地に拡散して吸収される。このため、鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合を、２０〜８０質量％とすることで、焼結合金の相Ａの、相Ａおよび相Ｂの合計に対する割合を、焼結合金の断面面積、すなわち気孔を除く基地中で２０〜８０％の範囲とすることができる。
【００５７】
以上より、上記の各粉末からなる原料粉末は、鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂとの割合が２０〜８０質量％となるように、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂを添加するとともに、鉄−リン合金粉末若しくは銅−リン合金粉末を１．０〜５．０質量％と、ニッケル粉末を１〜１２質量％と、銅粉末を１〜１０質量％と、黒鉛粉末を０．１〜２．０質量％とを添加して混合したものとなる。
【００５８】
上記の原料粉末は、従来から行われているように、製品の外周形状を造形する型孔を有する金型と、金型の型孔と摺動自在に嵌合し、製品の下端面を造形する下パンチと、場合によっては製品の内周形状若しくは肉抜き部を造形するコアロッドと、から形成されるキャビティに原料粉末を充填し、製品の上端面を造形する上パンチと、該下パンチとにより原料粉末を圧縮成形した後、金型の型孔から抜き出す方法（いわゆる押型法）により成形体に成形する。
【００５９】
得られた成形体は、焼結炉で加熱されて焼結が行われる。このときの加熱温度、すなわち焼結温度は、焼結の進行および炭化物の成長過程に重要な影響を与える。ここで焼結温度が、１０００℃を下回ると炭化物の大きさは維持できるものの、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が不十分となり、焼結体の緻密化が不十分となって、得られる焼結合金の密度が低下する結果、耐食性および耐摩耗性が低下することとなる。一方、焼結温度が１２００℃より高くなると、密度は十分高くなるものの、元素の拡散が進行して鉄合金粉末Ａにより形成される相Ａと鉄合金粉末Ｂにより形成される相Ｂとで各元素（特にＣｒ、Ｃ）の濃度の差が小さくなり、相Ｂに析出分散する炭化物が平均粒径で１０μｍを超える大きさに成長することにより、焼結合金の耐摩耗性の低下が生じることとなる。このため、焼結温度は１０００〜１２００℃とする。なお、焼結雰囲気は非酸化性の雰囲気であればよいが、減圧雰囲気とすることが好ましく、１０００Ｐａ以下の真空雰囲気とすることがさらに好ましい。
【００６０】
上記の原料粉末を上記のように成形し、焼結することで、上記金属組織を有する本発明の焼結合金が得られる。この焼結合金の全体組成は、上記組成の粉末の上記配合割合から、質量％で、Ｃｒ：１０．３７〜３９．７３％、Ｎｉ：５．１０〜２４．８９％、Ｓｉ：０．１４〜２．５２％、Ｃｕ：１．０〜１０．０％、Ｐ：０．１〜１．５%、Ｃ：０．１８〜３．２０％、および残部がＦｅおよび不可避不純物となる。
【００６１】
焼結合金を構成する相Ａは、上記のように鉄合金粉末Ａにより形成されることから、相Ａの大きさは、鉄合金粉末Ａの粒径により制御することができ、相Ａの大きさを、最大径で５００μｍ以下とするためには、鉄合金粉末Ａとして、５０メッシュの篩を通過する、最大粒子径が３００μｍ以下の粉末を用いればよい。また、相Ａの大きさを１００μｍ以上とするためには、鉄合金粉末Ａとしては、３２メッシュの篩を通過する、最大粒子径が５００μｍ以下の粉末であって、１４９メッシュの篩を通過しない、最大粒径が１００μｍ以上の粉末が５質量％以上含まれる粉末を用いればよい。
【００６２】
鉄合金粉末Ａの好ましい粒度分布は、最大粒子径の粉末が１００〜３００μｍの範囲に５質量％以上含んでおり、４５μｍ以下の粉末が５０質量％以下である。
【００６３】
微細な炭化物が分散する相Ｂを形成する鉄合金粉末Ｂの粒径については、特に限定されないが、原料粉末の圧縮性の観点から、粒度分布が１００メッシュ以下の粉末が９０％以上で構成されている粉末を用いることが好ましい。
【００６４】
上記の全体組成の成分に追加してＭｏ、Ｖ、Ｗ、ＮｂおよびＴｉのうちの１種以上を含有させることが好ましい。炭化物生成元素であるＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＴｉはＣｒよりも炭化物生成能が強いため、Ｃｒよりも優先的に炭化物を形成する。これらの元素を含有することによって基地のＣｒ濃度低下を防止する効果があるため基地の耐熱性および耐食性向上に寄与する。また、Ｃと結合して合金炭化物を形成し耐摩耗性を向上させる。ただし、これらの元素を純金属粉末の形態で原料粉末に添加すると、それぞれの合金は焼結時の拡散が遅いため、基地全体に均一に拡散し難い。このため、これらの元素は、鉄合金粉末の形態で付与することが好ましい。
【００６５】
この観点から、本発明の焼結機械部品の製造方法において、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉを追加の成分として付与する場合、鉄合金粉末Ａ若しくは鉄合金粉末Ｂに固溶させて与える。鉄合金粉末中に固溶させる量は、５．０質量％を超えると粉末自体を硬化させるため圧縮性の低下が懸念させる。よって、鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂのうちの一方若しくは両方に、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの少なくとも一種を、原料粉末の組成において５質量％以下含有させることが好ましい。
【実施例】
【００６６】
［第１実施例］
