【発明の詳細な説明】
焼結合金鋼成分の生成方法発明の背景
本発明は、圧縮・焼結及びその後の操作などの慣用の粉末冶金処理後に、寸法
安定性及び耐摩耗性を有する成分を生成するのに混合される種々の組成から成る
特定の粉末を生成することに関するものである。粉末冶金合金鋼粉末は、自動車
の耐摩耗性部材の製造、及び土工機械及び道路構成設備などのその他の仕事量の
多い設備に利用されていた。前記合金粉末は、自動車エンジンの弁座の製造に主
に使用されていた。この場合、高速度鋼合金粉末は、金型内で6.2〜7.0g/ccに圧
縮され、その後、既知の焼結メカニズムに基づく温度操作によって粉末を強固に
できる温度範囲、一般的に1050〜1300℃で気体中で焼結される。または、前記金
型内での圧縮の後、前記成形体は液体の銅の中に浸透され、ほぼ最高の密度とな
る（金属ハンドブック（Metals Handbook）、第９版、アメリカ金属協会（Ameri
can Society for Metals）出版、1984年、564ページ）。主に粉末に要求される
ことは、高温での耐摩耗性と、処理中における優れた寸法安定性とを呈すること
であった。
このような粉末から最良の特性を実現するためにさらに開発が行われ、高速度
鋼合金粉末を含有している工具鋼が、他の添加物とともに或いは他の添加物を用
いず、低合金粉末及び純鉄と混合された。当該方法の主な目的は、５〜９０パー
セントの工具鋼粉末を含有する粉末混合物の圧縮性を高めることであった。本願
明細書において、
すべてのパーセント表示は、重量パーセントを示している。特定の条件下におい
て、寸法安定性が実現され（粉末冶金（Powder Metallurgy），Vol.33，No.4，3
13ページ）、本願の発明者の内の何人かによってデータが発表され、これらの粉
末が優れた摩耗性及び回転接触疲労特性を実現できることを証明した（粉末冶金
（Powder Metallurgy），Vol.4，金属粉末産業協会（Metal Powder Industries
Federation）出版，1991年，135ページ）。焼結後は、工具鋼粉末の同一性及び
純鉄の同一性が維持され、且つ一方の領域から他方の領域への合金元素の拡散は
ほとんど存在しない。このことは、優れた特性ではあるが、均一な構造とならず
、その根本的な特性を必ずしも実現し得ないことを示している。その理由は、合
金鋼の元素が特定の領域に位置しているからである。
多量の合金元素を用いて粉末を生成する現行の技術は、一般的に、合金組成を
炉内で溶かす工程と、水または気体を用いて粒子化する工程と、を備えている。
しかしながら、生成される粉末粒子が完全に合金化されているこいうことは、そ
の粒子が合金化されていない鉄よりも強固なものであり、従って、高密度に圧縮
できないことを示している。
粉末冶金によって合金を生成する他の方法は、最終的な所望の組成と同等な比
率の元素粉末を混合するものである。この方法の利点は、合金元素によって鉄の
固溶体強度が高まるために、粉末混合物の圧縮性が低減されないことである。従
って、高い圧縮密度が実現される。しかしながら、通常の焼結条件は、これらの
粉末混合物から完全に合金化された材料を生成するには不十分である。その理由
は、拡散範囲が限定されているからである。この状況は、１または
２以上の付加された粉末が、単体でまたは結合して、過渡的にまたは安定した状
態で液相を生成する場合には改善される。このことは、当然のことながら、寸法
安定性の損失につながり、また、たとえ焼結反応中に液体が存在しない場合でさ
えも、寸法安定性の損失が生じる場合もある。
このタイプの合金を生成する他の方法は、種々の化学的な組成（この内の１以
上の粉末をプレアロイ粉とすることもできるが、かなりの量は、純鉄などの高圧
縮性の粉末である。）から成る粉末を混合するものである。このタイプの発明は
、イギリス特許第2188062号明細書に開示されている。当該発明の場合、純鉄粉
末が焼結中に溶けるのではなく、高速度鋼が溶ける必要がある旨クレームされて
いる。また、このことは、寸法安定性の問題にもつながる。本発明の概要
本発明の一態様における焼結合金成分の生成方法は、高合金粉末、低合金鋼粉
末または鉄粉末、及び遊離炭素粉末から成る混合物から圧粉成形体を形成する工
程と、焼結工程中に永久的液体合金が形成されない温度で前記圧粉成形体を焼結
する工程と、を備えている。
本発明の好適例における焼結合金成分の生成方法は、0.1〜1.5重量パーセント
の遊離炭素粉末の存在下、高合金鋼粉末を低合金鋼粉末または鉄粉末と混合する
とともに、住意的に滑剤と混合する工程と、前記粉末混合物を圧縮し、6.6gm./c
cよりも大きな（好ましくは、6.8gm./ccよりも大きな）密度の圧粉成形体を形成
する工程
と、当該圧粉形成体を焼結し、これを強固にする工程と、を備えている焼結合金
成分の生成方法において、前記焼結温度を、前記粉末のいずれの成分の融点より
も低く設定し、滑剤以外の永久的液体が焼結工程中に形成されないようにしてい
ることを特徴としている。
このようにして、前記イギリス国特許第2188062号明細書と対比すると、本発
明は、すべての合金成分を固体状態で焼結させ、高い圧粉密度とともに、優れた
寸法制御を実現することができる。
本発明は、本発明の方法によって生成される焼結合金成分にまで及ぶものであ
る。
本発明は、研究計画を、上記のような、純鉄及び低合金鋼と混合される高合金
鋼粉末の生成に発展させるものである。高合金粉末の優れた圧縮性を実現するこ
とを主な目的としている。このことを実現するためには、工具鋼を高い割合で加
えるとともに、通常のAISI工具鋼の仕様とは異なり、高合金粉末内の炭素含量を
少なくしなければならないことを確かめた。高合金鋼粉末の炭素含量は、0.2〜0
.8パーセントであることが好ましい。このような通常のAISI仕様は、例えば金属
ハンドブック（Metal Handbook）、第１０版、ＡＳＭ1990年または1991年出版、
Vol.1、758〜759頁に記載されている。このように、本発明の方法は、前記イギ
リス国特許第2188062号明細書に開示されている方法とは異なるものである。
必要な冶金構造を生成するために、この炭素含量の減少は、高合金鋼粉末及び
低合金鋼粉末の混合物にさらに炭素粉末を加えること
によって補償された。この炭素付加は主に、好ましくは0.1〜1.5パーセントの範
囲で、また更に好ましくは0.5〜1.2パーセントの範囲で、グラファイト（Rocol
X7119）で行われた。7.4g/cc以下の合金鋼混合物の密度は、800MPaでの圧縮によ
って行われた。驚くことには、特定の状況下において遊離グラファイトが存在す
ると、炭素合金鋼粉末から、これらと混合される鉄合金粉末または低合金粉末へ
の、合金元素の固体状態での拡散が増大することが確かめられた。このようにし
て、圧縮性の改善という予想された有利な効果を実現するとともに、粉末混合物
内における合金元素の拡散が予期せず増加した。このことは、顕著な特性改善に
結びつくものである。液相を必要とせずに拡散を増加させられることで、焼結中
に寸法安定性を大きく損なうことなく、粉末の混合物から、高い均一性を有する
合金材料を生成することができる。
イギリス特許第4913739号明細書は、合金元素を焼結材料内に拡散させるため
の手段として、合金化度の極めて高い鋼粉末を、低合金粉末または純鉄粉末に付
加することを開示している。この方法は、鉄−シリコン−マンガン−炭素マスタ
ー合金粉末を主成分とする組成の開発に特に関連している。この要件によって、
シリコン−マンガン−炭素合金粉末の組成的な仕様を必然的に制限することとな
る。前記特許の明細書には、元素が母材を介して不均一に拡散できるようにする
ために、約１０００℃で一次的な液相が存在すると記載されている。しかしなが
ら、本発明によれば、通常の焼結温度において液相は存在しない。また、本発明
によれば、問題の炭化物形成元素は、例えばモリブデン、タングステン、ニオブ
、バナジウム、クロム、タンタル、ハフニウムなどの工具鋼内に明らかに存在す
る元素である。
本発明によれば、均一化は、液相が存在しなければならないものではなく、工
業において一般的に使用されている工具鋼及び高速度粉末の広い範囲に適用でき
るものと考えられる。
このため、本発明は、合金の組成に限定されるものではなく、また合金元素の
拡散を増加させるために、一時的または安定した液相が必ず存在しなければなら
ないものでもない。
十分な硬度を得るために、低合金鋼粉末から生成される成分は、約８００〜９
００℃から２００〜３００℃への温度範囲において、例えば油浴内に浸水させる
ことによって、１分間に８００〜１０００℃の範囲の高速度で急冷されることに
よって、オーステナイト化されなければならない。このような処理を施すと、低
合金部分にかなりの歪が発生する。慣用的に、かなりの割合の低合金粉末または
純鉄粉末を有している粉末混合物から生成される成形体に、低合金粉末のための
急冷状態を伴う熱処理の組み合わせを施していた。このことは、焼結を行い、そ
の後所定の速度で室温にまで冷却し、その後８５０〜９００℃に再加熱し、オー
ステナイト化し、その後オイル内で急冷する事によって、慣用的に行われていた
。
驚くべきことに、我々の混合粉末圧粉成形体の焼結温度からの冷却を制御する
ことによって、好適な特性を作りだすことができることを確かめた。このことに
よって、再加熱及びその後の高速急冷をする必要がなくなり、その結果生じる歪
をなくすことができる。
このことによって、自動車エンジンの動弁装置に使用されるよう
な元素の大量生産が可能となった。
このため、本発明の他の態様では、かなりの割合の低合金粉末または純鉄粉末
を有している粉末混合物から圧粉成形体を形成する行程と、焼結する行程と、所
定の制御速度で焼結温度からの冷却を行い、オーステナイト化を必要とせず、か
なりの焼入性を呈する成分を生成する行程と、を備えている。
好ましくは、本発明による焼結合金成分の生成方法は、住意の滑剤とともに、
（５〜９０パーセントの比率の）高合金粉末、低合金粉末、鉄を主成分とする粉
末又は純鉄の粉末及び１．２パーセント以下の遊離炭素粉末を有している粉末の
混合物から圧粉成形物を形成する工程と、焼結工程の間に永久的液体合金相が形
成されないような温度で前記圧粉成形物を焼結する工程と、９００℃から３００
℃の範囲での前記冷却を、当該冷却範囲における平均値として測定して、１分間
に１０℃から４００℃の範囲に制御し、且つその後のオーステナイト化熱処理を
