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WO2023157386A1 - 粉末冶金用鉄基混合粉および鉄基焼結体 - Google Patents

粉末冶金用鉄基混合粉および鉄基焼結体 Download PDF

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Publication number
WO2023157386A1
WO2023157386A1 PCT/JP2022/040258 JP2022040258W WO2023157386A1 WO 2023157386 A1 WO2023157386 A1 WO 2023157386A1 JP 2022040258 W JP2022040258 W JP 2022040258W WO 2023157386 A1 WO2023157386 A1 WO 2023157386A1
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WO
WIPO (PCT)
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powder
iron
mass
less
sintered body
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/040258
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English (en)
French (fr)
Inventor
康佑 芦塚
繁 宇波
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP22927280.2A priority Critical patent/EP4446032A1/en
Priority to KR1020247017612A priority patent/KR20240095297A/ko
Priority to CN202280086493.8A priority patent/CN118450954A/zh
Publication of WO2023157386A1 publication Critical patent/WO2023157386A1/ja

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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si

Definitions

  • the present invention relates to an iron-based mixed powder for powder metallurgy, and in particular, an iron-based mixed powder for powder metallurgy that is excellent in compressibility as a powder and capable of obtaining a sintered body having both excellent strength and impact resistance. Regarding.
  • the present invention also relates to an iron-based sintered body produced using the iron-based mixed powder for powder metallurgy.
  • Powder metallurgy products are generally manufactured by mixing raw material powders, filling the mixture into a mold, pressing to form a compact, and then sintering the compact.
  • the sintered body obtained by sintering is further subjected to sizing and cutting as necessary.
  • alloying powders such as Cu powder and graphite powder
  • lubricants such as stearic acid and lithium stearate are added to iron-based powders. It is common to use mixed powders.
  • powder metallurgy products are used in many fields. Among them, iron-based powder metallurgy products are widely used for various mechanical parts and structural parts including automobile parts because of their excellent strength.
  • iron-based powder metallurgy products are required to have even higher strength in order to reduce the size and weight of parts.
  • sintering is performed using a continuous sintering furnace called a belt furnace.
  • Belt furnaces have the advantages of high productivity and low running costs, as they are continuously sintered while being transported on mesh belts.
  • the maximum sintering temperature in a belt furnace is about 1150° C., it is necessary to use a tray pusher furnace which is inferior in productivity in order to perform sintering at a high temperature exceeding 1200° C. as described above.
  • sintering is performed at such a high temperature, there is also a problem that the wear of the furnace body is severe and the running cost is high.
  • Patent Document 1 proposes an alloyed steel powder in which at least one of Mo: 1.5 to 2.0% by mass and W: 3.0 to 20% by mass is prealloyed.
  • Patent Document 2 proposes an alloyed steel powder prealloyed with Mo: 0.2 to 1.5% and Mn: 0.05 to 0.25% by weight.
  • Patent Document 3 proposes an alloyed steel powder in which Cu and Ni are diffusely adhered in the form of powder to the surface of iron powder prealloyed with Mo: 0.1 to 1.0% by mass.
  • Patent Document 4 a powder metallurgy powder containing alloy steel powder containing 0.2 to 1.5% by mass of Mo and copper powder having an average particle size of 25 ⁇ m or less and a specific surface area of 0.30 m 2 /g or more Iron-based mixed powders have been proposed.
  • Patent Document 5 proposes an iron-based mixed powder for powder metallurgy containing pre-alloyed steel powder in which Mo, Cu, and Ni are pre-alloyed, and graphite powder.
  • Patent Documents 1 to 5 have the following problems.
  • the Mo content is 1.5% by mass or less, so it does not form a single ⁇ -phase. Therefore, since the progress of sintering between particles is not promoted, the strength of the sintered neck portion becomes insufficient at the sintering temperature (1120 to 1140° C.) of the mesh belt furnace generally used.
  • Mn is added as a prealloying element, but if the amount of Mn added is increased to improve hardenability, the compressibility of the powder decreases, so a sufficient strength improvement effect can be obtained. Can not.
  • high-strength sintered parts can be obtained by sintering using an ordinary belt furnace and carburizing, quenching, and tempering treatments.
  • the compressibility of the mixed powder is equivalent to that of a general iron-based alloy powder, molding at a high pressure of 688 MPa is required to obtain high tensile strength, resulting in large mold wear.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned actual situation, and even in a general manufacturing process with excellent compressibility and a molding pressure of less than 600 MPa, a tensile strength of 1200 MPa or more and an impact value of 13 J / cm
  • An object of the present invention is to provide an iron-based mixed powder for powder metallurgy, which can produce a sintered body having two or more excellent impact resistances.
  • the compressibility refers to the easiness of compression when the mixed powder is filled in a mold and pressure-molded.
  • the density of a molded body obtained by molding at a predetermined pressure can be used, and the higher the density, the better the compressibility.
  • Another object of the present invention is to provide an iron-based sintered body using the iron-based mixed powder for powder metallurgy.
  • the present invention was made to solve the above problems, and the gist and configuration thereof are as follows.
  • An iron-based mixed powder for powder metallurgy comprising a partially diffusion-alloyed steel powder in which Mo is diffusely attached to the particle surface of the iron-based powder and a metal powder for alloying,
  • the iron-based powder is Mn: 0.04% by mass or more and 0.15% by mass or less, Si: 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • Mo content in the partial diffusion alloy steel powder is 0.20% by mass or more and 1.5% by mass or less
  • the partial diffusion alloy steel powder has an apparent density of 2.8 g/cm 3 or more and 3.6 g/cm 3 or less
  • the alloy metal powder contains Cu powder with an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 and Ni powder with an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 , or both, With respect to the total mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the alloying metal powder, The amount of the Cu powder added is 0 to 3.0% by mass, The amount of the Ni powder added is 0 to 3.0% by mass, and An iron-based mixed powder for powder metallurgy, wherein the total amount of the Cu powder and the Ni powder added is 0.5% by mass or more.