質量％で、Ｃｒ：３４％、Ｎｉ：１０％、Ｓｉ：２％、Ｃ：２％および残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鉄合金粉末Ａ、質量％で、Ｃｒ：１８％、Ｎｉ：８％および残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鉄合金粉末Ｂ、質量％で、Ｐ：２０％および残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鉄−リン合金粉末、ニッケル粉末、銅粉末および黒鉛粉末を用意し、これらの粉末を表１に示す割合で添加、混合して得られた原料粉末を、外径１０ｍｍ、高さ１０ｍｍの円柱状、縦２６ｍｍ、横１１ｍｍ、高さ８ｍｍの角柱状および外径２４ｍｍ、高さ８ｍｍの薄板形状に成形し、１００Ｐａの真空雰囲気中、１１００℃で焼結し、試料番号０１〜１１の焼結体試料を作製した。これらの焼結体試料の全体組成を表１に併せて示す。
【００６７】
得られた円柱状の焼結体試料について、試料の断面を鏡面研磨した後、王水（硝酸：塩酸＝１：３）で腐食し、その金属組織を２００倍の倍率で顕微鏡観察するとともに、三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦによって画像解析して各相の炭化物の粒径の大きさを測定して平均値を求めるとともに、相Ａの面積および大きさを測定して基地全体に占める相Ａの面積比および相Ａの最大径を求めた。なお、図１は、試料番号０６の試料の金属組織写真であるが、図２に示すように大きな炭化物が分散する部分を囲み、この部分を相Ａと認定して面積比を求めるとともに、認定した各相Ａの最大長さのうち、最も長いものを相Ａの最大径として測定した。
【００６８】
また、各試料を７００℃に加熱して熱膨張係数を調べた。さらに、これらの試料を、大気中で１００時間、８５０〜９５０℃の温度範囲で加熱し、加熱後の重量増加量を測定した。これらの結果について表２に示す。
【００６９】
得られた薄板形状の焼結体試料について、これをディスク材として用い、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６Ｌ相当材にクロマイズ処理を施した外径１５ｍｍ、長さ２２ｍｍのロールを相手材として、試験温度７００℃で１５分間の往復摺動を行うロールオンディスク摩擦摩耗試験を行い、試験後のディスク材の摩耗量を測定した。摩耗試験の結果について表２に併せて示す。
【００７０】
得られた角柱状の焼結体試料について、スガ試験機株式会社製ＳＴＰ−９０Ｖ２を用いて３５℃で２００時間５％ＮａＣｌ水溶液を連続噴霧を行い塩水噴霧試験を行った。塩水噴霧試験後、焼結体試料表面を三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦによって画像解析して錆が発生した箇所の面積を測定するとともに、この錆が発生した箇所の面積を表面の面積で除して錆発生箇所の面積率を「腐食面積率」として求めた。
【００７１】
なお、評価の基準として、熱膨張係数は１６×１０−６Ｋ−１以上、摩耗深さは２μｍ以下、腐食面積率は２０％以下、酸化による重量増加量は８５０℃で１０ｇ／ｍ２以下、９００℃で１５ｇ／ｍ２以下、９５０℃で２０ｇ／ｍ２以下を満足する試料を合格とした。
【００７２】
【表１】
2014169468.tif 000003
【００７３】
【表２】
2014169468.tif 000004
【００７４】
表１および表２より、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの割合の影響がわかる。鉄合金粉末Ａを含有せず、鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合（Ａ／Ａ＋Ｂ）が０％である試料番号０１の試料は、鉄合金粉末Ａにより形成される比較的大きな炭化物が分散する相Ａが存在せず、このため熱膨張係数は１７．８×１０−６Ｋ−１とオーステナイト系耐熱材料と同等の熱膨張係数を示す。しかしながら、鉄合金粉末ＢはＣｒ量が少なくかつＣを含有していないことから、析出する炭化物の大きさが２μｍと小さいため、摩耗深さは２μｍを超える大きい値となっている。また、全体組成中のＣｒ量が乏しいことから、一部Ｃｒが炭化物として析出して基地中に固溶されるＣｒ量が欠乏した結果、酸化による重量増加量が多く、耐食性が低くなっている。
【００７５】
また、鉄合金粉末Ｂを含有せず、鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合（Ａ／Ａ＋Ｂ）が１００％である試料番号１１の試料は、鉄合金粉末Ａにより形成される平均粒径が１９μｍの比較的大きな炭化物が分散する相Ａのみで構成され、鉄合金粉末Ｂにより形成される比較的小さな炭化物が分散する相Ｂが存在しない金属組織を示している。このような試料番号１１の試料においては、熱膨張係数が１６．１×１０−６Ｋ−１と低下しているが、オーステナイト系耐熱材料とほぼ同等であることから実用上問題ない範囲である。また、Ｃｒ量が多くかつＣを含有する鉄合金粉末Ａのみであり、さらに黒鉛粉末によりＣを供給したことにより、基地中に析出するクロム炭化物が増加して、相手材（ロール）への攻撃性が高まり、相手材の摩耗粉が研磨材として作用する結果、ディスクの摩耗深さが大きい値となっている。また、基地中に析出するクロム炭化物の増加にともない、基地中に固溶されるＣｒ量の欠乏が生じて酸化による重量増加量が多く、耐食性が低くなっている（表１および表２の資料番号０１〜１１参照）。
【００７６】
一方、鉄合金粉末Ａを鉄合金粉末Ｂに添加した試料番号０２〜１０は、平均粒径１４〜１８μｍの比較的大きい炭化物が析出する相Ａが基地中に分散するとともに、鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合が増加するにしたがい、基地の全面積に占める相Ａの割合が増加する金属組織を示す。また相Ａが増加するにしたがい、熱膨張係数は低下する傾向を示している。しかしながら、１６×１０−６Ｋ−１以上の値を示し、オーステナイト系耐熱材料とほぼ同等であることから実用上問題ない範囲である。
【００７７】
図１は試料番号０６の焼結体試料の金属組織写真であるが、平均粒径が１７μｍの大きな炭化物が分散する相Ａと平均粒径が４μｍの小さな炭化物が分散する相Ｂが斑状に分散する金属組織となっている。