行われないように前記焼結された成分を冷却する工程と、を備えている。
オーステナイト化温度からの冷却は、９００〜２００℃の範囲で、且つ１分間
に２０〜２００℃の速度であることが好ましい。
高合金鋼の配合割合を５〜５０パーセントとし、高合金鋼を、上記のように、
その炭素含量を低減させることによって改良された工具鋼とすることが好ましい
。
特有の表面仕上げを行うために応力除去熱処理を行うこともでき
るが、これは通常１５０〜３００℃の範囲で行われ、大きな歪を生じさせない。
本発明の当該態様に特に適合する好適な粉末態様では、低合金、鉄を主成分と
する粉末が、全合金含量の０〜１２パーセント（０〜９パーセントが好ましい）
の範囲であり、鉄が残部である。例えば、このような粉末では、モリブデン０．
８５パーセント、マンガン０．１５パーセント、炭素０．００３パーセント、鉄
が残部である。図面の簡単な説明
図１乃至図３は、炭化物を加えた場合と加えていない場合とにおける、境界に
沿った炭化物形成元素成分の分散を示しており、
図４は、粉末混合物を含み、好適な熱処理サイクルで処理された成分の構造を
示し、
図５は、低合金粉末のみを含み、好適な熱処理サイクルで処理された成分の構
造を示している。これらの構造は、１００μｍを線で示しているように、同一の
縮尺で描かれている。本発明の詳細な説明
高速度鋼組成、工具鋼組成及び高合金鋼組成の基礎となる合金鋼粉末は、多数
の粒子化システムによって生成される。特定の合金の選定、組成範囲及び合金の
種類の選定は、冶金学者に良く知られており、また国際標準規格及び参考書で知
ることができる。
具体的には、これらの合金は、０．６〜３重量パーセント程度の
炭素を含有している。この炭素が、バナジウム、タングステン、クロム、モリブ
デン、ニオブ、タンタル、ハフニウム等の炭化物形成元素である他の合金元素と
反応し、慣用の熱処理後に鋼の母材内に強固な炭化物を形成する。更に、炭素の
一部は、母材内の溶媒内に保持され、ベイナイト、マルテンサイト、または焼き
戻しマルテンサイトが母材内に形成される。これらの合金の炭素選定は、脱酸及
び固溶体の強化に使用される鉄及び他の元素（例えば、シリコン及びマンガン）
を除く炭素形成元素の全体的な内容に依存している。
本発明において、合金鋼の炭素含量は、一般的に最小選定値またはこれより小
さな値とし、粉末の優れた圧縮性を達成できる。粉末粒子の直径は、一般的に２
５０ミクロンよりも小さく、その粒子の特性は、粉末を生成するのに使用される
粒子化条件に依存して変化する。
これらの合金粉末は、製造後、例えば、ホガナス（Hoganas）NC100.24，ホガ
ナス・ディスタロイ（Hoganas Distaloy）AB，ホガナス（Hoganas）85HP，マン
ネスマン（Mannesmann）WPL200，QMP 4601等の低合金鋼粉末または純鉄粉末とと
もに混ぜ合わせられる。
種々の粉末からなる均質な混合物を生成する事が必要であることに留意する。
一般的に、低合金鋼は、全体で９重量パーセントよりも少ない、銅、ニッケル、
マンガン、モリブデンの量を変化させている。これらは、モリブデンを除き、強
い炭化物形成元素を含有していないことを特徴としている。
高合金鋼粉末は、５〜９０パーセントの混合物から形成される。冒頭にて述べ
た応用例の場合、高合金成分は、通常１０〜５０パーセントの範囲である。高合
金鋼粉末は、０．２パーセントから、標準仕様の最大値または炭化物形成元素の
合金成分から計算される最大値の炭素を含有することができる。高い圧縮性を実
現するためには、炭素含量を最小に選択することが好ましい（特に、０．２〜０
．４パーセントの炭素とすることが好ましい。）。
混合物に十分な炭素を供給し、次の固体状態での熱処理で合金炭化物を形成す
るためには、（好ましくはグラファイトの）遊離炭素粉末も、前記２つの粉末と
混合し、炭化物形成元素との反応によって炭化物を形成するとともに、最終材料
の母材内に十分な炭素を供給する。必要な炭素の量は、高合金粉末の組成、低合
金粉末の組成及びこれらが混合される割合に依存している。一般的に、必要な炭
素の量は、０．５重量パーセントよりも多く、０．５〜１．２重量パーセントの
範囲であることが好ましい。
このことによって、粉末混合物は、６．８ｇ／ｃｃ以上に圧縮され、特に４０
０〜９００ＭＰａの圧縮圧力で７ｇ／ｃｃ以上に圧縮される。最終的な密度は、
合金粉末、組成、異なる種類の粉末の混合比率、及び圧縮圧力に依存している。
この値は、希釈せずに通常の炭素含量を有する高合金鋼粉末で実現される一般的
な圧粉密度の値５．６〜６．８ｇ／ｃｃに相当する。
粉末混合物は、ステアリン酸亜鉛、ワックス等の鋼粉末冶金学において通常使
用される滑剤も含んでいる。これらの滑剤は、２重量パーセントまで加えること
ができる。粉末混合物は、金型内に配置
され、種々の圧力、通常６００〜９００ＰＭａで圧縮される。金型から取り出さ
れた圧粉成形体は、他のサポートなしで処理及び移動を行うのに十分な強度を有
している。
一般的に、その後混合物は、粉末接触面において拡散が生じることで結合が生
じて密着体を形成できる温度に加熱される。一般的に、このことは１０００℃或
いは一般的にそれ以上の１１００℃〜１２００℃で行われる。温度の上限は、混
合された粉末の最終的な紺成の融点で決定される。この融点において、成形体の
寸法安定性が失われる。少量の一次的な液相が存在する場合もあるが、これは必
ずしも必要なものではなく、本発明の好適な例でもない。
特定な元素として所定量の炭素を加え、高合金鋼粉末の炭素含量を最小にする
間に炭素の損失を補充することによって、成形体の焼結反応速度が予期せず増加
する。このことは、炭化物形成元素の、高合金鋼粉末から、低合金または純鉄の
母材への拡散が増大することによって達成される。焼結温度で炭素が極めて迅速
に拡散することは予想できないことではないが、炭化物形成元素の拡散が高めら
れるということは予期し得ないことである。このことが、本発明の基礎となるも
のである。
以下、図面を参照して、本発明を説明するとともに、炭素を含有する純鉄また
は低合金鋼と混合された高合金鋼粉末の広い範囲において、一般的に本発明を適
用できることを説明する。実施例１
当該実施例においては、組成として
0.4重量パーセントの炭素、３重量パーセントのタングステン2.5重量パーセント
のモリブデン４重量パーセントのクロム、２重量パーセントのバナジウム、及び
その残部としての鉄
を有している３０重量パーセントの高合金鋼粉末H100を、70重量パーセントの低
合金鋼、または
炭素 0.02％
シリコン 0.05％
マンガン 0.20％
リン 0.02％
硫黄 0.015％
鉄 残部
から成る鉄の粉末とともに混合した。
１重量パーセント以下の炭素及び0.75重量パーセントのステアリン酸マンガン
滑剤を加え、サンプルを600MPaの圧力で圧縮した。このような成形体の圧粉密度
は、1.0重量パーセントの炭素を加えた場合、7.10gm/ccであった。
他の例では、5〜60重量パーセント（好ましくは、10〜50重量パーセント）の
高合金鋼が0.1〜1.5重量パーセント、例えば0.4〜0.8重量パーセントの遊離炭素
と混合されるような比率で、上記粉末を混合した。
対照実験として、炭素が混合されていない場合に、同様の粉末混合を行った。
永久的な液相が形成されないように調整された水素及び窒素の混合気体で充填さ
れた炉内で、焼結された成形体を１１５０℃で順次焼結した。成形体の温度を、
１〜５時間、１１５０℃に保持した。この１１５０℃は、両混合物の標本の付近
に挿入された熱電対で常に監視した。最終的なミクロ構造の詳細な冶金試験によ
って、相の分布及び種類に示されるように、炭化物形成元素の拡散の程度が予想
されたものよりも大きいことを確かめた。
圧縮された部分から焼結された部分への一般的な一次元的寸法の変化は、0.2
％と測定された。このことは、液相が存在し且つ10％の一次元的寸法の変化が生
じた場合に、高速度鋼が最も密度の高い状態に焼結されることと同等である（メ
タル・パウダー・レポート（Metal Powder Report）Vol.35，No.6，1980年6月、
２４２ページ）。
このことを、粉末を無作為に混合し、拡散粒子を製造することによって定量的
に証明することは困難である。この場合、純鉄及び高合金鋼粉末を、好適な炭素
元素を加えて別々に圧縮する。これらの粉末の金属粒は、互いに順次圧縮され、
一方において高合金鋼が存在し、他方において純鉄が存在するようにしている。
これらは、鋼粉末混合物に入れられ、前記２つの粉末間の接触を保持するとと
もに、更に成形体を形成するように圧縮される。いくつかの場合には、炭素を混
合しなかった。このことによって、炭素を混合した場合と炭素を混合しなかった
場合との比較をする事がで
きる。
上記と同様の方法で焼結を行った後、JEOL6400走査型電子顕微鏡に取り付けら
れた電子分散Ｘ線システムを使用し、分散粒子を区分するとともに、分析した。
当該電子分散Ｘ線システムは、薄型ウインドウのトラッカ（Tracor）アナライザ
であり、元の接触面のいづれか一方の側を１０ミクロン間隔でカウントする。カ
ウント数は、100,000で標準化される。この「100,000」は、見積値のプラス・マ
イナス５パーセントの精度を実現するのに必要である。５時間、1150℃で焼結さ
れ、左側にH100高合金材料を有し、右側に純鉄を有しているサンプルの結果を図
１、２及び３に示す。ここで、図１、２及び３はそれぞれ、クロム、タングステ
ン及びモリブデンを純鉄に分散させた場合のプロットである。図１から３におい
て、低合金鋼は、マネスマン（Mannesmann）WPL200 純鉄粉末である。
全ての場合において、混合された炭素が存在すると、炭化物形成元素の拡散量
が顕著に増加する。例えば、元の接触面から純鉄側に向かって３０ミクロンのと
ころでクロムを測定した場合、クロム成分は、高合金鋼の元の値の約半分であり
、炭素が存在しない場合では元の値の８分の１である。図に示すように、タング
ステン及びモリブデンの場合も同様である。実際、タングステンの場合、炭素が
存在しないとき、元の接触面から３０ミクロンのところの元素はほぼゼロである
。混合物内の平均の鉄または低合金粉末粒子の大きさが５０μｍのオーダーであ
ると仮定すると、炭素が存在しないで拡散がほとんど発生しない場合と比較して
、炭素が存在する場合にはかなりの量の均質化が生じるものと予想される。実施例２
２つの金属を主成分とする粉末を互いに混合した。第１の粉末は、ニッケル１
．８パーセント、モリブデン０．５５パーセント、マンガン０．２パーセント、