  • An iron-based sintered body obtained by carburizing, quenching and tempering a sintered body using the iron-based mixed powder for powder metallurgy according to 1 or 2 above.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy of the present invention has excellent compressibility, a high-density sintered body can be obtained by using the iron-based mixed powder for powder metallurgy. Further, according to the iron-based mixed powder for powder metallurgy of the present invention, it is possible to produce a sintered body having both high tensile strength and excellent impact resistance even in a general production process in which the molding pressure is less than 600 MPa. can. In addition, the iron-based mixed powder for powder metallurgy of the present invention does not contain Ni, or even if it contains Ni, the amount added is 3.0% by mass or less. characteristics.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy in one embodiment of the present invention consists of partial diffusion alloyed steel powder and alloying metal powder.
  • the term “iron-based mixed powder” refers to a mixed powder in which the mass ratio of Fe contained in the mixed powder is 50% or more with respect to the total mass of the partially diffused alloy steel powder and the alloying metal powder. shall be
  • the partial diffusion alloy steel powder and the metal powder for alloying will be described below.
  • partially-diffusion alloyed steel powder As the partially-diffusion alloyed steel powder (hereinafter also referred to as "alloyed steel powder"), a partially-diffusion alloyed steel powder in which Mo diffusely adheres to the particle surface of an iron-based powder is used.
  • the term “partially-diffused alloyed steel powder” is a technical term commonly used in this technical field, and generally refers to an iron-based powder as a core and at least one It refers to a powder composed of alloying element particles, in which the iron-based powder and the alloying element particles are diffusion-bonded.
  • iron-based powder refers to a powder in which the mass ratio of Fe contained in the powder is 50% or more.
  • the iron-based powder has a composition of Mn: 0.04% or more and 0.15% or less, Si: 0.01% or more and 0.10% or less, and the balance of Fe and unavoidable impurities. to use. The reason for the limitation will be explained below.
  • Mn 0.04-0.15%
  • Mn is an element contained as an unavoidable impurity in the iron-based powder.
  • the Mn content exceeds 0.15%, the amount of Mn oxide produced increases.
  • Mn oxide not only lowers the compressibility of the iron-based mixed powder for powder metallurgy, but also serves as a starting point for fracture inside the sintered body, thereby lowering the strength of the sintered body. Therefore, the Mn content should be 0.15% or less, preferably 0.10% or less.
  • a low Mn content is desirable from the viewpoint of improving compressibility, but an excessive reduction causes an increase in the time required for Mn removal treatment and an increase in manufacturing cost. Therefore, the Mn content is set to 0.04% or more.
  • Si 0.01-0.10% Si is an element contained as an unavoidable impurity in the iron-based powder. If the Si content exceeds 0.10%, the amount of Si oxide produced increases. Si oxide not only lowers the compressibility of the iron-based mixed powder for powder metallurgy, but also serves as a starting point for fracture inside the sintered body, thereby lowering the strength of the sintered body. Therefore, the Si content should be 0.10% or less, preferably 0.05% or less. On the other hand, a low Si content is desirable from the viewpoint of improving compressibility, but an excessive reduction causes an increase in the time required for the Si removal treatment and an increase in manufacturing costs. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more.
  • the iron-based powder is preferably atomized powder.
  • the atomized powder may be either gas atomized powder or water atomized powder, but is more preferably water atomized powder. It is preferable that the atomized powder is subjected to heat treatment for reducing C and O by heating in a reducing atmosphere (for example, hydrogen atmosphere) after atomization.
  • a reducing atmosphere for example, hydrogen atmosphere
  • an as-atomized iron-based powder that has not been subjected to such heat treatment can also be used.
  • the Mo content in the partially diffusion alloyed steel powder is set to 0.20% or more and 1.5% or less. The reason for the limitation will be explained below.
  • Mo 0.20-1.5%
  • Mo is an element that has the effect of improving the hardenability and thereby improving the strength of the sintered body, and compared to Ni, it is possible to obtain a sufficient effect of improving the hardenability by adding a small amount. If the Mo content in the partially-diffusion alloyed steel powder is less than 0.20%, the strength-enhancing effect of Mo is insufficient. Therefore, the Mo content in the partially diffusion alloyed steel powder is set to 0.20% or more, preferably 0.40% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.5%, the effect of improving the strength of the sintered body due to Mo is saturated, and the compressibility of the partially diffused alloy steel powder is reduced, resulting in wear on the molding die. easier to do. Therefore, the Mo content in the partial diffusion alloy steel powder is set to 1.5% or less, preferably 1.0% or less.
  • the partially diffused alloy steel powder in one embodiment of the present invention contains Mn derived from the iron-based powder, Si derived from the iron-based powder, and diffusion-adhered Mo, and the balance is Fe and unavoidable impurities. It has a component composition consisting of
  • the components contained as the inevitable impurities and their amounts are not particularly limited, but it is desirable to reduce them as much as possible.
  • Ni when Ni is included as the unavoidable impurity, Ni causes an increase in material cost, so the Ni content is preferably 0.1% or less.
  • the content of C, O, P, S, and N as the unavoidable impurities be in the following ranges. C: 0.01% or less O: 0.20% or less P: 0.025% or less S: 0.025% or less N: 0.05% or less
  • the above O content also includes the amount of oxygen contained in oxides that are unavoidably generated in the alloy steel powder. Also, the total amount of elements other than those listed above, which are contained as the inevitable impurities, is preferably suppressed to 0.01% or less.
  • the apparent density of the partially diffusion alloyed steel powder is a parameter determined by the shape and particle size distribution of particles constituting the alloyed steel powder, and greatly affects the compressibility of the iron-based mixed powder for powder metallurgy.
  • the smaller the apparent density of the alloy steel powder the larger the volume when the iron-based mixed powder for powder metallurgy is filled into a mold.
  • the work hardening of the alloy steel powder particles during press molding increases, inhibiting the plastic deformation of the particles, and lowering the compact density. This decrease in density of the molded body becomes particularly noticeable when the apparent density of the partially diffusion alloyed steel powder is less than 2.8 g/cm 3 .