【００７８】
また、ディスクの摩耗深さは、比較的大きい炭化物が析出する相Ａが増加するにしたがい、耐摩耗性が増加して、低下する傾向を示すが、比較的大きい炭化物が析出する相Ａが多くなると、その分、比較的小さい炭化物が析出する相Ｂが少なくなって、相手材（ロール）への攻撃性が高まり、相手材の摩耗粉が研磨材として作用する結果、ディスクの摩耗が大きくなったものと考えられる。
【００７９】
また、Ｃｒ量が多い鉄合金粉末Ａの割合が増加して、Ｃｒ量が少ない鉄合金粉末Ｂの割合が低下するにしたがい、全体組成中のＣｒ量が増加する結果、クロム炭化物が析出しても基地中に固溶するＣｒ量が充分となって耐食性が向上することにより、腐食面積率および酸化による重量増加量が低下する傾向を示す（資料番号０１〜０６）。しかしながら、鉄合金粉末Ａの割合が５０％を越えると、鉄合金粉末Ａの割合が増加するにしたがい、鉄合金粉末に含有されるＣの量が増加し、クロム炭化物の析出量が増加する結果、基地中に固溶されるＣｒ量の欠乏が生じて腐食面積率が増加するとともに酸化による重量増加量が増加し、耐食性が低下する傾向を示している（資料番号０７〜１１）。
【００８０】
上記の耐摩耗性および耐食性の観点から、鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合（Ａ／Ａ＋Ｂ）が２０〜８０％として、基地の全面積に占める相Ａの割合が２０〜８０面積％の範囲とすることで耐摩耗性を向上するとともに、耐食性が向上することが確認された（試料番号０３〜０９）。好ましくは鉄合金粉末Ａの、鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂの合計に対する割合（Ａ／Ａ＋Ｂ）が４０〜６０％であり、基地の全面積に占める相Ａの割合が４０〜６０面積％である。
【００８１】
［第２実施例］
表３に示す組成の鉄合金粉末Ａを用意し、第１実施例で用いた鉄合金粉末Ｂと、鉄−リン合金粉末、ニッケル粉末、銅粉末および黒鉛粉末を、表３に示す割合で添加、混合して得られた原料粉末を、第１実施例と同様にして成形、焼結し、試料番号１２〜３０の円柱状、角柱状および薄板形状の焼結体試料を作製した。これらの焼結体試料の全体組成を表３に併せて示す。これらの焼結体試料について、第１実施例と同様にして各相の炭化物の平均粒径、相Ａの面積比、相Ａの最大径を測定するとともに、熱膨張係数、酸化試験後の重量増加量、腐食面積率を測定し、さらにロールオンディスク摩擦試験後のディスク摩耗量を測定した。これらの結果について表４に示す。なお、表３、４には、第１実施例の試料番号０６の値を併記した。
【００８２】
【表３】
2014169468.tif 000005
【００８３】
【表４】
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【００８４】
表３および表４の試料番号０６、１２〜１７により鉄合金粉末ＡのＣｒ量の影響がわかる。Ｃｒ量が２０質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号１２の試料は、鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量が少ないことから、相Ａ中に析出するクロム炭化物の大きさが平均粒径１０μｍ未満と小さくなっており、また、焼結過程において、鉄合金粉末Ａに含有されるＣｒが、鉄合金粉末Ｂにより形成される相Ｂに拡散することにより、基地全体に占める相Ａの割合が低下している。このため、耐摩耗性が低下し、ディスクの摩耗深さが２μｍを超える大きい値となっている。また、Ｃｒ量が少ない鉄合金粉末Ａから形成される相Ａにおいて、クロム炭化物が析出することにより相Ａの基地中に固溶されるＣｒ濃度が低下して、相Ａの耐食性が低下する結果、酸化による重量増加量および腐食面積率が大きい値となっている。
【００８５】
その一方で、Ｃｒ量が２５〜４５質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号０６、１３〜１６の試料では、充分なＣｒ量となり、１０μｍを超える大きなクロム炭化物が析出している。このクロム炭化物は鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量が増加するにしたがい大きくなる傾向を示している。また、鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量が増加するにしたがい、相Ａの面積率および相Ａの最大径も増加する傾向を示している。このようなクロム炭化物および相Ａの影響を受けてディスクの摩耗深さは２μｍ以下に改善され、鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量の増加にしたがい摩耗深さが低減する傾向を示している。また、Ｃｒ量が２５〜４５質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号０６、１３〜１６の試料では、相Ａの基地中に固溶されるＣｒ量が充分になって、相Ａの耐食性が向上し、その結果、酸化による重量増加量が低減しており、鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量の増加にしたがい酸化による重量増加量および腐食面積率はよりいっそう低減される。
【００８６】
しかしながら、鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量の増加にしたがい鉄合金粉末Ａの硬さが増加し、Ｃｒ量が４５質量％を超える鉄合金粉末Ａを用いた試料番号１７の試料では、鉄合金粉末Ａが硬くなり過ぎて成形しても成形体が固まらず、成形不能であった。
【００８７】
なお、熱膨張係数は、鉄合金粉末Ａ中のＣｒ量が増加するにしたがい低下する傾向を示すが、Ｃｒ量が４５質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号１６の試料においても１６×１０−６Ｋ−１を越える実用上問題ない値になっている。