炭素０．００３パーセント、その他QMP4601粉末と称する鉄から成る組成の4600
タイプのプレアロイ鉄粉末から成る。これに、クロム４パーセント、タングステ
ン３パーセント、モリブデン２．５パーセント、バナジウム２パーセント、炭素
０．４パーセント、その他鉄から成る組成のH100と称する２０パーセント重量／
重量の改良工具鋼を加えた。これに、０．５パーセントの合成グラファイト及び
０．５５パーセントのステアリン酸マグネシウムを混合した。
これらの構成成分を、粉末混合器内で混合し、その後混合された混合物を、10
.5×10.5×70mmの直方体部分に６トン／平方センチメートルで圧縮した。その後
これらの圧粉成形体を、混合された窒素−水素気体（５０パーセントの水素、５
０パーセントの窒素）内で３０分間１１５０℃の温度で焼結した。その後、成形
体を制御された速度で冷却した。当該実施例では、９００℃から２５０℃への平
均冷却速度を１分間に約４５℃とした。
冷却中に形成される残りの応力成分を除去するために、空気中で６０分間、２
０５℃で応力除去処理を行った。このことが、冷却期間中に形成される光学的に
視覚可能な合金炭化物の分布または形状に大きな影響を及ぼすとは認められなか
った。最終構造の一例を図４に示す。ここでは、当初、改良された工具鋼組成か
ら成る領域内の合金炭化物を明らかに確認することができる。一方、図５は、同
様に処理され、、H100を除く4600タイプのプレアロイ粉から作られる対照サンプ
ルの構造を同一の縮尺で示している。
驚くべきことには、焼結温度からの冷却時間を制御することによって達成され
た機械的特性は、単純な混合の法則（例えば、低合金粉末及び高合金鋼粉末の特
性を体積パーセントに応じて重み付けること）から予想されるよりもかなり優れ
たものであった。また、このような冷却時間は、かなりの量のもろいマルテンサ
イト相が存在する場合、またはオーステナイトを保持して適用の間の不安定性を
生じさせる場合には、一般的に改良された工具鋼紺成にとって好適なものではな
い。
混合物Ａ（混合された粉末）及び混合物Ｂ（低合金鋼のみ）から形成される成
分の特性は、以下に示すとおりである。
混合物 Ａ Ｂ（低合金鋼のみ）
H100成分％ 20 無
焼結後の密度(gm/cc) 7.10 7.15
焼結後の見かけ上の
硬度(HRB) 98 87
H100微小硬さ(HV200) 650 −
横方向破断強度(MPa) 1210 1060
このように、本発明は、遊離グラファイトが存在しない場合、または全炭素含
量が２つの粉末相内で完全に合金化された場合の混合
物と比較して、高合金粉末から低合金または純鉄粉末へ炭化物形成元素を拡散さ
せる程度を顕著に増加させる方法に関するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION Background of the Invention The present invention relates to the production of components having dimensional stability and wear resistance after conventional powder metallurgy processes such as compression / sintering and subsequent operations. It relates to producing specific powders of various compositions that are mixed to produce. Powder metallurgical alloy steel powders have been utilized in the manufacture of wear resistant components for automobiles and other heavy duty equipment such as earthmoving machinery and road construction equipment. The alloy powder was mainly used for manufacturing valve seats of automobile engines. In this case, the high-speed steel alloy powder is compressed in the mold to 6.2-7.0 g / cc, and then the temperature range in which the powder can be strengthened by temperature operation based on the known sintering mechanism, generally 1050-1300. Sintered in gas at ° C. Alternatively, after compaction in the mold, the compact is infiltrated into liquid copper to near maximum density (Metals Handbook, Ninth Edition, American Metal Society). for Metals), 1984, 564). The main requirement for the powder was to exhibit wear resistance at high temperatures and excellent dimensional stability during processing. Further developments have been made to achieve the best properties from such powders, tool steels containing high speed steel alloy powders with low alloy powders with or without other additives. And mixed with pure iron. The main purpose of the process was to increase the compressibility of powder mixtures containing 5-90 percent tool steel powder. As used herein, all percentages are in weight percent. Under certain conditions, dimensional stability was achieved (Powder Metallurgy, Vol. 33, No. 4, pp. 13) and data were published by some of the inventors of the present application and these It has been proved that the powder can realize excellent wear resistance and rotary contact fatigue property (Powder Metallurgy, Vol. 4, published by Metal Powder Industries Federation, 1991, p. 135). After sintering, the tool steel powder identity and the pure iron identity are maintained, and there is almost no diffusion of alloying elements from one region to the other. Although this is an excellent property, it shows that the structure is not uniform and the fundamental property cannot always be realized. The reason is that the elements of the alloy steel are located in a specific region. Current techniques for producing powders with large amounts of alloying elements generally include melting the alloy composition in a furnace and granulating with water or gas. However, the fact that the powder particles produced are fully alloyed indicates that the particles are stronger than non-alloyed iron and, therefore, cannot be compressed to high density. Another method of producing alloys by powder metallurgy is to mix elemental powders in proportions that are comparable to the final desired composition. The advantage of this method is that the compressibility of the powder mixture is not reduced because the alloying elements increase the solid solution strength of iron. Therefore, a high compression density is realized. However, normal sintering conditions are insufficient to produce fully alloyed materials from these powder mixtures. The reason is that the diffusion range is limited. This situation