  • the apparent density of the partial diffusion alloyed steel powder is set to 2.8 g/cm 3 or more, preferably 2.9 g/cm 3 or more.
  • the apparent density of the partially diffusion alloyed steel powder is higher than 3.6 g/cm 3 , not only does the effect of improving compressibility saturate, but also the strength of the compact decreases, resulting in a compact after press molding. Cracks are likely to occur when removing from the mold.
  • the apparent density of the alloy steel powder should be 3.6 g/cm 3 or less, preferably 3.3 g/cm 3 or less.
  • the apparent density can be measured according to JIS Z 2504:2012.
  • the particle size of the partially-diffusion alloyed steel powder is not particularly limited, and may be any particle size. From the viewpoint of ease of production, it is preferable that the average particle size of the partially-diffused alloyed steel powder is 30 ⁇ m or more and 150 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter refers to the median diameter (D50) on a mass basis.
  • the average particle size can be obtained from the particle size distribution measured by the dry sieving method described in JIS-Z2510. Specifically, the mass-based cumulative particle size distribution is calculated from the obtained particle size distribution, the particle size (D50) at which the cumulative ratio is 50% is obtained by interpolation, and the value is averaged. Particle size.
  • the method for producing the partially-diffusion alloyed steel powder is not particularly limited, but typically, after the iron-based powder and the Mo raw material powder are mixed, the mixture is held at a high temperature to cause Mo to diffuse and adhere to the surface of the iron-based powder. It can be manufactured by
  • the Mo raw material powder is a powder that functions as a Mo source in the diffusion adhesion process, which will be described later.
  • Mo raw material powder any powder can be used as long as it contains Mo as an element. Therefore, as the Mo raw material powder, metal Mo powder (powder consisting only of Mo), Mo alloy powder , and Mo compound powder can be used.
  • Mo alloy powder for example, it is preferable to use Fe—Mo (ferromolybdenum) powder.
  • Fe—Mo powder it is preferable to use atomized powder of Fe—Mo containing 5% or more of Mo.
  • the atomized powder may be gas atomized powder or water atomized powder.
  • Mo compound powder it is preferable to use Mo oxide because of its availability and ease of reduction reaction. These Mo raw material powders may be used singly or in combination.
  • the iron-based powder and the Mo raw material powder are mixed.
  • the blending amounts of the iron-based powder and the Mo-containing powder are adjusted so that the Mo content in the finally obtained partial diffusion alloyed steel powder is within the range described above.
  • the mixing method is not particularly limited, and can be carried out according to a conventional method using, for example, a Henschel mixer or cone-type mixer.
  • an alloyed steel powder in which Mo diffuses and adheres as metal Mo or a Mo-containing alloy is obtained.
  • a reducing atmosphere such as a hydrogen atmosphere
  • the iron-based powder does not contain a large amount of C and O, but the heat treatment can reduce C and O.
  • C and O are reduced during the diffusion adhesion treatment, and the surface of the iron-based powder becomes active, so that the metal Mo or Mo-containing alloy adheres by diffusion. Easy and preferred.
  • the partial diffusion alloyed steel powder obtained by the above procedure has a part of Mo in the metal Mo or the Mo-containing alloy in the iron-based powder particles at the site where the metal Mo or the Mo-containing alloy and the iron-based powder come into contact. It diffuses and adheres to the surface of the iron-based powder (hereinafter also referred to as diffusion adhesion).
  • Mo oxide powder is used as the Mo raw material powder
  • the Mo oxide is reduced to the form of metal Mo in the heat treatment.
  • a state in which the Mo content is partially increased by diffusion adhesion is obtained.
  • the iron-based powder and the metal Mo or Mo-containing alloy are usually sintered, so they are pulverized and classified to the desired particle size. Moreover, annealing can be further applied as necessary.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy in one embodiment of the present invention comprises Cu powder having an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 and Cu powder having an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 as the metal powder for alloying. 2.0 g/cm 3 of Ni powder, one or both.
  • the fact that the alloy metal powder contains Cu powder having an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 means that the Cu powder contained in the alloy metal powder has an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 . ⁇ 2.0 g/cm 3 .
  • the alloy metal powder contains Ni powder having an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3
  • the Ni powder contained in the alloy metal powder has an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 . ⁇ 2.0 g/cm 3 .
  • the amounts of Cu powder and Ni powder to be added must satisfy the following conditions. - The amount of the Cu powder added is 0 to 3.0% by mass. - The amount of the Ni powder added is 0 to 3.0% by mass. - The total addition amount of the Cu powder and the Ni powder is 0.5% by mass or more.
  • the added amount of the Cu powder is defined as the ratio of the mass of the Cu powder to the total mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the alloying metal powder.
  • the amount of the Ni powder added is defined as the ratio of the mass of the Ni powder to the total mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the metal powder for alloying.
  • the total addition amount is defined as the sum of the addition amount of the Cu powder and the addition amount of the Ni powder.
  • Cu powder 0 to 3.0% Cu is an element that improves hardenability and is advantageous in that it is less expensive than Ni.
  • sintering is generally performed at about 1130°C, and Cu melts at 1083°C to become a liquid phase.
  • the molten Cu expands the sintered body and reduces the density after sintering.
  • the amount of Cu powder to be added is 3.0% or less, preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the amount of Cu powder to be added is not limited, and may be 0%.
  • the amount of Cu powder added is preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more.
  • Apparent density of Cu powder 0.5 to 2.0 g/cm 3
  • the apparent density of the Cu powder is a parameter determined by the size and shape of the particles forming the Cu powder, the particle size distribution of the Cu powder, etc., and affects the powder properties and sintering properties of the mixed powder. If the apparent density of the Cu powder is less than 0.5 g/cm 3 , the flowability of the mixed powder deteriorates, so the height of the mixed powder filled in the mold increases, and during press molding Rearrangement of alloy steel powder particles in is inhibited. As a result, the density of the molded body is lowered. Therefore, the Cu powder has an apparent density of 0.5 g/cm 3 or more, preferably 1.0 g/cm 3 or more.
  • the Cu powder has an apparent density of 2.0 g/cm 3 or less, preferably 1.5 g/cm 3 or less.