【００８８】
以上のことから、相Ａの金属炭化物は１０μｍ以上が必要であることが確認された。また、相Ａを形成する鉄合金粉末ＡのＣｒ量は２５〜４５質量％の範囲とすべきことが確認された。
【００８９】
表３および表４の試料番号０６、１８〜２１により鉄合金粉末ＡのＮｉ量の影響がわかる。Ｎｉを含有しない鉄合金粉末Ａを用いた試料番号１８の試料では、ニッケル粉末を用いるもののＮｉが鉄合金粉末Ａの内部まで完全には拡散しないため、相Ａの一部がオーステナイト化せず、局所的にオーステナイト化していない部分が残留する結果、熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を下回る低い値となっている。
【００９０】
しかしながら、Ｎｉを５質量％以上含有する鉄合金粉末Ａを用いた試料番号０６、１９〜２１の試料は、鉄合金粉末Ａ中にオーステナイト化に充分なＮｉを含有しており、鉄合金粉末Ａにより形成される相Ａが完全にオーステナイト化するため、熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を越える実用上問題ない値になっている。
【００９１】
なお、鉄合金粉末ＡのＮｉは、相Ａの炭化物の大きさ、相Ａの面積率、相Ａの最大径に影響を与えず、ディスク摩耗量、酸化による重量増加量に影響を与えない。
【００９２】
以上のことから、鉄合金粉末ＡのＮｉ量は５質量％以上とすべきことが確認された。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であることから、多量のＮｉの使用はコストの増加になるため、１５質量％以下に止めるべきである。
【００９３】
表３および表４の試料番号０６、２２〜３０により鉄合金粉末ＡのＣ量の影響がわかる。Ｃを含有しない鉄合金粉末Ａを用いた試料番号２２の試料では、鉄合金粉末Ａにより形成される相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが１０μｍを下回る微細な物となり、相Ｂに析出する炭化物の大きさとの差が小さく、このため耐摩耗性が低下して、ディスク摩耗量が２μｍを超える大きい値となっている。
【００９４】
その一方で、Ｃ量が０．５質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号２３の試料では、相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが１０μｍとなり、相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさとの差が８μｍと大きくなって、耐摩耗性が向上し、ディスク摩耗量が２μｍを下回る値に低下している。また、鉄合金粉末ＡのＣ量が増加するにしたがい、鉄合金粉末Ａにより形成される相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが大きくなるとともに、鉄合金粉末ＡのＣが鉄合金粉末Ｂに拡散することにより、相Ａの面積率および相Ａの最大径が増加する傾向を示す。これにともない、耐摩耗性が向上して、ディスク摩耗量は鉄合金粉末ＡのＣ量が増加するにしたがい低下する傾向を示している。
【００９５】
しかしながら、相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが大きくなるにしたがって、相Ａの基地中に固溶されるＣｒが減少する結果、酸化による重量増加量および腐食面積率は徐々に増加する傾向を示している。このため、Ｃ量が４．５質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号２９の試料では、酸化による重量増加量が８５０℃で１０ｇ／ｍ２を超える値、９００℃で１５ｇ／ｍ２を超える値、９５０℃で２０ｇ／ｍ２を超える値になるとともに腐食面積率が２０％を超える値となっている。さらに、Ｃ量が５質量％の鉄合金粉末Ａを用いた試料番号３０の試料では、鉄合金粉末Ａが硬くなり過ぎて成形しても成形体が固まらず、成形不能であった。
【００９６】
なお、熱膨張係数は、鉄合金粉末ＡのＣ量が増加するにしたがい、相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが大きくなるため、相Ａの基地中に固溶されるＣｒが減少する結果、徐々に増加する傾向を示しており、鉄合金粉末ＡのＣ量が０〜４質量％の範囲で１６×１０−６Ｋ−１を越える実用上問題のない値となっている。
【００９７】
以上のことから、相Ａの金属炭化物の平均粒子径は１０μｍ以上とすべきことが確認された。また、相Ａを形成する鉄合金粉末ＡのＣ量は０．５〜４質量％の範囲とすべきことが確認された。
【００９８】
［第３実施例］
表５に示す組成の鉄合金粉末Ｂを用意し、第１実施例で用いた鉄合金粉末Ａと、鉄−リン合金粉末、ニッケル粉末、銅粉末および黒鉛粉末を、表５に示す割合で添加、混合して得られた原料粉末を、第１実施例と同様にして成形、焼結し、試料番号３１〜４１の円柱状、角柱状および薄板形状の焼結体試料を作製した。これらの焼結体試料の全体組成を表５に併せて示す。これらの焼結体試料について、第１実施例と同様にして各相の炭化物の平均粒径、相Ａの面積比、相Ａの最大径を測定するとともに、熱膨張係数、酸化試験後の重量増加量、腐食面積率を測定し、さらにロールオンディスク摩擦試験後のディスク摩耗量を測定した。これらの結果について表６に示す。なお、表５、６には、第１実施例の試料番号０６の値を併記した。
【００９９】
【表５】
2014169468.tif 000007
【０１００】
【表６】
2014169468.tif 000008
【０１０１】