is ameliorated if one or more added powders, alone or in combination, produce a liquid phase in a transient or stable state. This, of course, leads to a loss of dimensional stability and can also result in a loss of dimensional stability, even in the absence of liquid during the sintering reaction. Other methods of producing alloys of this type have various chemical compositions (one or more of which may be prealloyed powders, but in significant quantities are highly compressible powders such as pure iron). The powder consisting of (1) is mixed. This type of invention is disclosed in British Patent No. 2188062. In the case of the invention, it is claimed that the high-speed steel needs to melt, rather than the pure iron powder melting during sintering. This also leads to dimensional stability problems. SUMMARY OF THE INVENTION A method for producing a sintered alloy component according to one aspect of the present invention comprises a step of forming a green compact from a mixture of high alloy powder, low alloy steel powder or iron powder, and free carbon powder, and firing. And a step of sintering the green compact at a temperature at which a permanent liquid alloy is not formed during the binding step. The method for producing the sintered alloy component in the preferred embodiment of the present invention comprises mixing the high alloy steel powder with the low alloy steel powder or the iron powder in the presence of 0.1 to 1.5 weight percent of the free carbon powder, and adding the lubricant as an additive. And a step of compressing the powder mixture to form a powder compact having a density of more than 6.6 gm./cc (preferably more than 6.8 gm./cc), and forming the powder compact. In a method for producing a sintered alloy component, which comprises a step of sintering a body and strengthening it, the sintering temperature is set lower than a melting point of any of the components of the powder, and a component other than a lubricant is used. It is characterized in that no permanent liquid is formed during the sintering process. Thus, in contrast to the aforementioned British Patent No. 2188062, the present invention makes it possible to sinter all the alloy components in the solid state and achieve a high green density and excellent dimensional control. . The invention extends to sintered alloy components produced by the method of the invention. The present invention extends the research program to the production of high alloy steel powders as described above mixed with pure iron and low alloy steels. Its main purpose is to achieve the excellent compressibility of high alloy powders. In order to achieve this, it was confirmed that the tool steel must be added in a high proportion and the carbon content in the high alloy powder must be reduced, unlike the specifications of ordinary AISI tool steel. The carbon content of the high alloy steel powder is preferably 0.2 to 0.8 percent. Such conventional AISI specifications are described, for example, in Metal Handbook, 10th Edition, ASM 1990 or 1991, Vol. 1, pp. 758-759. Thus, the method of the present invention differs from the method disclosed in the aforementioned British Patent No. 2188062. To produce the required metallurgical structure, this reduction in carbon content was compensated for by adding more carbon powder to the mixture of high alloy steel powder and low alloy steel powder. This carbon addition was mainly performed with graphite (Rocol X7119), preferably in the range 0.1 to 1.5 percent, and more preferably in the range 0.5 to 1.2 percent. Densities of alloy steel mixtures up to 7.4 g / cc were achieved by compression at 800 MPa. Surprisingly, the presence of free graphite under certain circumstances can increase the solid state diffusion of alloying elements from carbon alloy steel powders to iron alloy powders or low alloy powders mixed with them. I was confirmed. In this way the diffusion of alloying elements in the powder mixture was unexpectedly increased, while realizing the expected beneficial effect of improved compressibility. This leads to a remarkable improvement in characteristics. The ability to increase diffusion without the need for a liquid phase makes it possible to produce alloy materials with high homogeneity from a mixture of powders without significantly compromising dimensional stability during sintering. British Patent No. 4913739 discloses the addition of a highly alloyed steel powder to a low alloy powder or a pure iron powder as a means for diffusing alloying elements into a sintered material. . This method is particularly relevant to the