  • the apparent density can be measured according to JIS Z 2504:2012.
  • Ni powder 0 to 3.0%
  • the Ni powder has the effect of activating the sintering reaction of the alloy steel powder, miniaturizing the pores of the sintered body, and increasing the tensile strength and impact resistance of the sintered body.
  • the amount of Ni powder added is more than 3.0%, the amount of retained austenite in the sintered body will significantly increase and the strength of the sintered body will decrease.
  • the amount of Ni powder to be added is 3.0% or less, preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the amount of Ni powder to be added is not limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of enhancing the effect of activating the sintering reaction by Ni, the amount of Ni powder added is preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more.
  • Ni powder can be used without any particular limitation as the Ni powder.
  • Ni powder that can be preferably used include Ni powder produced by reducing Ni oxides and carbonyl Ni powder produced by thermal decomposition.
  • Apparent density of Ni powder 0.5 to 2.0 g/cm 3
  • the apparent density of the Ni powder is a parameter determined by the size and shape of the particles forming the Ni powder, the particle size distribution of the Ni powder, etc., and affects the powder properties and sintering properties of the mixed powder. If the apparent density of the Ni powder is less than 0.5 g/cm 3 , the flowability of the mixed powder deteriorates, so that the volume of the mixed powder filled in the mold significantly increases, and in addition to this, during press molding Particle rearrangement of the alloy steel powder particles in is inhibited. As a result, the density of the molded body is lowered.
  • the apparent density of the Ni powder should be 0.5 g/cm 3 or more, preferably 1.0 g/cm 3 or more.
  • the apparent density of the Ni powder is higher than 2.0 g/cm 3 , the pores after sintering become large, resulting in deterioration of mechanical properties such as tensile strength and impact value. Therefore, the Ni powder has an apparent density of 2.0 g/cm 3 or less, preferably 1.5 g/cm 3 or less.
  • the apparent density can be measured according to JIS Z 2504:2012.
  • the total amount of the Cu powder and the Ni powder added must be 0.5% or more.
  • the upper limit of the total amount to be added is not particularly limited. The upper limit of the amount is 6.0%. The total amount added is preferably 5.0% or less, more preferably 4.0% or less.
  • Mass ratio of Ni powder 0.8 or less Cu-Ni alloy is known as a complete solid solution, and the melting point of Cu-Ni alloy is 1083 ° C. at 100% Cu-0% Ni depending on the ratio of Ni. to 1455° C. at 0% Cu-100% Ni. If the ratio of the mass of the Ni powder to the total mass of the Cu powder and the Ni powder (hereinafter referred to as the mass ratio) is 0.8 or less, the increase in the melting point is suppressed, and liquid phase sintering of the Cu powder is inhibited. However, the sintering acceleration effect increases. As a result, strength and impact resistance can be further improved. Therefore, the mass ratio of the Ni powder is preferably 0.8 or less, more preferably 0.5 or less. Since the Ni powder is not an essential component in the present invention, the lower limit of the mass ratio of the Ni powder is not particularly limited, and may be zero. However, in order to obtain a higher sintered density, it is preferably 0.2 or more.
  • the metal powder for alloying is substantially composed of Cu powder having an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 and an apparent density of 0.5 to 2.0 g/cm 3 . It may consist of one or both of 0 g/cm 3 Ni powder.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy in another embodiment of the present invention can optionally contain other components in addition to the partially diffusion alloyed steel powder and the alloying metal powder.
  • the other component for example, at least one of carbon powder, lubricant, and machinability improving powder can be contained.
  • the carbon powder is not particularly limited, and any carbon powder can be used.
  • the carbon powder for example, one or both of graphite powder and carbon black can be used.
  • the graphite powder both natural graphite powder and artificial graphite powder can be used.
  • the amount of the carbon powder to be added should be 0.2 parts by mass or more with respect to a total of 100 parts by mass of the partial diffusion alloy steel powder and the metal powder for alloying, from the viewpoint of strength improvement effect. is preferred.
  • the amount of the carbon powder to be blended is preferably 1.2 parts by mass or less with respect to a total of 100 parts by mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the metal powder for alloying.
  • a lubricant By containing a lubricant, it is possible to facilitate ejection of the compact from the mold. Any lubricant can be used as the lubricant without particular limitation.
  • the lubricant for example, one or both of metal soap and amide wax can be used. Examples of the metal soap include zinc stearate and lithium stearate. Examples of the amide wax include ethylenebisstearic acid amide.
  • the lubricant is preferably powdery.
  • the amount of the lubricant to be added may be 0.3 parts by mass or more and 1.0 parts by mass or less with respect to a total of 100 parts by mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the metal powder for alloying. preferable.
  • the Machinability-improving powder is not particularly limited, and any machinability-improving powder can be used.
  • the machinability improving powder for example, one or both of MnS powder and oxide powder can be used.
  • the amount of the machinability improving powder to be added is 0.1 parts by mass or more and 0.7 parts by mass with respect to a total of 100 parts by mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the metal powder for alloying. It is preferable to make it below a part.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy of the present invention can be produced by any method without particular limitation.
  • it can be produced by mixing metal powder for alloying with the above-mentioned alloyed steel powder so as to achieve the above-mentioned addition amount.
  • Said mixing can be done in any way.
  • they can be mixed using a V-type mixer, a double cone type mixer, a Henschel mixer, a Nauta mixer, or the like.
  • machine oil or the like may be added to prevent segregation of Cu powder and Ni powder.
  • the alloy steel powder and the metal powder for alloying may be filled into a mold for pressure molding so as to have the above addition amounts to form a mixed powder.
  • An iron-based sintered body in one embodiment of the present invention is an iron-based sintered body obtained by carburizing, quenching and tempering a sintered body using the iron-based mixed powder for powder metallurgy.
  • An iron-based sintered body in one embodiment of the present invention is formed by pressure-molding the iron-based mixed powder for powder metallurgy to obtain a compact, sintering the compact to obtain a sintered compact, and further obtaining the sintered compact. It can be manufactured by subjecting to heat treatment. Each step will be described below.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy is pressure-molded into a desired shape to obtain a compact.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy may optionally be blended with an auxiliary raw material, a lubricant, a powder for improving machinability, and the like.
