(57)【要約】【課題】形状精度および耐摩耗性，低相手攻撃性に優れるとともに，焼き戻し後において十分な硬さを有する鉄基焼結合金およびその製造方法を提供すること。【解決手段】Ｃｒ：１〜３．５ｍａｓｓ％，Ｍｏ：０．２〜０．９ｍａｓｓ％，Ｖ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％，残部Ｆｅおよび不純物からなる組成の鉄基合金粉末と，炭素粉末とを，全体に対して炭素粉末が占める比率が０．８〜１．１ｍａｓｓ％の範囲内となるように混合し，その混合物を成形し，その成形体を焼結し，その焼結体の温度を一旦下げてから再度加熱して焼き入れする。これにより，微細なＭ７Ｃ３炭化物がマルテンサイト組織中に分散した鉄基焼結合金が得られる。【選択図】            図１
2005068452.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
マルテンサイトからなるマトリックスにＣｒ７Ｃ３炭化物，Ｍｏ７Ｃ３炭化物，およびＭ７Ｃ３炭化物（Ｍは４ａ族または５ａ族金属から選ばれる１種または２種以上）を含む鉄基焼結合金において，
Ｃｒ：１〜３．５ｍａｓｓ％，
Ｍｏ：０．２〜０．９ｍａｓｓ％，
４ａ族または５ａ族金属：Ｖに換算して０．１〜０．５ｍａｓｓ％，
Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％，
Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％以下，
残部Ｆｅおよび不純物
からなる組成であることを特徴とする鉄基焼結合金。
【請求項２】
請求項１に記載する鉄基焼結合金において，
前記炭化物の平均粒径が４００ｎｍ以下であることを特徴とする鉄基焼結合金。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載する鉄基焼結合金において，
前記炭化物中のＣｒ，Ｍｏ，４ａ族または５ａ族金属が鉄基焼結合金全体に対して占める比が，
Ｃｒ：０．６〜０．９ｍａｓｓ％，
Ｍｏ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％，
４ａ族または５ａ族金属：Ｖに換算して０．１〜０．４ｍａｓｓ％
の範囲内にあることを特徴とする鉄基焼結合金。
【請求項４】
請求項１から請求項３までのいずれか１つに記載する鉄基焼結合金において，
酸素含有量が０．２ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする鉄基焼結合金。
【請求項５】
Ｃｒ：１〜３．５ｍａｓｓ％，
Ｍｏ：０．２〜０．９ｍａｓｓ％，
４ａ族または５ａ族金属：Ｖに換算して０．１〜０．５ｍａｓｓ％，
Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％以下，
残部Ｆｅおよび不純物
からなる組成の合金粉末と，炭素粉末とを，前記合金粉末に対する炭素粉末の比率が０．８〜１．１ｍａｓｓ％の範囲内となるように混合し，
その混合物を成形し，
その成形体を焼結し，
その焼結体の温度が１５０℃以下まで下がってから８００℃以上の温度まで加熱して焼き入れすることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載する鉄基焼結合金の製造方法において，
焼結時の保持温度が１２００℃以上であることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
【請求項７】
請求項５または請求項６に記載する鉄基焼結合金の製造方法において，
焼き入れ前の保持温度が８２０〜９１０℃の範囲内であることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載する鉄基焼結合金の製造方法において，
焼き入れ前の保持温度での保持時間が２５分以上であることを特徴とする鉄基焼結合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，焼き戻し軟化抵抗に優れた鉄基焼結合金およびその製造方法に関する。さらに詳細には，耐摩耗性，低相手攻撃性，および面圧疲れ強さに優れ，ネットシェイプ成形にも好適な鉄基焼結合金およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から，例えばエンジンカムシャフトのように，高い面圧を受けつつ他の部材と摺動する機械要素の素材として，鉄基焼結合金が使用されている。従来のカムシャフト用鉄基焼結合金は，高炭素組成（１．５〜３ｍａｓｓ％程度）の材料を用い液相焼結により製造されているのが一般的である。これにより高密度化させるとともに，粗大な炭化物（粒径数μｍ〜数十μｍ程度）を分散させて耐摩耗性の確保を図っている。また，固−液共存状態を経由することから，焼結と同時にカムピースとシャフトとを拡散接合させることができるという利点もある。一方，固相焼結も使用されている。その場合には，焼結および熱処理後のカムピースを，機械接合，拡管接合，あるいは焼きばめによりシャフトと一体化させる手法がある。研削仕上げ時の作業負担を軽減するためには焼きばめがもっとも有利である。従来のこの種の鉄基焼結合金としては例えば，特許文献１に記載されたものが挙げられる。