development of compositions based on iron-silicon-manganese-carbon master alloy powder. This requirement necessarily limits the compositional specifications of the silicon-manganese-carbon alloy powder. The patent specification states that there is a primary liquid phase at about 1000 ° C. in order to allow the elements to diffuse non-uniformly through the matrix. However, according to the invention, there is no liquid phase at normal sintering temperatures. Also according to the invention, the carbide-forming elements in question are elements that are clearly present in the tool steel, such as molybdenum, tungsten, niobium, vanadium, chromium, tantalum, hafnium. In accordance with the present invention, homogenization does not require that a liquid phase be present and is believed to be applicable to a wide range of tool steels and high speed powders commonly used in industry. Therefore, the present invention is not limited to the composition of the alloy, nor is it necessarily that a transient or stable liquid phase is present in order to increase the diffusion of the alloying elements. In order to obtain sufficient hardness, the components produced from the low-alloy steel powders are mixed in the temperature range of about 800-900 ° C. to 200-300 ° C., for example by submersion in an oil bath at 800 It must be austenitized by quenching at high rates in the range of ~ 1000 ° C. When such a treatment is applied, a considerable strain occurs in the low alloy portion. Conventionally, compacts produced from powder mixtures having a significant proportion of low alloy powders or pure iron powders have been subjected to a combination of heat treatment with quenching for the low alloy powders. This was conventionally done by sintering, then cooling to room temperature at a predetermined rate, then reheating to 850-900 ° C. to austenite and then quenching in oil. Surprisingly, we have determined that by controlling the cooling from the sintering temperature of our mixed powder compacts, suitable properties can be produced. This eliminates the need for reheating and subsequent rapid quenching and eliminates the resulting strain. This has enabled mass production of elements such as those used in automotive engine valve trains. Therefore, in another aspect of the invention, the steps of forming a green compact from a powder mixture having a significant proportion of low alloy powder or pure iron powder, the step of sintering, and a predetermined control rate. And cooling from the sintering temperature to generate a component exhibiting a considerable hardenability without the need for austenitizing. Preferably, the method for producing a sintered alloy component according to the present invention comprises a high alloy powder (in a ratio of 5 to 90%), a low alloy powder, an iron-based powder or a pure iron powder, together with a lubricant of the house. And forming a green compact from a mixture of powders having less than 1.2 percent free carbon powder, and the green compact at a temperature such that no permanent liquid alloy phase is formed during the sintering step. The step of sintering the molded product and the cooling in the range of 900 ° C. to 300 ° C. are measured as an average value in the cooling range, and controlled in the range of 10 ° C. to 400 ° C. for 1 minute, Cooling the sintered component so that the austenitizing heat treatment is not performed. The cooling from the austenitizing temperature is preferably in the range of 900 to 200 ° C and at a rate of 20 to 200 ° C per minute. It is preferable that the high alloy steel has a compounding ratio of 5 to 50% and the high alloy steel is a tool steel improved by reducing the carbon content thereof as described above. A stress relief heat treatment can also be performed to provide a unique surface finish, but this is usually done in the range of 150-300 ° C and does not cause significant strain. In a preferred powder embodiment that is particularly adapted to this aspect of the invention, the low alloy, iron-based powder is in the range of 0-12 percent of the total alloy content, with 0-9 percent being preferred. The rest. For example, in such a powder, molybdenum 0. The balance is 85%, 0.15% manganese, 0.003% carbon, and iron. Brief Description of the Drawings Figures 1 to 3 show the dispersion of the carbide-forming elemental components along the boundaries with and without the addition of carbides, and Figure 4 contains a powder mixture, the preferred FIG. 5 shows the structure of the components treated with different heat treatment cycles, and FIG. 5 shows the structure of the components