  • the pressure molding method is not particularly limited, and any method can be used.
  • a method of filling a mixed powder into a mold and performing pressure molding can be mentioned.
  • a lubricant can be applied or adhered to the mold, and the amount of the lubricant at that time is 0.3 parts by mass or more with respect to a total of 100 parts by mass of the partially diffusion alloyed steel powder and the metal powder for alloying. It is preferably 0 parts by mass or less.
  • the pressure for pressure molding can be 400 MPa or more and 1000 MPa or less. However, when the pressure exceeds 600 MPa, wear of the mold increases and manufacturing costs increase. Therefore, the pressure is preferably 400-600 MPa. According to the iron-based mixed powder for powder metallurgy of the present invention, for example, the density of the compact can be 7.10 g/cm 3 or more under the condition of compacting pressure of 588 MPa.
  • the sintering method is not particularly limited, and any method can be used.
  • the sintering temperature can be set to 1100° C. or higher, preferably 1120° C. or higher, in order to allow the sintering to proceed sufficiently.
  • the higher the sintering temperature the more uniform the distribution of Cu and Mo in the sintered body, so the upper limit of the sintering temperature is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing the manufacturing cost, the sintering temperature is 1250 ° C. or less. is preferred, and 1180°C or lower is more preferred.
  • the sintering time can be 15 minutes or more and 50 minutes or less. Within this range, insufficient sintering and insufficient strength can be avoided, and manufacturing costs can be suppressed.
  • the cooling rate for cooling after sintering can be 20° C./min or more and 40° C./min or less. If the cooling rate is less than 20°C/min, quenching cannot be sufficiently performed, and the tensile strength may decrease. If the cooling rate exceeds 40°C/min, incidental facilities are required to accelerate the cooling rate, increasing the manufacturing cost.
  • a degreasing process may be performed before sintering in which the molded body is held at a temperature of 400°C or higher and 700°C or lower for a certain period of time in order to decompose and remove the lubricant.
  • the manufacturing conditions and equipment for the sintered body other than the above are not particularly limited, and any one can be applied.
  • the obtained iron-based sintered body can be further heat-treated.
  • the heat treatment can further increase the strength of the sintered body.
  • strengthening treatment such as carburizing quenching, bright quenching, induction quenching, and carbonitriding heat treatment can be performed.
  • the sintered body after quenching may be subjected to impact resistance recovery treatment such as tempering.
  • the tempering temperature is preferably about 100 to 300°C.
  • the iron-based sintered body in one embodiment of the present invention is formed by pressure-molding the iron-based mixed powder for powder metallurgy into a desired shape to obtain a compact, sintering the compact to obtain a sintered compact, and It can be obtained by sequentially subjecting a sintered body to carburizing, quenching, and tempering.
  • an iron-based powder having the component composition shown in Tables 1 to 3 was produced by the water atomization method.
  • the amounts of P and S contained as inevitable impurities in the iron-based powder were P: less than 0.025% by mass and S: less than 0.025% by mass.
  • MoO3 powder was added as Mo raw material powder to the obtained iron-based powder, and mixed in a V-type mixer for 15 minutes. Thereafter, heat treatment was performed in a hydrogen atmosphere to reduce the MoO 3 powder and cause Mo to diffuse and adhere to the particle surfaces of the iron-based powder. The heat treatment was performed at a temperature of 900° C. for 60 minutes.
  • the heat-treated body in which the particles are sintered together to form a mass is pulverized using a hammer mill and classified with a sieve having an opening of 180 ⁇ m, and the powder under the sieve is collected and partially diffused. An alloyed steel powder was obtained.
  • the amounts of C, O, and N contained as impurities in the partial diffusion alloy steel powder were C: less than 0.01% by mass, O: less than 0.20% by mass, and N: less than 0.05% by mass. .
  • the apparent densities of the partially-diffusion alloy steel powder, Cu powder, and Ni powder used were as shown in Tables 1-3.
  • the apparent density was measured according to JIS Z 2504:2012.
  • the iron-based mixed powder for powder metallurgy was molded at a molding pressure of 588 MPa to form a rectangular solid of 10 mm x 10 mm x 55 mm.
  • the weight of the obtained molded body was measured, and the density of the molded body was determined by dividing the weight by the volume of the molded body.
  • the densities of the obtained compacts were as shown in Tables 1-3.
  • the obtained compact is sintered in an RX atmosphere (N 2 -32 vol% H 2 -24 vol% CO -0.3 vol% CO 2 ) (holding temperature 1130° C., holding time 20 minutes), A sintered body was obtained.
  • the obtained sintered body was subjected to gas carburization (holding temperature 870°C, holding time 60 minutes) at a carbon potential of 0.8% by mass, and then quenching (temperature 60°C, oil quenching) and tempering (holding temperature 200°C, retention time 60 minutes) was performed.
  • the carbon potential is an index indicating the carburizing ability of the atmosphere in which the steel is heated, and is represented by the carbon concentration on the surface of the steel when equilibrium is reached with the gas atmosphere at that temperature.
  • the density of the obtained sintered body was measured according to JIS Z 2501. Also, in order to evaluate the strength and impact resistance of the sintered body, the tensile strength and impact value were measured. Tensile strength was measured by a tensile test specified in JIS Z 2241. The tensile test was carried out at room temperature using a test piece having a parallel portion with a diameter of 5 mm, taken from the sintered body. The maximum stress before fracture measured in the tensile test was taken as the tensile strength. The impact value was obtained by measuring the absorbed energy at room temperature in accordance with JIS Z 2242 and dividing the absorbed energy by the cross-sectional area of the test piece. The measurement results were as shown in Tables 1-3.