【０００３】
【特許文献１】
特開昭６３−４２３５７号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら近年では，焼結合金による部材の成形に対し，ネットシェィプ化が望まれるに至っている。工程の簡素化のため，あるいは，特にカムピースの場合にはプロフィールの自由度の拡大の要求が大きくなってきたためである。これに対し従来の鉄基焼結合金では，次のような問題があった。まず，液相焼結を行った場合には，焼結時の収縮が大きく，面粗度も悪いという問題がある。このため研削仕上げが不可欠で，ネットシェイプ化の要求には応えられない。一方，固相焼結を用い機械接合または拡管接合でシャフトと一体化させた場合には，シャフトとの同軸度が低いという問題がある。このため結局，カムプロフィール面の研削仕上げを省略することができない。また，この場合の鉄基焼結合金には炭化物の粗大粒が分散している。このために摺動の相手部材に対する攻撃性が高いという問題もある。固相焼結および焼きばめを用いると，ネットシェイプ化という点では有利であるが，硬さが十分確保されないという問題がある。焼きばめ時にカムピースが焼き戻されてしまうからである。このため，耐久性が不十分となる。
【０００５】
本発明は，前記した従来の鉄基焼結合金が有する問題点を解決するためになされたものである。すなわちその課題とするところは，形状精度および耐摩耗性，低相手攻撃性に優れるとともに，焼き戻し後において十分な硬さを有する鉄基焼結合金およびその製造方法を提供することにある。これにより，カムピース等の部材のネットシェイプ化の要求に応えることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
この課題の解決を目的としてなされた本発明の鉄基焼結合金は，マルテンサイトからなるマトリックスにＣｒ７Ｃ３炭化物，Ｍｏ７Ｃ３炭化物，およびＭ７Ｃ３炭化物（Ｍは４ａ族または５ａ族金属から選ばれる１種または２種以上）を含み，Ｃｒ：１〜３．５ｍａｓｓ％，Ｍｏ：０．２〜０．９ｍａｓｓ％，４ａ族または５ａ族金属：Ｖに換算して０．１〜０．５ｍａｓｓ％（より好ましくは０．１８〜０．３８ｍａｓｓ％），Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％，Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％以下，残部Ｆｅおよび不純物からなる組成のものである。ここで４ａ族または５ａ族金属がＶ以外のものである場合には，その組成範囲を，その金属とＶとの原子量の比により換算するものとする（以下同じ）。なお，４ａ族金属はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆのいずれでもよく，５ａ族金属はＶ，Ｎｂ，Ｔａのいずれでもよい。
【０００７】
また，本発明の鉄基焼結合金の製造方法は，Ｃｒ：１〜３．５ｍａｓｓ％，Ｍｏ：０．２〜０．９ｍａｓｓ％，４ａ族または５ａ族金属：０．１〜０．５ｍａｓｓ％（より好ましくは０．１８〜０．３８ｍａｓｓ％），Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％以下，残部Ｆｅおよび不純物からなる組成の合金粉末と，炭素粉末とを，合金粉末に対する炭素粉末の比率が０．８〜１．１ｍａｓｓ％の範囲内となるように混合し，その混合物を成形し，その成形体を焼結し，その焼結体の温度が１５０℃以下まで下がってから８００℃以上の温度まで加熱して焼き入れすることにより鉄基焼結合金を製造する方法である。ここで，合金粉末および炭素粉末に加えて潤滑剤をも混合してもよい。
【０００８】
本発明の鉄基焼結合金においては，炭素の比率がさほど高くないため，焼結は固相焼結として行われる。そして，焼結後の段階ですでに，Ｍが４ａ族または５ａ族金属であるＭ７Ｃ３炭化物の微小核が存在している。そして焼き入れ時の加熱により，この微小核を起点としてＣｒ，Ｍｏをも取り込みつつ，Ｍ７Ｃ３炭化物が析出する。焼き入れ後の段階では，上記の各種の成分元素は，一部がＭ７Ｃ３炭化物として存在し，残りはマトリックスのＦｅ中に固溶している。このためマトリックスはマルテンサイト組織となっている。そして，マルテンサイトのマトリックス中に，Ｍ７Ｃ３炭化物が存在している。この炭化物は，その後の焼き戻し時にはマルテンサイトの粒界をピンニングし，粗大マルテンサイト粒の生成を防ぐ。これにより，鉄基焼結合金の硬さが底上げされており，焼き戻し後における鉄基焼結合金の硬さが確保される。
【０００９】