containing only low alloy powder and treated with the preferred heat treatment cycle. These structures are drawn to the same scale, as shown by the lines at 100 μm. DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The alloy steel powders that underlie high speed steel compositions, tool steel compositions and high alloy steel compositions are produced by a number of graining systems. The selection of specific alloys, composition ranges and alloy types are well known to metallurgists and can be found in international standards and reference books. Specifically, these alloys contain about 0.6 to 3 weight percent carbon. This carbon reacts with other alloying elements that are carbide forming elements such as vanadium, tungsten, chromium, molybdenum, niobium, tantalum, hafnium, etc. to form strong carbides in the base metal of the steel after conventional heat treatment. In addition, some of the carbon is retained in the solvent within the matrix and bainite, martensite, or tempered martensite is formed within the matrix. The carbon selection of these alloys depends on the overall content of carbon-forming elements except iron and other elements (eg, silicon and manganese) used for deoxidation and solid solution strengthening. In the present invention, the carbon content of the alloy steel is generally set to the minimum selected value or a value smaller than the selected value, so that excellent compressibility of the powder can be achieved. The diameter of powder particles is generally less than 250 microns, and the properties of the particles will vary depending on the granulation conditions used to produce the powder. These alloy powders are produced after production, for example, low alloy steel powder such as Hoganas NC100.24, Hoganas Distaloy AB, Hoganas 85HP, Mannesmann WPL200, QMP 4601 or pure alloy powder. Mixed with iron powder. Note that it is necessary to produce a homogeneous mixture of different powders. Generally, low alloy steels have varying amounts of copper, nickel, manganese, and molybdenum that are less than 9 weight percent overall. These are characterized by the fact that they do not contain strong carbide-forming elements, except for molybdenum. High alloy steel powder is formed from 5 to 90 percent mixture. For the applications mentioned at the outset, the high alloy content is usually in the range of 10 to 50 percent. The high alloy steel powder may contain from 0.2 percent, the maximum value of the standard specification or the maximum value calculated from the alloying components of the carbide forming elements. In order to achieve high compressibility, it is preferable to select the minimum carbon content (particularly 0.2 to 0.4 percent carbon is preferable). In order to supply sufficient carbon to the mixture and form the alloy carbide in the subsequent heat treatment in the solid state, the free carbon powder (preferably of graphite) is also mixed with the two powders to form the carbide-forming element. The reaction forms carbides and supplies sufficient carbon within the matrix of the final material. The amount of carbon required depends on the composition of the high alloy powder, the composition of the low alloy powder and the proportion in which they are mixed. Generally, the amount of carbon required is greater than 0.5 weight percent and preferably ranges from 0.5 to 1.2 weight percent. As a result, the powder mixture is compressed to 6.8 g / cc or more, especially 7 g / cc or more at a compression pressure of 400 to 900 MPa. The final density depends on the alloy powder, the composition, the mixing ratio of different powder types, and the compression pressure. This value corresponds to a typical green compact density value of 5.6 to 6.8 g / cc realized with a high alloy steel powder having a normal carbon content without dilution. The powder mixture also contains lubricants commonly used in steel powder metallurgy, such as zinc stearate, waxes and the like. These lubricants can be added up to 2 weight percent. The powder mixture is placed in a mold and compressed at various pressures, typically 600-900 PMa. The green compact removed from the mold is strong enough to be processed and transferred without any other support. In general, the mixture is then heated to a temperature at which diffusion can occur at the powder contact surface to form a bond and form a coherent body. Generally, this is done at 1100 ° C to 1200 ° C, or even 1000 ° C or higher. The upper temperature limit is determined by the final navy blue melting point of the mixed powders. At this melting point, the dimensional stability