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Abstract

圧縮性に優れ、かつ、成形圧力が６００ＭＰａ未満の一般的な製造プロセスにおいても、１２００ＭＰａ以上の引張強さと、優れた耐衝撃性とを兼ね備えた焼結体を製造することができる粉末冶金用鉄基混合粉を提供する。鉄基粉末の粒子表面にＭｏが拡散付着した部分拡散合金鋼粉と、合金用金属粉末からなる粉末冶金用鉄基混合粉であって、前記鉄基粉末は、所定の成分組成を有し、前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量が０．２０質量％以上１．５質量％以下であり、前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度が２．８ｇ／ｃｍ３以上３．６ｇ／ｃｍ３以下であり、前記合金用金属粉末が所定の見掛密度のＣｕ粉およびＮｉ粉の少なくとも１つを、所定の添加量で含む、粉末冶金用鉄基混合粉。

Description

粉末冶金用鉄基混合粉および鉄基焼結体
　本発明は、粉末冶金用鉄基混合粉に関し、とくに、粉末としての圧縮性に優れ、かつ、優れた強度と耐衝撃性を兼ね備えた焼結体を得ることができる粉末冶金用鉄基混合粉に関する。また、本発明は前記粉末冶金用鉄基混合粉を用いて製造される鉄基焼結体に関する。
　粉末冶金製品は、一般的に原料粉末を混合し、金型に充填した後、加圧成形して成形体とし、次いで前記成形体を焼結することによって製造される。焼結によって得られた焼結体には、さらに必要に応じてサイジングや切削加工が施される。例えば、鉄系の粉末冶金製品を製造する場合には、原料粉末として、鉄基粉末に、Ｃｕ粉、黒鉛粉などの合金用粉末と、ステアリン酸、ステアリン酸リチウム等の潤滑剤とを添加した混合粉を使用することが一般的である。
　このような粉末冶金技術によれば、複雑な形状の部品を、製品形状に極めて近い形状（いわゆるニアネット形状）でしかも高い寸法精度で製造できることから、切削に要するコストを大幅に削減することができる。そのため、粉末冶金製品は多方面に利用されており、中でも鉄系の粉末冶金製品は、強度に優れることから自動車用部品を始めとする各種の機械部品、構造用部品として幅広く用いられている。
　しかし、近年、部品の小型・軽量化のため、鉄系の粉末冶金製品には、さらなる高強度化が求められている。
　引張強さが１０００ＭＰａを超える鉄基焼結体を製造するためには、焼結後に浸炭熱処理や光輝熱処理を施す必要がある。特に引張強さが１２００ＭＰａを超える鉄基焼結体を製造するためには、高価な合金元素であるＮｉを４質量％も含む合金粉末を用いる必要があることに加え、６００ＭＰａを超える成形圧力が必要とされる。そのため、金型の損耗が激しく、材料コストのみならず製造コストが高いという問題があった。また、６００ＭＰａ未満の成形圧力でこのような高強度焼結部品を製造する場合、１２００℃を超える高温で焼結を行う必要があるため、同様に製造コストが高いという問題があった。
　一般的な粉末冶金製品の製造過程においては、ベルト炉と呼ばれる連続焼結炉を用いて焼結が行われる。ベルト炉では、メッシュベルト上に部品を乗せた状態で搬送しながら連続的に焼結を行うため、生産性に優れるとともにランニングコストも低いという利点がある。しかし、ベルト炉における焼結温度は最大でも１１５０℃程度であるため、上述した１２００℃を超えるような高温での焼結を行うためには生産性に劣るトレイプッシャー炉を用いる必要がある。また、このような高温で焼結を行う場合には炉体の損耗が激しく、ランニングコストが高くなるという問題もある。
　上記のような背景から、安価なプロセスで高強度焼結部品を得るための種々の検討が行われている。中でも、焼入性を改善する合金元素を鉄基粉末に添加することによって焼結体の強度を向上させる手法が数多く提案されている。
　例えば、特許文献１では、Ｍｏ：１．５～２．０質量％およびＷ：３．０～２０質量％の少なくとも一方を予合金化した合金鋼粉が提案されている。
　また、特許文献２では、重量比で、Ｍｏ：０．２～１．５％およびＭｎ：０．０５～０．２５％を予合金化した合金鋼粉が提案されている。
　特許文献３では、Ｍｏ：０．１～１．０質量％を予合金化した鉄粉の表面に、ＣｕとＮｉを粉末の形で拡散付着させた合金鋼粉が提案されている。
　特許文献４では、０．２～１．５質量％のＭｏを含む合金鋼粉と、平均粒子径が２５μｍ以下、比表面積が０．３０ｍ２／ｇ以上である銅粉を含有する粉末冶金用鉄基混合粉が提案されている。
　特許文献５では、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉを予め合金化した予合金鋼粉（pre-alloyed steel powder）と、黒鉛粉とを含む粉末冶金用鉄基混合粉が提案されている。
特開平０１－１４２００２号公報 特開昭６１－２９５３０２号公報 特開昭５９－２１５４０１号公報 国際公開第２０２０／２０２８０５号 特開２０１８－１２３４１２号公報
　しかし、特許文献１～５で提案されているような従来技術には、以下のような問題があることが分かった。
　すなわち、特許文献１で提案されている合金鋼粉では、フェライト安定化元素であるＭｏまたはＷを添加することにより、Ｆｅの自己拡散速度の速いα単一相が形成され、その結果、焼結を促進することができる。しかし、この方法ではＭｏ添加量が比較的多いため、合金鋼粉の圧縮性が低く、高い成形密度を得ることができない。
　また、密度が低下すると、焼結体の耐衝撃性が低下する傾向がある。上述したように粉末冶金製品は自動車用部品を始めとする各種の機械部品、構造用部品に用いられるため、耐衝撃性にも優れていることが求められる。
　また、特許文献２で提案されている合金鋼粉では、Ｍｏ量が１．５質量％以下であるためα相単相とならない。したがって、粒子間の焼結の進行が促進されないので、一般的に用いられているメッシュベルト炉の焼結温度（１１２０～１１４０℃）では焼結ネック部の強度が不十分となる。また、特許文献２では、予合金元素としてＭｎを添加しているが、焼入れ性向上のためにＭｎ添加量を増加させると粉末の圧縮性が低下するため、十分な強度向上効果を得ることができない。
　特許文献３で提案されている合金鋼粉では、Ｍｏを予合金化するとともにＣｕとＮｉを拡散付着させることにより、圧粉成形時の圧縮性と焼結後の部材の強度を両立させている。しかし、特許文献２の合金鋼粉と同様、Ｍｏを予合金化した鉄粉の焼結性が良好ではないため、引張強さと疲労強度の向上には限界があった。