このように本発明では，固相焼結により成形できるので，形状精度や面粗度に優れ，その後の研削仕上げは不要である。また，焼きばめにより他の部材と一体化（例，カムピースとシャフト）する場合に，焼きばめ後における硬さが確保される。かくして，ネットシェイプ成形が十分可能であるとともに，焼き戻し軟化に対する抵抗が高い鉄基焼結合金およびその製造方法が得られている。なお，原料として用いる鉄基合金粉末は，上記の各合金元素の他，鋼が一般的に不可避不純物として含む元素を含んでいてもよい。
【００１０】
本発明の鉄基焼結合金およびその製造方法においては，焼き入れ後の状態で，炭化物の平均粒径が４００ｎｍ以下であることが望ましい。炭化物が大きすぎると，結晶粒界のピンニング効果が薄れ，さらには摺動相手の部材に対する攻撃性が強くなってしまうからである。なお，炭化物の平均粒径は，レーザー回折式粒度分析計で測定するとよい。
【００１１】
また，本発明の鉄基焼結合金およびその製造方法においては，焼き入れ後の状態で，炭化物中のＣｒ，Ｍｏ，４ａ族または５ａ族金属が鉄基焼結合金全体に対して占める比が，Ｃｒ：０．６〜０．９ｍａｓｓ％，Ｍｏ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％，４ａ族または５ａ族金属：０．１〜０．４ｍａｓｓ％の範囲内にあることが望ましい。すなわち，残りのＣｒ，Ｍｏ，４ａ族または５ａ族金属はマトリックス中に固溶しているのである。これにより，必要十分な量のＭ７Ｃ３炭化物の確保と，マトリックスのマルテンサイトの安定化とが図られる。
【００１２】
さらに，本発明の鉄基焼結合金およびその製造方法においては，焼結後の状態で，酸素含有量が０．２ｍａｓｓ％未満であることが望ましい。これは，焼結時の保持温度を１２００℃以上とすることにより達成される。原料の合金粉末中のＣｒ酸化物が還元されるからである。このように低酸素とすることにより焼結が促進されるため，焼き入れ後，さらには焼き戻し後の状態における鉄基焼結合金の強度が確保される。
【００１３】
さらに，本発明の鉄基焼結合金およびその製造方法においては，焼き入れ前の保持温度が８２０〜９１０℃の範囲内であることが望ましい。さらに，その保持温度での保持時間が２５分以上であることが望ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下，本発明を具体化した実施の形態について詳細に説明する。本実施の形態は，合金粉末および炭素粉末を主な原材料として，固相焼結により，内燃機関用カムシャフトのカムピースを製造する工程に，本発明を適用したものである。なお，本実施の形態では，研削仕上げを行わない工程を前提としており，製造したカムピースは，焼きばめによりシャフトと一体化されるものとする。
【００１５】
本実施の形態では，合金粉末および炭素粉末を主な原材料とする。合金粉末は，焼結後の鉄基焼結合金の諸成分のうちＣ以外の元素の供給源である。炭素粉末は，焼結後の鉄基焼結合金の諸成分のうちＣの供給源である。したがって，本実施の形態で使用する合金粉末は，Ｆｅを主成分とし，合金元素としてＣｒ，Ｍｏ，４ａ族または５ａ族金属を含んでいなければならない。なお，４ａ族金属はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆのいずれでもよく，５ａ族金属はＶ，Ｎｂ，Ｔａのいずれでもよい。これら以外にも，鋼が一般的に不可避不純物として含む元素を含んでいてもよいことはもちろんである。その一方で，合金粉末のＣの含有量は，可能な限り低いものでよい。Ｃは炭素粉末から供給されるからである。本実施の形態では，これら以外の原料粉末として，潤滑剤の粉末を使用する。これは，粉末冶金において一般的に用いられるものでよい。
【００１６】
本実施の形態では，上記の各原料粉末を混合し，成形してカムピースのネットシェイプ形状とする。そしてそれを焼結し，さらに，焼き入れする。このようにして得たカムピースを，焼きばめによりシャフトと一体化する。これにより，研削仕上げ工程を経ることなく，カムシャフトが製造される。この，焼結から焼きばめまでの熱履歴の概略を，図１に示す。図１中，「焼結」とある部分が上記の焼結に，「焼入」とある部分が上記の焼き入れに，「焼戻し」とある部分が上記の焼きばめに，それぞれ該当する。
【００１７】
ここで，焼結の終期の時点ですでにマトリックス中には，Ｍ７Ｃ３炭化物の核が存在している。ただしこの時点では，炭化物中のＭのほとんどは４ａ族または５ａ族金属である。この種の金属の炭化物は，他の金属の炭化物と比較して，高温でも安定的に存在できるからである。そして，焼結後，焼き入れ前には，焼結体の温度を一旦１５０℃以下まで下げる。これにより，Ａ３  変態を完了させ，マトリックスとして，マルテンサイトあるいはベイナイトの組織を形成する。
【００１８】
その後，再度加熱してしばらく温度を保持し，焼き入れを行う。この時の温度保持中に，Ｍ７Ｃ３炭化物の核がある程度成長する。このときには，４ａ族または５ａ族金属ばかりでなくＣｒ，ＭｏもＭ７Ｃ３炭化物中に取り込まれる。これにより，平均粒径４００ｎｍ程度の微細炭化物がマトリックス（基地となる金属）に分散した状態が得られる。焼き入れはこの状態で行われる。よって，微細炭化物によりマトリックスの粒界がピンニングされ，微細な結晶粒を持つマルテンサイト組織が得られる。また，焼き入れ後のマトリックスには，なおも過飽和なＣや合金元素がある程度固溶している。