表５および表６の試料番号０６、３１〜３６により鉄合金粉末ＢのＣｒ量の影響がわかる。Ｃｒ量が１２質量％に満たない鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号３１の試料は、鉄合金粉末Ｂ中のＣｒ量が少ないことから、鉄合金粉末Ｂにより形成される相ＢのＣｒ量が少なく、相Ｂの耐食性が低下する結果、酸化による重量増加量および腐食面積率が大きい値となっている。その一方で、Ｃｒ量が１２質量％の鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号３２の試料では、相ＢのＣｒ量が充分となり、酸化による重量増加量および腐食面積率が減少している。また、鉄合金粉末ＢのＣｒ量が増加するにしたがい、酸化による重量増加量および腐食面積率が減少する傾向を示している。
【０１０２】
相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさは、鉄合金粉末ＢのＣｒ量が増加するにしたがい、増加する傾向を示しており、Ｃｒ量が２５質量％の鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号３５の試料では、相Ｂに析出する炭化物の大きさが７μｍとなり、Ｃｒ量が２５質量％を超える鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号３６の試料では、相Ｂに析出する炭化物の大きさが１２μｍを超える大きさになっている。
【０１０３】
ディスク摩耗量は、相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさが増加するにしたがい低減する傾向を示すが、相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさが６μｍを超えると、相Ａに析出する炭化物の大きさとの差が小さくなるため、ディスク摩耗量が増加する傾向を示す。そして、相Ｂに析出する炭化物の大きさが１０μｍを超える試料番号３６の試料では、相Ａに析出する炭化物の大きさとの差が５μｍ程度と小さくなる結果、ディスク摩耗量が大きく増加している。
【０１０４】
熱膨張係数は、鉄合金粉末ＢのＣｒ量が増加するにしたがい減少する傾向を示し、Ｃｒ量が２５質量％を超える鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号３６の試料では、１６×１０−６Ｋ−１を下回る値となっている。
【０１０５】
以上のことから、相Ｂの金属炭化物の平均粒子径は１０μｍ以下とすべきことが確認された。また、相Ｂを形成する鉄合金粉末ＢのＣｒ量は１２〜２５質量％の範囲とすべきことが確認された。
【０１０６】
表５および表６の試料番号０６、３７〜４１により鉄合金粉末ＢのＮｉ量の影響がわかる。Ｎｉを含有しない鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号３７の試料では、ニッケル粉末を用いるもののＮｉが鉄合金粉末Ｂの内部まで完全には拡散しないため、相Ｂの一部がオーステナイト化せず、局所的にオーステナイト化していない部分が残留する結果、熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を下回る低い値となっている。
【０１０７】
しかしながら、Ｎｉを５質量％以上含有する鉄合金粉末Ｂを用いた試料番号０６、３８〜４１の試料は、鉄合金粉末Ｂ中にオーステナイト化に充分なＮｉを含有しており、鉄合金粉末Ｂにより形成される相Ａが完全にオーステナイト化するため、熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を越える実用上問題ない値になっている。
【０１０８】
なお、鉄合金粉末ＢのＮｉは、相Ｂの炭化物の大きさに影響を与えず、ディスク摩耗量、酸化による重量増加量および腐食面積率に影響を与えない。
【０１０９】
以上のことから、鉄合金粉末ＢのＮｉ量は５質量％以上とすべきことが確認された。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であることから、多量のＮｉの使用はコストの増加になるため、１５質量％以下に止めるべきである。
【０１１０】
［第４実施例］
第１実施例で用いた鉄合金粉末Ａ、鉄合金粉末Ｂ、鉄−リン合金粉末、ニッケル粉末、銅粉末および黒鉛粉末を、表７に示す割合で添加、混合して得られた原料粉末を、第１実施例と同様にして成形、焼結し、試料番号４２〜６７の円柱状、角柱状および薄板形状の焼結体試料を作製した。これらの焼結体試料の全体組成を表７に併せて示す。これらの焼結体試料について、第１実施例と同様にして各相の炭化物の平均粒径、相Ａの面積比、相Ａの最大径を測定するとともに、熱膨張係数、酸化試験後の重量増加量、腐食面積率を測定し、さらにロールオンディスク摩擦試験後のディスク摩耗量を測定した。これらの結果について表８に示す。なお、表７、８には、第１実施例の試料番号０６の値を併記した。
【０１１１】
【表７】
2014169468.tif 000009
【０１１２】
【表８】
2014169468.tif 000010
【０１１３】
表７および表８の試料番号０６、４２〜４８によりニッケル粉末の添加量の影響がわかる。ニッケル粉末を添加しない試料番号４２の試料は、焼結時に緻密化が促進されず、得られた焼結体試料の密度が低下（密度比８５％）していた。このため、酸化による重量増加量も比較的大きい値となっている。また、焼結体密度が低いため、焼結体試料の強度が低下して、ディスク摩耗深さも大きい値となっている。また、試料番号４２の試料においては、熱膨張係数が１６×１０−６Ｋ−１を下回っており、これは全体組成中のＮｉが不足しておりオーステナイト化が不十分であったためである。
【０１１４】
一方、ニッケル粉末を１質量％添加した試料番号４３の試料は、ニッケル粉末による緻密化促進の作用が得られ（密度比９０％）、これにより酸化による重量増加量も減少し、ディスク摩耗深さも低減されている。さらに全体組成中のＮｉ量が増加し熱膨張係数が１６×１０−６Ｋ−１に増加した。また、ニッケル粉末の添加量をさらに増加した試料番号０６、４４〜４８において、ニッケル粉末の添加量が増加するにしたがい、熱膨張係数は増加する傾向を示す。酸化による重量増加量はニッケル粉末の添加により改善されるが、添加量が５質量％以上ではその効果は変わらない。