　特許文献４で提案されている混合粉によれば、通常のベルト炉を用いた焼結と浸炭・焼入れ・焼戻し処理によって高強度の焼結部品を得ることができる。しかし、前記混合粉の圧縮性は一般的な鉄基合金粉末と同等であることから、高い引張強さを得るには６８８ＭＰａといった高圧での成形が必要であり、金型の損耗が大きい。
　特許文献５で提案されている混合粉によれば、１３００ＭＰａ以上の引張強さを有する焼結体を得ることができるものの、特許文献４と同様に、６９０ＭＰａといった高圧での加圧成形が必要なため、金型の損耗が大きい。
　本発明は、上記の実状に鑑みてなされたものであり、圧縮性に優れ、かつ、成形圧力が６００ＭＰａ未満の一般的な製造プロセスにおいても、１２００ＭＰａ以上の引張強さと、衝撃値が１３Ｊ／ｃｍ２以上の優れた耐衝撃性とを兼ね備えた焼結体を製造することができる粉末冶金用鉄基混合粉を提供することを目的とする。ここで、圧縮性とは、混合粉を金型に充填して加圧成形した際の圧縮しやすさを指す。前記圧縮性の指標としては、所定の圧力で成形したときに得られる成形体の密度を用いることができ、前記密度が高い程、圧縮性が優れている。
　また、本発明は、前記粉末冶金用鉄基混合粉を用いた鉄基焼結体を提供することを目的とする。
　本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
１．鉄基粉末の粒子表面にＭｏが拡散付着した部分拡散合金鋼粉（partially diffusion-alloyed steel powder）と、合金用金属粉末からなる粉末冶金用鉄基混合粉であって、
　前記鉄基粉末は、
　　Ｍｎ：０．０４質量％以上０．１５質量％以下、
　　Ｓｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、および
　　残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量が０．２０質量％以上１．５質量％以下であり、
　前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度が２．８ｇ／ｃｍ３以上３．６ｇ／ｃｍ３以下であり、
　前記合金用金属粉末は、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＣｕ粉と、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＮｉ粉の一方または両方を含み、
　前記部分拡散合金鋼粉および前記合金用金属粉末の合計質量に対し、
　　前記Ｃｕ粉の添加量が０～３．０質量％であり、
　　前記Ｎｉ粉の添加量が０～３．０質量％であり、かつ、
　　前記Ｃｕ粉と前記Ｎｉ粉の合計添加量が０．５質量％以上である、粉末冶金用鉄基混合粉。
２．前記Ｃｕ粉および前記Ｎｉ粉の合計質量に対する前記Ｎｉ粉の質量の比が０．８以下である、上記１に記載の粉末冶金用鉄基混合粉。
３．上記１または２に記載の粉末冶金用鉄基混合粉を用いた焼結体を浸炭、焼入れおよび焼戻してなる鉄基焼結体。
　本発明の粉末冶金用鉄基混合粉は圧縮性に優れているため、該粉末冶金用鉄基混合粉を用いることにより高密度の焼結体を得ることができる。また、本発明の粉末冶金用鉄基混合粉によれば、成形圧力が６００ＭＰａ未満の一般的な製造プロセスにおいても、高い引張強さと優れた耐衝撃性を兼ね備えた焼結体を製造することができる。加えて、本発明の粉末冶金用鉄基混合粉は、Ｎｉを含まないか、Ｎｉを含む場合であってもその添加量は３．０質量％以下であるため、安価でありながら上記の優れた特性を有している。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。なお、以下の説明は本発明の好適な実施態様を示すものであり、本発明は以下の説明に限定されるものではない。また、成分組成に関する単位「％」は、とくに断らない限り「質量％」を表すものとする。
　本発明の一実施形態における粉末冶金用鉄基混合粉（以下、単に混合粉という場合がある）は、部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末からなる。ここで、「鉄基混合粉」とは、前記部分拡散合金鋼粉と前記合金用金属粉末の合計質量に対する、該混合粉に含まれるＦｅの質量の割合が５０％以上である混合粉を指すものとする。
　以下、前記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末のそれぞれについて説明する。
［部分拡散合金鋼粉］
　前記部分拡散合金鋼粉（以下、「合金鋼粉」ともいう）としては、鉄基粉末の粒子表面にＭｏが拡散付着した部分拡散合金鋼粉を使用する。ここで、「部分拡散合金鋼粉」とは、本技術分野において慣用されている技術用語であり、一般的に、核としての鉄基粉末と、前記鉄基粉末の表面に付着した少なくとも１つの合金元素粒子からなり、前記鉄基粉末と前記合金元素粒子とが拡散接合している粉末を指す。また、「鉄基粉末」とは、当該粉末に含まれるＦｅの質量の割合が５０％以上である粉末を指すものとする。
　前記鉄基粉末としては、Ｍｎ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．１０％以下、および残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鉄基粉末を使用する。以下、その限定理由を説明する。
Ｍｎ：０．０４～０．１５％
　Ｍｎは、鉄基粉末中に不可避的不純物として含まれる元素である。Ｍｎ含有量が０．１５％を超えると、Ｍｎ酸化物の生成量が多くなる。Ｍｎ酸化物は、粉末冶金用鉄基混合粉の圧縮性を低下させるのみならず、焼結体内部の破壊の起点となるため、焼結体の強度を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下とする。一方、圧縮性向上の観点からはＭｎ含有量が低いことが望ましいが、過度の低減は、Ｍｎ除去処理に要する時間の増加と、それによる製造コストの上昇を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．０４％以上とする。
Ｓｉ：０．０１～０．１０％