【００１９】
かくして得られたカムピースは，焼きばめによりシャフトと一体化される。ここで研削仕上げ工程は不要である。形状精度や面粗度に優れる固相焼結により成形したためである。また，焼きばめ後のカムピースは，内燃機関用カムシャフトとして十分な耐摩耗性，硬さ，強度を有している。マトリックスがマルテンサイトで構成されており，微細なＭ７Ｃ３炭化物が分散しており，さらに，微細な結晶粒による組織を有しているからである。その一方で，摺動相手部材に対する攻撃性はさほど高くない。つまり低相手攻撃性に優れる。Ｍ７Ｃ３炭化物の平均粒径が４００ｎｍ程度と小さいからである。
【００２０】
ここで，図１と異なる熱履歴を採用した場合に上記と同じ特性が得られるか否かを検討した結果を説明する。図２は，焼結後直ちに室温まで急冷した場合の熱履歴を示している。図３は，焼結後の冷却の途中で焼き入れ温度に保持し，その後急冷した場合の熱履歴を示している。本発明者らの実験では，図２，図３のいずれの場合でも，Ｍ７Ｃ３炭化物の十分な析出が得られなかった。このため，焼きばめ時に焼き戻されて軟化してしまい，十分な焼きばめ後の強度が得られなかった。図２の熱履歴で十分な炭化物が得られない原因は，Ｍ７Ｃ３炭化物が成長するタイミングがないことにあると考えられる。すなわち，この熱履歴でも，焼結の終期には炭化物の核は存在している。しかし，これが成長しないのである。さらに，図３のように焼結後の冷却の途中で焼き入れ温度に保持した場合でも，炭化物の成長はやはり不十分であった。その原因は，温度保持時にはまだマトリックスのマルテンサイト組織ができていないために，この時点で温度保持しても炭化物核の成長にはつながらないことにあると推定される。このように本実施の形態では，図１に示したように，焼結後に一旦室温付近まで冷却し，その後に焼き入れを行うことが必要なのである。
【００２１】
なお，図２，図３のような熱履歴であっても，４ａ族または５ａ族金属の含有量をもっと多くしておけば，Ｍ７Ｃ３炭化物の析出は得られる。しかしながらそのような手段を採ることは好ましくない。コストの問題もさることながら，高密度な焼結合金が得られないからである。その理由は，４ａ族または５ａ族金属を多量に含む合金粉末はそれ自体が硬いことにある。このため，成形時に空隙が多く残り，密度が低い焼結合金しか得られないのである。よって，耐久性が不十分となってしまうのである。
【００２２】
次に，各合金元素の組成範囲について検討する。まずＣｒについては，その好適な範囲は１〜３．５ｍａｓｓ％である。Ｍｏについては，その好適な範囲は０．２〜０．９ｍａｓｓ％である。４ａ族または５ａ族金属については，その好適な範囲は，Ｖの場合で０．１〜０．５ｍａｓｓ％である。Ｖ以外の元素である場合には，その元素の組成（ｍａｓｓ％）を，その元素の原子量で除し，Ｖの原子量を乗じて換算した値が上記の範囲内にあればよい。２以上の４ａ族または５ａ族金属を含む場合には，各元素の換算値（Ｖはそのまま）の合計が上記の範囲内にあればよい。これらの元素は，Ｍ７Ｃ３炭化物の成分（Ｍ）となる元素である。よって，これらが不足していると，Ｍ７Ｃ３炭化物が十分に生成しないという問題を生じる。特に４ａ族または５ａ族金属は，Ｍ７Ｃ３炭化物が析出する起点である核の生成に不可欠なものである。一方，これらが過剰だと，粗大なＭ７Ｃ３炭化物が生成して摺動相手に対する攻撃性が強くなりやすいという問題を生じる。また，これらの元素は酸素Ｏとの親和性が非常に強いので，焼結時等にＯを取り込んで焼結合金の強度を下げる懸念もある。むろん，コストの問題も生じる。これらならびにＭｎについては，原料の合金粉末における組成がそのまま焼結合金中の組成（マトリックスと析出物とのトータルとして）になると考えてよい。
【００２３】
Ｃ（炭素粉末）については，その混合比率の好適な範囲は，０．８〜１．１ｍａｓｓ％である。Ｃが不足していたのでは，Ｍ７Ｃ３炭化物が十分に生成しないことはいうまでもない。逆にＣが過剰だと，粗大なＭ７Ｃ３炭化物の生成や，セメンタイト，パーライト等の異相を生成させるおそれがある。また，焼結が液相焼結になりやすいので，形状精度や面粗度の点でも不利である。Ｍｎの含有量の好適な範囲は，０．７ｍａｓｓ％以下である。Ｍｎは，脱酸作用により酸素含有量を下げるので，硬度の高い焼結体を得ることを容易にさせる効果がある。一方でＭｎは，Ｓｉのように粗大な炭化物を生成させることがないので，低相手攻撃性に優れる。このため，０．０９ｍａｓｓ％以上のＭｎを含んでいることが望ましい。しかし，Ｍｎの含有量が高すぎると，合金粉末の形状が丸みを帯びて成形性が低下するので，上限を０．７ｍａｓｓ％（より好ましくは０．６２ｍａｓｓ％）とする。
【００２４】