of the molded body is lost. There may be a small amount of primary liquid phase, but this is not necessary and is not a preferred example of the present invention. By adding a certain amount of carbon as a specific element and making up for carbon loss while minimizing the carbon content of the high alloy steel powder, the sintering kinetics of the compact is unexpectedly increased. This is accomplished by increasing the diffusion of carbide forming elements from the high alloy steel powder into the low alloy or pure iron matrix. It is not unexpected that carbon diffuses very quickly at the sintering temperature, but it is unexpected that enhanced diffusion of carbide-forming elements is possible. This is the basis of the present invention. Hereinafter, the present invention will be described with reference to the drawings, and it will be described that the present invention can be generally applied to a wide range of high-alloy steel powder mixed with pure iron containing carbon or low-alloy steel. Example 1 In this example, the composition has 0.4 weight percent carbon, 3 weight percent tungsten 2.5 weight percent molybdenum 4 weight percent chromium, 2 weight percent vanadium, and the balance iron. 30 weight percent high alloy steel powder H100 was mixed with 70 weight percent low alloy steel or iron powder consisting of carbon 0.02% silicon 0.05% manganese 0.20% phosphorus 0.02% sulfur 0.015% iron balance. Up to 1 weight percent carbon and 0.75 weight percent manganese stearate lubricant were added and the sample was compressed at a pressure of 600 MPa. The green density of such a compact was 7.10 gm / cc when 1.0 weight percent carbon was added. In another example, 5 to 60 weight percent (preferably 10 to 50 weight percent) high alloy steel is mixed with 0.1 to 1.5 weight percent, for example 0.4 to 0.8 weight percent free carbon, in the above proportions. The powders were mixed. As a control experiment, the same powder mixing was performed when carbon was not mixed. The sintered compacts were sequentially sintered at 1150 ° C. in a furnace filled with a mixed gas of hydrogen and nitrogen adjusted so that a permanent liquid phase was not formed. The temperature of the molded body was maintained at 1150 ° C. for 1 to 5 hours. This 1150 ° C was constantly monitored with a thermocouple inserted near the sample of both mixtures. Detailed metallurgical examination of the final microstructure confirmed that the degree of diffusion of the carbide-forming elements was greater than expected, as indicated by the phase distribution and type. The typical one-dimensional dimensional change from the compressed part to the sintered part was measured to be 0.2%. This is equivalent to the high density steel being sintered to its densest state in the presence of the liquid phase and a 10% one-dimensional dimensional change (Metal Powder Report). (Metal Powder Report) Vol.35, No.6, June 1980, p.242). This is difficult to prove quantitatively by randomly mixing the powders and producing diffusing particles. In this case, pure iron and high alloy steel powder are separately compressed with the addition of suitable carbon elements. The metal particles of these powders are successively pressed against one another so that on one side there is a high alloy steel and on the other side pure iron. These are placed in a steel powder mixture and held to maintain contact between the two powders and are further compressed to form a compact. In some cases no carbon was mixed. This makes it possible to compare the case where carbon is mixed with the case where carbon is not mixed. After sintering in the same manner as above, the dispersed particles were sectioned and analyzed using an electron dispersive X-ray system attached to a JEOL 6400 scanning electron microscope. The electronic dispersive X-ray system is a thin window tracker analyzer that counts either side of the original contact surface at 10 micron intervals. Counts are standardized at 100,000. This "100,000" is required to achieve an accuracy of plus or minus 5% of the estimated value. The results of a sample sintered at 1150 ° C. for 5 hours, with H100 high alloy material on the left and pure iron on the right are shown in FIGS. Here, FIGS. 1, 2 and 3 are plots when chromium, tungsten, and molybdenum are dispersed in pure iron, respectively. 