【０１１５】
しかしながら、ニッケル粉末の添加量が過大となると、焼結時に拡散しきることができないＮｉがニッケル相として残留するようになる。この残留ニッケル相は強度、耐摩耗性が低い組織であり、残留ニッケル相の分散量が増加すると、耐摩耗性が低下することとなる。このためニッケル粉末添加量が１０質量％までは、ニッケル粉末添加による焼結体の緻密化促進作用が勝ってディスク摩耗深さが低減するが、１０質量％を越えると、残留ニッケル相の分散による耐摩耗性低下の影響が大きくなり、ディスク摩耗深さが増加し、ニッケル粉末の添加量が１２質量％の試料番号４７ではディスク摩耗深さが１．４μｍに増加し、ニッケル粉末添加量が１２質量％を越えるとディスク摩耗深さが４μｍを超えるようになる。
【０１１６】
以上のことから、ニッケル粉末の添加は焼結体緻密化のために必要であり、その添加量は１〜１２質量％の範囲とすべきことが確認された。
【０１１７】
表７および表８の試料番号０６、４９〜５５により全体組成中のＣｕ量および銅粉末の添加量の影響がわかる。銅粉末を添加しない試料番号４９の試料は、熱膨張係数、耐摩耗性、酸化による重量増加については問題ないが、腐食面積率の値が大きく２０％を上回っており、塩害による腐食が進行し易いものである。しかしながら、全体組成中のＣｕ量が１質量％の試料番号５０の試料ではＣｕによる塩害抑制の効果が得られて腐食面積率の値が２０％以下に抑制されている。
【０１１８】
また、Ｃｕ量が６質量％まではＣｕ量の増加にしたがい腐食面積率が低下している。その一方で、Ｃｕ量が増加すると基地中に析出する銅相の量が多くなるが、この銅相を形成するＣｕは腐食環境下で一度溶融するため、表面積が増加することとなり、その分腐食が進行し易くなる。このためＣｕ量が６質量％を超えると腐食面積率が増加する傾向を示している。そして、Ｃｕ量が１０質量％を超える試料番号５５の試料では、析出する銅相が過多となる結果、腐食面積率が２０％を超えて大きくなっている。
【０１１９】
以上のことから、Ｃｕは塩害抑制に効果があるが、全体組成中のＣｕ量は１〜１０質量％の範囲とすべきことが確認された。
【０１２０】
表７および表８の試料番号０６、５６〜６１により黒鉛粉末の添加量の影響がわかる。黒鉛粉末を添加しない試料番号５６の試料は、炭化物の形成が鉄合金粉末Ａに固溶されて与えられたＣのみであり、このため、相Ａに形成されるクロム炭化物の大きさは５μｍと小さくなっている。また、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相が発生せず、Ｆｅ−Ｐ液相しか発生しないため、焼結時の緻密化が損なわれ得られた焼結体試料の密度が低下（密度比８５％）していた。これらのため、焼結体試料の耐摩耗性は著しく低下し、ディスク摩耗深さは６．８μｍまで大きくなっている。また、焼結体の密度が低下したことにより酸化による重量増加量も大きい値となっている。さらに、炭化物の析出量が少なく、基地に固溶されるＣｒ量が増加することにより熱膨張係数も１６×１０−６Ｋ−１を下回る値となっている。
【０１２１】
一方、黒鉛粉末の添加量が０．１質量％の試料番号５７の試料は、相Ａに形成されるクロム炭化物の大きさが１１μｍまで大きくなっている。また、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が充分となって、焼結体の緻密化が充分に行われ、焼結体密度が増加（密度比８９％）していた。これらのことにより、ディスク摩耗深さも２μｍを下回る値に低減されている。また、酸化による重量増加量および腐食面積率は、焼結体の緻密化が充分に行われたことにより低減している。さらに、炭化物として析出して基地に固溶されるＣｒが減少したことにより熱膨張係数も１６×１０−６Ｋ−１まで増加している。
【０１２２】
黒鉛粉末の添加量がさらに増加すると、黒鉛粉末の添加量が２質量％までは、黒鉛粉末の添加量にしたがい相Ａおよび相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさが増加しており、黒鉛粉末添加量が２質量％の試料番号６０の試料において、相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが２５μｍ、相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさが６μｍにまで大きくなっている。このようなクロム炭化物の大きさの増加、およびＦｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が増加することによる焼結体の緻密化促進により、黒鉛粉末の添加量にしたがいディスク摩耗深さが低減する傾向を示している。
【０１２３】
ただし、相Ａおよび相Ｂに析出するクロム炭化物の大きさがある程度を越えて大きくなると、基地に固溶するＣｒ量が低下することとなる。このため黒鉛粉末添加量が２質量％までは、黒鉛粉末添加による焼結体の緻密化促進作用が勝って酸化による重量増加量が低減するが、２質量％を越えると、基地に固溶するＣｒ量が減少することによる耐酸化性、耐食性低下の影響が大きくなり、酸化による重量増加量および腐食面積率が増加する傾向を示している。
【０１２４】
さらに、黒鉛粉末の添加量が２質量％を越える試料番号６１の試料では、焼結時に発生するＦｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が過多となって、焼結体の形崩れが生じている。
【０１２５】
以上のことから、黒鉛粉末の添加は、クロム炭化物を所望の大きさに析出させるとともに、焼結時の焼結体の緻密化を促進して、耐摩耗性を向上させるために必要であり、黒鉛粉末の添加量は、０．１〜２質量％の範囲とすべきことが確認された。
【０１２６】