続いて，各工程での温度等の条件について検討する。まず，焼結温度については，１２００℃以上が好ましい。焼結温度は，従来は１１２０℃程度で十分とされていた。しかし本発明では従来より高い１２００℃以上で焼結を行うことにより，原料の合金粉末中に含まれる金属（特にＣｒ）の酸化物が十分に還元されることとなる。これにより，燒結合金のＯ含有率を，０．２０ｍａｓｓ％未満（１１２０℃程度で焼結した場合には０．２５〜０．３５ｍａｓｓ％程度）に抑えることができる。このことが，焼きばめ後のカムピースの強度を確保する上で有益である。なお，焼結温度があまりに高すぎると，形状精度の悪化とコスト上昇を招くのでよくない。よって，１３００℃以下が好ましい。
【００２５】
焼結後には，前述のように一旦焼結体の温度を室温付近まで下げる必要がある。その理由は，前述の熱履歴の検討結果にも示したように，Ｍ７Ｃ３炭化物を十分に成長させるためである。すなわち本発明者らは，焼結後に一旦焼結体の温度を室温付近まで下げることにより，Ｍ７Ｃ３炭化物の成長に必要なマトリックスであるマルテンサイト組織が十分に形成されるものと推定している。本発明者らがさらに検討した結果，上記の効果を得るためには，焼結後に一旦焼結体の温度を１５０℃以下まで下げる必要があることが見出された。
【００２６】
次に，焼き入れについては，焼き入れ前の保持温度８００℃以上とする。保持温度が低すぎると，当然ながら焼き入れ不足となる。このためマトリックスの硬さが不十分となってしまう。一方，保持温度が高すぎると，Ｍ７Ｃ３炭化物がかえって減少してしまい，狙いとする特性を得ることが困難である。このため保持温度を９１０℃以下とするとよい。また，保持温度での保持時間は，Ｍ７Ｃ３炭化物の核をある程度成長させるため，２５分以上確保することが望ましい。このようにして，Ｍ７Ｃ３炭化物の析出による分散強化により，十分な硬さを有する焼結合金が得られるのである。なお，マルテンサイトの結晶粒も相当に微細であり，このことも硬さに寄与していると考えられる。Ｍ７Ｃ３炭化物が分散していることにより，マルテンサイト粒界をピンニングする作用があるからである。
【００２７】
その後の焼きばめ，すなわち焼き戻しは，３００℃以下で行うのがよい。図４のグラフに示すように，焼き戻し温度が高いほど，焼き戻し後の焼結合金の硬さが低くなるからである。また，焼き戻し温度が高いと，焼き戻し脆化も起こりやすい。図４のグラフでは，本実施の形態に係るＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系合金の場合と，比較としてのＦｅ−Ｍｏ系合金の場合とを示している。焼き戻し温度に対する傾向は同様であるが，Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系合金の方が全体的に硬さに優れる。なお，焼きばめ温度が低すぎると，焼きばめ作業そのものに支障があるのはもちろんである。
【００２８】
【実施例】
以下に実施例および比較例を示す。本実施例および比較例では，４ａ族または５ａ族金属の種類として，すべて５ａ族のＶを用いた。そして，原料の合金粉末として，市販の完全合金化粉末であって表１に示す組成を有するものを使用した。いずれも，残部は実質的にＦｅである。
【００２９】
表１において，番号９，１７の合金粉末は，Ｖを欠くものである。番号１０の合金粉末は，Ｖの含有量が多すぎるものである。番号１１の合金粉末は，Ｃｒの含有量が少なすぎるものである。番号１２の合金粉末は，Ｃｒの含有量が多すぎるものである。番号１５，１６の合金粉末は，ＣｒおよびＶを欠くものである。このように番号９〜１２，１５〜１７の合金粉末は，組成が好適な範囲を外れているものである。番号１〜８，１３，１４，１８の合金粉末の組成は，好適な範囲内にある。
【００３０】
【表１】
2005068452.tif 000003
【００３１】
続いて，混合条件および熱処理等の条件を表２に示す。表２中の「炭素量」の欄および「潤滑剤」の欄は，合金粉末に対するそれぞれの混合の配合比を，合金粉末と炭素粉末と潤滑剤との総計に対する質量比で示している。残部は合金粉末である。炭素粉末としては，平均粒径１２μｍの天然黒鉛粉を使用した。これより比較例１〜４，７〜９は，使用する合金粉末の組成が好適な範囲から外れているものである。比較例５は，使用する合金粉末の組成は好適な範囲内にあるが，炭素の混合量が少なすぎるものである。また比較例６は，使用する合金粉末の組成は好適な範囲内にあるが，炭素の混合量が多すぎるものである。比較例１０は，合金粉末の組成，炭素量とも好適な範囲内にあるが，後述する熱処理の条件が不適切なものである。潤滑剤については，その種類も表２中に示されている。すなわち表２中の▲１▼はステアリン酸Ｚｎを，▲２▼はステアリン酸Ｌｉを，▲３▼はエチレンビスステアラマイドを，それぞれ示している。各実施例および比較例とも，各原料を，Ｖブレンダーを用いて１５分間混合した。
【００３２】
【表２】
2005068452.tif 000004
【００３３】
表２中の「成形焼結」の欄は，混合済の原料粉についての成形および焼結を，次のＡ．〜Ｅ．のいずれで行ったかを示している。
Ａ．    （１回成形＋１回焼結）
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・焼結（１２５０℃，真空雰囲気，６０分）