1 to 3, the low alloy steel is Mannesmann WPL200 pure iron powder. In all cases, the presence of mixed carbon significantly increases the diffusion of carbide forming elements. For example, when chromium is measured at 30 microns from the original contact surface to the pure iron side, the chromium content is about half of the original value of high alloy steel, and in the absence of carbon the original value of It is 1/8. As shown in the figure, the same applies to the case of tungsten and molybdenum. In fact, for tungsten, in the absence of carbon, the element at 30 microns from the original contact surface is near zero. Assuming the average iron or low alloy powder particle size in the mixture is on the order of 50 μm, a significant amount is present in the presence of carbon compared to the absence of carbon and little diffusion occurs. Is expected to occur. Example 2 Two metal-based powders were mixed together. The first powder is nickel 1. It consists of 4600 type prealloyed iron powder with a composition of 8%, molybdenum 0.55%, manganese 0.2%, carbon 0.003% and other iron called QMP4601 powder. To this was added a 20 percent weight / weight modified tool steel called H100 with a composition of 4 percent chromium, 3 percent tungsten, 2.5 percent molybdenum, 2 percent vanadium, 0.4 percent carbon, and other iron. This was mixed with 0.5 percent synthetic graphite and 0.55 percent magnesium stearate. The components were mixed in a powder blender and the blended mixture then compressed into 10.5 x 10.5 x 70 mm rectangular parallelepiped sections at 6 tonnes per square centimeter. The green compacts were then sintered in a mixed nitrogen-hydrogen gas (50 percent hydrogen, 50 percent nitrogen) for 30 minutes at a temperature of 1150 ° C. Then, the molded body was cooled at a controlled rate. In the said Example, the average cooling rate from 900 degreeC to 250 degreeC was about 45 degreeC for 1 minute. In order to remove the residual stress component formed during cooling, a stress relieving process was performed in air at 205 ° C. for 60 minutes. This was not observed to have a significant effect on the distribution or shape of the optically visible alloy carbide formed during the cooling period. An example of the final structure is shown in FIG. Here, initially, it is possible to clearly identify alloyed carbides in the region of improved tool steel composition. On the other hand, FIG. 5 shows, on the same scale, the structure of a control sample treated in the same manner and made from 4600 type prealloy flour without H100. Surprisingly, the mechanical properties achieved by controlling the cooling time from the sintering temperature were determined by simple mixing rules (e.g. low alloy powder and high alloy steel powder properties depending on volume percentage). It was considerably better than expected from the weighting). Also, such cooling times are generally improved tool steel navy blue when a significant amount of brittle martensite phase is present, or when retaining austenite causing instability during application. It is not suitable for success. The properties of the components formed from mixture A (mixed powder) and mixture B (low alloy steel only) are as shown below. Mixture AB (Low alloy steel only) H100 component% 20 Density after sintering (gm / cc) 7.10 7.15 Apparent hardness after sintering (HRB) 98 87 H100 Micro hardness (HV200) 650 − Lateral direction Breaking Strength (MPa) 1210 1060 Thus, the present invention provides a high alloy powder compared to a mixture where no free graphite is present or when the total carbon content is fully alloyed in the two powder phases. To a low alloy or pure iron powder to a significantly increased degree of diffusion of the carbide-forming element.
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(81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，
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Ｃ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ
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，ＭＷ，ＮＬ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，
ＳＤ，ＳＥ，ＳＫ，ＵＡ，ＵＳ，ＶＮ
(72)発明者 ナーゼン，ポール，ダットフィールド
イギリス国，ティーエヌ12 ５ピーエィ
ケント，イースト ペックハム，ホワイト
バイン ガーデンズ ２
(72)発明者 ウッド，ジョン，ヴィヴィアン
イギリス国，エムケイ44 ２イーエス ベ
ッドフォード，ボルンハースト，オールド
レクトリー（番地なし)
(72)発明者 マーシュ，フィリップ
イギリス国，エヌジィー９ ５エフキュー
ノッティンガム，チィルウェル，ミッド
ハースト クローズ 12─────────────────────────────────────────────────── ───
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DK, ES, FR, GB, GR, IE, IT, LU, M
C, NL, PT, SE), OA (BF, BJ, CF, CG
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(72) Inventor Nathan, Paul, Dutfield
British country TNN 12 5P
Kent, East Peckham, White
Vine Gardens 2
(72) Inventors Wood, John, Vivian
MK 44, UK
Dodford, Bornhurst, Old
Rectory (no address)
(72) Inventor Marsh, Philip
England 9 Eng C
Nottingham, Chillwell, Mid
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