表７および表８の試料番号０６、６２〜６７により鉄−リン合金粉末の添加量の影響がわかる。鉄−リン合金粉末を添加しない試料番号６２の試料は、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相が発生せず、焼結時の緻密化が損なわれて、得られた焼結体試料の密度が低下（密度比８２％）していた。このため、酸化による重量増加量が大きい値となっている。また、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相が発生せず、焼結が活性に行われないため、相Ａに析出するクロム炭化物の大きさも１０μｍを下回る大きさとなっており、この相Ａに析出するクロム炭化物の大きさによる影響と、焼結体密度の低下による焼結体の強度低下の影響から、ディスク摩耗深さが大きい値となっている。
【０１２７】
その一方で、鉄−リン合金粉末の添加量が１質量％の試料番号６３の試料は、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が充分となって、焼結体の緻密化が充分に行われ、焼結体密度が増加（密度比８８％）しており、このため酸化による重量増加量および腐食面積率が減少している。また、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が充分となって、焼結が活性に行われて相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが１０μｍまで大きくなるとともに、焼結体密度の増加による焼結体強度の向上のため、ディスク摩耗深さが低減している。
【０１２８】
鉄−リン合金粉末の添加量がさらに増加すると、鉄−リン合金粉末の添加量の増加にしたがいＦｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が増加するとともに、焼結が活性に行われて、相Ａおよび相Ｂに析出するクロム炭化物は大きく成長している。
【０１２９】
しかしながら、鉄−リン合金粉末の添加量が５質量％まではＦｅ−Ｐ−Ｃ液相による緻密化の効果が大きく、焼結体密度が向上（密度比９５％）するが、鉄−リン合金粉末の添加量が５質量％を超えると、一時に発生するＦｅ−Ｐ−Ｃ液相が過多となって、粉末を押し広げることとなり、このため液相収縮による緻密化の効果が妨げられて焼結体密度が低下することとなる。この現象により鉄−リン合金粉末の添加量が５質量％までは、ディスク摩耗深さ、酸化による重量増加量および腐食面積率が減少する傾向を示すが、鉄−リン合金粉末の添加量が５質量％を超えると、焼結体密度が低下することにより、ディスク摩耗深さ、酸化による重量増加量および腐食面積率が増加する傾向を示している。
【０１３０】
そして、鉄−リン合金粉末の添加量が５．０質量％を超える試料番号６７では、焼結時に発生するＦｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が過多となって、焼結体の形崩れが生じている。
【０１３１】
以上のことから、鉄−リン合金粉末の添加は、焼結時の焼結体の緻密化を促進して、耐摩耗性を向上させるために必要であり、鉄−リン合金粉末の添加量は、１．０〜５．０質量％の範囲とすべきことが確認された。
【０１３２】
［第５実施例］
第１実施例の試料番号０６の試料と同じ配合組成として添加、混合して得られた原料粉末を、第１実施例と同様にして成形し、表９に示す焼結温度に替えて焼結し、試料番号６８〜７３の円柱状、角柱状および薄板形状の焼結体試料を作製した。これらの焼結体試料について、第１実施例と同様にして各相の炭化物の平均粒径、相Ａの面積比、相Ａの最大径を測定するとともに、熱膨張係数、酸化試験後の重量増加量を測定し、さらにロールオンディスク摩擦試験後のディスク摩耗量を測定した。これらの結果について表９に併せて示す。なお、表９には、第１実施例の試料番号０６の値を併記した。
【０１３３】
【表９】
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【０１３４】
表９の試料番号０６、６８〜７３により焼結温度の影響がわかる。
焼結温度が９５０℃の試料番号６８の試料は、Ｆｅ−Ｐ液相の発生温度より低いため、充分なＦｅ−Ｐ−Ｃ液相が発生せず、焼結時の緻密化が損なわれて、得られた焼結体試料の密度が低下（密度比８２％）していた。このため、酸化による重量増加量および腐食面積率が大きい値となっている。また、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相が発生せず、焼結が活性に行われないため、相Ａに析出するクロム炭化物の大きさも１０μｍを下回る大きさとなっており、この相Ａに析出するクロム炭化物の大きさによる影響と、焼結体密度の低下による焼結体の強度低下にともなう耐摩耗性低下の影響から、ディスク摩耗深さが大きい値となっている。
【０１３５】
その一方で、焼結温度が１０００℃の試料番号６９の試料は、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が充分となって、焼結体の緻密化が充分に行われ、焼結体密度が増加（密度比８７％）しており、このため酸化による重量増加量および腐食面積率が減少している。また、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ液相の発生量が充分となって、焼結が活性に行われて相Ａに析出するクロム炭化物の大きさが１０μｍを超えて大きくなるとともに、焼結体密度の増加による焼結体強度の向上のため、ディスク摩耗深さが低減している。
【０１３６】
焼結温度をさらに高くすると、焼結温度が高くなるにしたがい、焼結がより活性に行われて、焼結体が充分に緻密化されて酸化による重量増加量は低い値を示す。ただし、焼結温度が高くなるにしたがい、相Ａと相Ｂの元素の濃度差が拡散により小さくなるため、相Ａのクロム炭化物の成長に比べて相Ｂのクロム炭化物の成長が著しい。この相Ｂのクロム炭化物の成長がある程度までは基地の塑性流動を防止してディスク摩耗深さの低減に寄与するが、相Ｂのクロム炭化物の成長がある程度を超えると相手材（ロール）への攻撃性が高まり、相手材の摩耗粉が研磨材として作用する。また、炭化物の成長は炭化物の析出している頻度が少なくなる。そのため、炭化物間の間隔が広くなるため基地の凝着の起点が増える。これらの結果、ディスクの摩耗が大きくなっている。