Ｂ．    （２回成形＋２回焼結）
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・仮焼結（８５０℃，真空雰囲気）
↓
・室温
↓
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・焼結（１２５０℃，真空雰囲気，６０分）
Ｃ．    （１回温間成形＋１回焼結）
・予熱（原料粉１４０℃，金型１６０℃）
↓
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・焼結（１２５０℃，還元雰囲気，６０分）
Ｄ．    （１回温間成形＋１回焼結）
・予熱（原料粉１４０℃，金型１６０℃）
↓
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・焼結（１１２０℃，還元雰囲気，３０分）
Ｅ．    （１回温間成形＋１回焼結）
・金型に潤滑剤（ステアリン酸Ｌｉ）塗布
↓
・予熱（原料粉１４０℃，金型１２０℃）
↓
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・焼結（１２３０℃，真空雰囲気，６０分）
【００３４】
上記Ｂ．のように（２回成形＋２回焼結）のプロセスを採用すると，より高密度な焼結合金を得ることができる。上記Ｃ．中の「還元雰囲気」としては，実際には９０ｖｏｌ％Ｎ２−１０ｖｏｌ％Ｈ２雰囲気を使用した。上記Ｅ．のように金型にあらかじめ潤滑剤を塗布しておくと，原料粉に混合する潤滑剤の量がその分少なくて済む。これにより，より高密度な焼結合金を得ることができる。
【００３５】
表２中の「焼き入れ」の欄は，焼結後の合金についての焼き入れを，次のＦ．，Ｇ．のいずれで行ったかを示している。
Ｆ．
・一旦室温まで徐冷
↓
・８６５℃に加熱して３０分保持
↓
・油焼き入れ（１５０℃まで）
Ｇ．
・焼結温度からそのまま急冷（１００℃／分）
【００３６】
上記のＧ．は，焼結後に，一旦室温まで冷やすことなくそのまま直ちに焼き入れるプロセスである。これは，前述の図２に示した熱履歴を焼結合金に付与するプロセスである。表２から明らかなように，Ｇ．のプロセスは，比較例１０のみに使用した。他のすべての実施例および比較例には，Ｆ．のプロセスを使用した。
【００３７】
そして，Ｆ．またはＧ．のプロセスで焼き入れした後の各焼結合金を，大気中で３００℃に３０分間保持し，その後放冷した。これは，焼きばめ時の熱履歴を模した焼き戻しである。
【００３８】
【表３】
2005068452.tif 000005
【００３９】
焼き戻し後の各焼結合金の組成，密度，ビッカース硬さ（ＨＶ，ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠）を表３に示す。表３から明らかなように，各実施例，比較例とも，酸素Ｏの含有量は高々０．１０ｍａｓｓ％程度でしかない（実施例８を除く）。これは，前述のように焼結を比較的高温で行っていることによる脱酸効果の現れである。また，各実施例，比較例とも，７．００ｇ／ｃｍ３以上と良好な密度を有している。特に，成形および焼結を前述のＢ．またはＥ．のプロセスで行った試料（表２参照）において密度が高い傾向がある。
【００４０】
表３中のビッカース硬さは，測定荷重０．１ｋｇｆ（０．９８Ｎ）での値である。各実施例のものはいずれも良好な値を示している。マトリックス中に炭化物が良好に析出しているためと考えられる。しかし比較例においては，硬さ不足のものが見られる。比較例１，３，５，７〜１０がそうである。
【００４１】
比較例１，３，５，７〜１０で硬さが不足する原因は，炭化物の析出が不十分なことにあると考えられる。なぜなら，比較例１，９については，成分としてＶを含んでいないため，焼結の終期の時点でほとんど炭化物の核が発生してしないと考えられる。またＭｏが不足していることにより，核の成長も不十分であると考えられる。比較例３については，Ｃｒが不足していることにより，核の成長が不十分であると考えられる。比較例５については，Ｃそのもの（炭素）が不足していることにより，炭化物の析出が不十分となったものと考えられる。比較例７，８については，成分としてＶを含んでいないため，焼結の終期の時点でほとんど炭化物の核が発生してしないと考えられる。また成分としてＣｒも欠いているので，核の成長も不十分であると考えられる。比較例１０については，焼結後にそのまま急冷した（前述のＦ．のプロセス）ために，核の成長が不十分であると考えられる。
【００４２】
表４に，焼き戻し後の各焼結合金における各元素の炭化物としての析出量，面圧疲れ強さ，摩耗試験時の摩耗深さを示す。析出量は，マトリックスを化学的に溶解することにより抽出した炭化物中の各元素の量を，焼結合金全体に対する質量％で表した値である。表３中の各成分の値と比較することにより，実施例の焼結合金では，Ｖのおおむね５５〜７０％程度，そしてＣｒ，Ｍｏの各元素のおおむね２５〜６０％程度が，炭化物として析出していることがわかる。これらの元素の残りの部分はマトリックス中に固溶しているものと考えられる。面圧疲れ強さは，ラジアル式転動疲労試験により測定した値である。各実施例とも良好な値を示している。しかし比較例においては，面圧疲れ強さが不足しているものが見られる。比較例３，５，９，１０がそうである。その原因は前述のビッカース硬さの場合と同じく，炭化物の析出が不十分なことにあると考えられる。
【００４３】
摩耗深さは，各実施例並びに比較例の焼結合金を試験片として，図５に示す方法で試験した。試験条件は，以下の通りである。
・リングの材質：ＳＡＥ４６２０鋼，浸炭焼き入れ，焼き戻し後にリュブライト処理
・リング回転数：１５０ｒｐｍ
・荷重：６９０Ｎ
・試験時間：９０分
・潤滑油の種類：５Ｗ−３０級ベースオイル
・潤滑油の滴下量：２ｃｍ３／分
なお，試験の都度，新品のリングを使用した。
【００４４】
表４中の「自己」の欄に示す値は，上記の条件による試験後の試験片の摩耗深さである。したがって，この欄の各値は，各実施例および比較例の焼結合金自身の耐摩耗性の度合いを示している。値が小さいほど耐摩耗性に優れているといえる。各実施例のものでは，摩耗深さは高々１０μｍ程度である。これより，各実施例のものは耐摩耗性に優れているといえる。しかし比較例においては，値の大きいものが見られる。比較例１，３，７〜１０がそうである。これらは，ビッカース硬さや面圧疲れ強さが悪かったものとほぼ一致している。したがって，炭化物の析出不十分が不良の原因であると考えられる。なお実施例８は，焼結温度が低いため，表３中の酸素量が０．２３ｍａｓｓ％とやや多い。そのため，面圧疲れ強さに関しては他の実施例と比較してやや低い水準にある。しかし摩耗深さは十分に良好な値が確保されている。
【００４５】
【表４】
2005068452.tif 000006
【００４６】
なお，各実施例の焼き戻し後の焼結合金中の析出物を透過電子顕微鏡にて観察し，電子回折により結晶系を同定した。その結果，析出物の大部分はＭ７Ｃ３である（Ｍ３Ｃ  も多少存在する）ことが確認された。また，形状が角形でありその結晶方位が基地の結晶方位に対して整合している析出物が多数存在することが確認された。基地に対して整合な析出物は，転位を通過させにくいので，硬さの向上につながるのである。また，焼結合金の鏡面研磨面をエッチング後に走査電子顕微鏡にて観察した。これにより，析出物の平均粒径を測定した。各実施例につき１００個の析出物の平均で，いずれも４００ｎｍ以下であった。
【００４７】
一方，表４中の「相手」の欄に示す値は，上記の条件による試験後のリングの厚さの減少分である。したがって，この欄の各値は，各実施例および比較例の焼結合金が摺動の相手部材を摩耗させる程度，すなわち相手攻撃性の程度を示している。値が小さいほど低相手攻撃性に優れるといえる。各実施例のものでは，摩耗深さは高々０．３μｍ程度である。これより，各実施例のものは低相手攻撃性に優れているといえる。しかし比較例２，４，６では，値が大きい。これらの比較例で相手攻撃性が大きい原因は，粗大な析出物を含んでいることにあると考えられる。なぜなら，比較例２ではＶ，比較例４ではＣｒ，比較例６ではＣ，といった具合に炭化物の成分を過剰に含んでいるからである。実際に比較例２，４，６について，焼き戻し後の焼結合金中の析出物を透過電子顕微鏡にて観察し，電子回折により結晶系を同定した。その結果，析出物の大部分はＭ７Ｃ３で，Ｍ３Ｃ  も多少存在した。また，焼結合金の鏡面研磨面をエッチング後に走査電子顕微鏡にて観察した。これにより，析出物の平均粒径を測定した。各比較例につき１００個の析出物の平均で，いずれも４００ｎｍを超えていた。
【００４８】
比較例１，３，５および７〜１０は，自己の摩耗深さが１０μｍを超えて大きく，耐摩耗性が不十分である。この理由は，焼結合金中のＣｒ，Ｍｏ，Ｃの一部または全部の含有量が不足していることにあると考えられる。そのため，Ｍ７Ｃ３の炭化物が十分に析出，成長せず，硬度の高い焼結体が得られなかったものと考えられる。実際にこれらの比較例について，焼き戻し後の焼結合金中の析出物を透過電子顕微鏡にて観察し，電子回折により結晶系を同定した。その結果，析出物の個数が，前述の実施例や比較例２，４，６と比較して著しく少なかったのである。
【００４９】
上記より，比較例中には，自身の耐摩耗性と，低相手攻撃性との双方に優れたものは存在しないことがわかる。
【００５０】
さらに，前述の表２中の実施例８の組成により焼結合金を製造し，これを用いて焼き入れ前の保持温度およびその保持温度での保持時間についての試験を行った。ただしその際の焼結は，次の条件で行った。
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・仮焼結（８５０℃，３０分）
↓
・加圧成形（６８６ＭＰａ）
↓
・焼結（１２５０℃，３０分）
【００５１】
そして焼き入れ後の焼き戻しは，次の条件で行った。
・仮焼き戻し（１８０℃，９０分）
↓
・本焼き戻し（２５０℃，３０分）
このうちの本焼き戻しが焼きばめに相当する。
【００５２】
【表５】
2005068452.tif 000007