【０１３７】
以上のことから、焼結温度は１０００〜１２００℃の温度範囲とするべきことが確認された。
【０１３８】
［第６実施例］
表１０に示す組成の鉄合金粉末Ａおよび鉄合金粉末Ｂを用意し、第１実施例で用いた鉄−リン合金粉末、ニッケル粉末および黒鉛粉末を、表１０に示す割合で添加、混合して得られた原料粉末を、第１実施例と同様にして成形、焼結し、試料番号７４〜１００の円柱状、角柱状および薄板形状の焼結体試料を作製した。これらの焼結体試料の全体組成を表１１に示す。これらの焼結体試料について、第１実施例と同様にして各相の炭化物の平均粒径、相Ａの面積比、相Ａの最大径を測定するとともに、熱膨張係数、酸化試験後の重量増加量、腐食面積率を測定し、さらにロールオンディスク摩擦試験後のディスク摩耗量を測定した。これらの結果について表１１に併せて示す。なお、表１０、１１には、第１実施例の試料番号０６の値を併記した。
【０１３９】
【表１０】
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【０１４０】
【表１１】
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【０１４１】
表１０および表１１の試料番号０６、７４〜８６により、追加元素としてＭｏを添加した場合の影響を調べることができる。ここで、試料番号０６、７４〜７８は鉄合金粉末ＡにのみＭｏを与えた場合であり、試料番号０６、７９〜８３は鉄合金粉末ＢにのみＭｏを与えた場合であり、試料番号０６、８４〜８６は鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂの両者にＭｏを与えた場合である
【０１４２】
Ｍｏは炭化物形成能の高い元素であり、このようなＭｏを添加することで、鉄合金粉末ＡにのみＭｏを与えた場合、鉄合金粉末ＢにのみＭｏを与えた場合、および鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂの両者にＭｏを与えた場合のいずれの場合にも、耐摩耗性が向上しおり、Ｍｏの添加量が増加するにしたがい、ディスク摩耗深さが低減されている。また、いずれの場合にも、Ｍｏの添加量が増加するにしたがい、酸化による重量増加量が低減される傾向を示している。
【０１４３】
しかしながら、いずれの場合も、Ｍｏの添加量が増加するにしたがい熱膨張率が低下する傾向を示し、Ｍｏの添加量が５質量％を越える試料番号７８、８３および８６のいずれの試料も熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を下回る値に低下している。
【０１４４】
以上のことから、追加元素としてＭｏを添加することで耐摩耗性および耐酸化性を向上できるが、全体組成におけるＭｏ量が５質量％を越えると熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を下回る値に低下することから、その添加量は全体組成において５質量％以下とすべきことが確認された。
【０１４５】
表１０および表１１の試料番号０６、８７〜１００により、追加元素としてＶを添加した場合の影響を調べることができる。ここで、試料番号０６、８７〜９１は鉄合金粉末ＡにのみＶを与えた場合であり、試料番号０６、９２〜９６は鉄合金粉末ＢにのみＶを与えた場合であり、試料番号０６、９７〜１００は鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂの両者にＶを与えた場合である。
【０１４６】
Ｖは炭化物形成能の高い元素であり、このようなＶを添加することで、鉄合金粉末ＡにのみＶを与えた場合、鉄合金粉末ＢにのみＶを与えた場合、および鉄合金粉末Ａと鉄合金粉末Ｂの両者にＶを与えた場合のいずれの場合にも、耐摩耗性が向上しおり、Ｖの添加量が増加するにしたがい、ディスク摩耗深さが低減されている。また、いずれの場合にも、Ｖの添加量が増加するにしたがい、酸化による重量増加量が低減される傾向を示している。
【０１４７】
しかしながら、いずれの場合も、Ｖの添加量が増加するにしたがい熱膨張率が低下する傾向を示し、Ｖの添加量が５質量％を越える試料番号９１、９６および１００のいずれの試料も熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を下回る値に低下している。
【０１４８】
以上のことから、追加元素としてＶを添加することで耐摩耗性および耐酸化性を向上できるが、全体組成におけるＶ量が５質量％を越えると熱膨張率が１６×１０−６Ｋ−１を下回る値に低下することから、その添加量は全体組成において５質量％以下とすべきことが確認された。
【０１４９】
以上、本発明を上記具体例に基づいて詳細に説明したが、本発明は上記具体例に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸脱しない限りにおいてあらゆる変形や変更が可能である。
【産業上の利用可能性】
【０１５０】
本発明の焼結合金は、平均粒子径が１０〜５０μｍの金属炭化物が析出する相Ａと、平均粒子径が１０μｍ以下の金属炭化物が析出する相Ｂが斑状に分布する金属組織を示し、高温における優れた耐熱性、耐食性および耐摩耗性を有し、かつ、基地組織がオーステナイトであるため、オーステナイト系耐熱材料と同等の熱膨張係数を有するとともに、Ｃｕを含有して塩害による腐食を抑制したものであることから、例えばターボチャージャー用ターボ部品、特に耐熱性とともに耐食性および耐摩耗性が要求される軸受等に好適なものである。
【図１】
2014169468.tif 000014
【図２】
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