【００５３】
保持温度の試験においては，焼結後の合金を一旦室温まで下げてから，表５の各条件で焼き入れを行った。なお，保持温度での保持時間はいずれも３０分とし，焼き入れ方法は油焼き入れとした。これにより，焼結体中における各元素の炭化物としての析出量と，焼き戻し後におけるビッカース硬さ（ＨＶ，ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠）について，表６に示す結果が得られた。これより，８２０〜９１０℃のどの保持温度の場合でも，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの各元素とも，表４中の各実施例と同等レベルの析出量が得られている。また，焼き戻し後におけるビッカース硬さも，どの保持温度の場合でも十分確保されている。
【００５４】
【表６】
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【００５５】
保持時間の試験においては，焼結後の合金を一旦室温まで下げてから，表７の「保持時間」の欄に示す各条件で焼き入れを行った。保持温度はすべて８６５℃とし，焼き入れ方法はガス焼き入れ（窒素１ＭＰａ）とした。なお，「保持時間」中の「プログラム」の欄はプログラム上の保持時間を示している。実ワークには昇温遅れがあるので，実際の保持時間はこれより短い。そこで，測温結果より，実ワークが保持温度に対して±５℃の範囲内に保持された時間を「実時間」の欄に示している。以下，単に保持時間といえば実時間を指すものとする。その結果，各条件での本焼き戻し後におけるビッカース硬さ（ＨＶ，ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠）は，表７の「硬さＨＶ」の欄に示す値となった。これによれば，保持時間５分では，保持時間２５分以上のものと比較して，本焼き戻し後のビッカース硬さがやや低い。保持時間２５分以上ではほぼ飽和している。これより，保持時間は２５分以上が好ましいことがわかる。
【００５６】
【表７】
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【００５７】
以上詳細に説明したように本実施の形態および実施例によれば，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ（４ａ族または５ａ族金属），Ｃの組成を所定の範囲内とし，高温焼結後に一旦冷却してから再度加熱して焼き入れを行っている。これにより，マルテンサイト組織のマトリックスに微細なＭ７Ｃ３析出物が分散した状態の鉄基焼結合金を得ている。このようにすると，焼結過程が固相焼結となるので，形状精度や面粗度に優れる。また，炭化物の析出硬化により，焼き戻し後においても十分な硬さ，強度が得られ，耐摩耗性にも優れる。また，析出物が粗大でないため，摺動相手に対する攻撃性も低い。かくして，カムピースのような，焼きばめにより他の部材（シャフト）と一体化されるとともに，使用時には他の部材（カムフォロワ）との摺動状況にある部材を，ネットシェイプ成形できる鉄基焼結合金およびその製造方法が実現される。これにより，工程を仕上げ研削レスとすることができる。よって，カムピースについてのプロフィールの自由度がより拡大する。
【００５８】
なお，本実施の形態および実施例は単なる例示にすぎず，本発明を何ら限定するものではない。したがって本発明は当然に，その要旨を逸脱しない範囲内で種々の改良，変形が可能である。例えば，適用対象たる部材としては，カムピースに限らず，耐摩耗性等が要求されるあらゆる部材に適用可能である。ここにおいて，耐摩耗性は要求されるが強度や面圧疲れ強さには余裕がある用途であれば，焼結温度は１１２０℃程度でもよい。さらに，焼き戻し軟化抵抗が高いことから，面圧疲れ強さが高いため，歯車等で，特に耐ピッチング性が要求される用途にも適する。
【００５９】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように本発明によれば，形状精度および耐摩耗性，低相手攻撃性に優れるとともに，焼き戻し後において十分な硬さを有する鉄基焼結合金およびその製造方法が提供されている。これにより，カムピース等の部材のネットシェイプ化の要求に応えている。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施の形態におけるカムシャフトの製造工程の熱履歴の概略を示すグラフである。
【図２】焼結後直ちに急冷する場合の熱履歴を示すグラフである。
【図３】焼結後の冷却の途中で焼き入れ温度に保持し，その後急冷する場合の熱履歴を示すグラフである。
【図４】焼き戻し温度と硬さとの関係を示すグラフである。
【図５】耐摩耗性および相手攻撃性の試験方法を説明する図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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