　Ｓｉは鉄基粉末中に不可避的不純物として含まれる元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％を超えると、Ｓｉ酸化物の生成量が多くなる。Ｓｉ酸化物は、粉末冶金用鉄基混合粉の圧縮性を低下させるのみならず、焼結体内部の破壊の起点となるため、焼結体の強度を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、圧縮性向上の観点からはＳｉ含有量が低いことが望ましいが、過度の低減は、Ｓｉ除去処理に要する時間の増加と、それによる製造コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
　とくに限定されないが、前記鉄基粉末はアトマイズ粉（atomized powder）であることが好ましい。前記アトマイズ粉は、ガスアトマイズ粉および水アトマイズ粉のいずれであってもよいが、水アトマイズ粉であることがより好ましい。前記アトマイズ粉は、アトマイズ後に、還元性雰囲気（例えば水素雰囲気）中で加熱してＣとＯを低減させる熱処理を施したものであることが好ましい。しかし、前記アトマイズ粉としては、このような熱処理を施していないアトマイズままの（as-atomized）鉄基粉末を用いることもできる。
　前記鉄基粉末の粒子表面には、Ｍｏが拡散付着される。本発明では、前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量を０．２０％以上１．５％以下とする。以下、その限定理由を説明する。
Ｍｏ：０．２０～１．５％
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、それにより焼結体の強度を向上させる効果を有する元素であり、Ｎｉに比べて少量の添加で十分な焼入れ性向上効果を得ることができる。前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量が０．２０％未満であると、Ｍｏによる強度向上効果が不十分となる。そのため、前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量は０．２０％以上、好ましくは０．４０％以上とする。一方、前記Ｍｏ含有量が１．５％を超えると、Ｍｏによる焼結体の強度の向上効果が飽和することに加え、部分拡散合金鋼粉の圧縮性が低下して成形用金型が損耗しやすくなる。そのため、前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量は１．５％以下、好ましくは１．０％以下とする。
　本発明では、上述した成分組成を有する鉄基粉末の粒子表面に、０．２０～１．５％のＭｏが拡散付着した部分拡散合金鋼粉を使用する。したがって、本発明の一実施形態における部分拡散合金鋼粉は、鉄基粉末に由来するＭｎと、鉄基粉末に由来するＳｉと、拡散付着させたＭｏとを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
　前記不可避的不純物として含まれる成分およびその量はとくに限定されないが、可能な限り低減することが望ましい。例えば、前記不可避的不純物としてＮｉが含まれる場合、Ｎｉは材料コスト増加の原因となるため、Ｎｉ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。また、前記不可避的不純物としてのＣ、Ｏ、Ｐ、Ｓ、およびＮの含有量は、それぞれ以下の範囲とすることが好ましい。
Ｃ：０．０１％以下
Ｏ：０．２０％以下
Ｐ：０．０２５％以下
Ｓ：０．０２５％以下
Ｎ：０．０５％以下
　上記のＯ含有量には、合金鋼粉中に不可避的に生成する酸化物に含まれる酸素の量も包含される。また、前記不可避的不純物として含まれる、上に挙げた以外の元素の合計量は、０．０１％以下に抑制することが好ましい。
見掛密度：２．８～３．６ｇ／ｃｍ３
　前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度は、該合金鋼粉を構成する粒子の形状や粒度分布などによって決まるパラメータであり、粉末冶金用鉄基混合粉の圧縮性に大きな影響を及ぼす。合金鋼粉の見掛密度が小さいほど、粉末冶金用鉄基混合粉を金型に充填した際の体積が大きくなる。そしてその結果、プレス成形時における合金鋼粉粒子の加工硬化が大きくなり、粒子の塑性変形が阻害されるため、成形体密度が低くなる。この成形体密度の低下は、前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度が２．８ｇ／ｃｍ３未満のとき特に顕著となる。そのため、前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度は２．８ｇ／ｃｍ３以上、好ましくは２．９ｇ／ｃｍ３以上とする。一方、前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度が３．６ｇ／ｃｍ３より高い場合、圧縮性向上効果が飽和するのみならず、成形体の強度が低下することにより、プレス成形後に成形体を金型から抜出す際に割れが生じやすくなる。また、部分拡散合金鋼粉の見掛密度を過度に高めようとすると、該部分拡散合金鋼粉を構成する粒子の形状を球形に近づける処理や、該合金鋼粉の粒度分布を双峰分布にする処理を行う必要が生じるため、製造コストが増加する。そのため、合金鋼粉の見掛密度は３．６ｇ／ｃｍ３以下、好ましくは３．３ｇ／ｃｍ３以下とする。前記見掛密度は、ＪＩＳ　Ｚ　２５０４：２０１２に準拠して測定することができる。
　前記部分拡散合金鋼粉の粒径は、特に限定されず、任意の粒径とすることができる。製造の容易さの観点からは、前記部分拡散合金鋼粉の平均粒径を、３０μｍ以上１５０μｍ以下とすることが好ましい。水アトマイズ法を利用することにより、上記平均粒径を有する合金鋼粉を工業的に低コストで製造することができる。ここで、平均粒径とは、質量基準におけるメジアン径（Ｄ５０）を指すものとする。前記平均粒径は、ＪＩＳ－Ｚ２５１０に記載の乾式ふるい分け法で測定した粒度分布から求めることができる。具体的には、得られた粒度分布から質量基準の積算粒度分布を算出し、前記積算粒度分布において、累積割合が５０％となる粒径（Ｄ５０）を内挿法で求め、その値を平均粒径とする。
　上記部分拡散合金鋼粉の製造方法は特に限定されないが、典型的には、上記鉄基粉末とＭｏ原料粉末とを混合した後、高温で保持して鉄基粉末の表面にＭｏを拡散付着させることによって製造することができる。
　前記Ｍｏ原料粉末は、後述する拡散付着工程においてＭｏ源として機能する粉末である。前記Ｍｏ原料粉末としては、元素としてのＭｏを含有する粉末であれば任意の粉末を用いることができ、したがって、前記Ｍｏ原料粉末としては、金属Ｍｏ粉末（Ｍｏのみからなる粉末）、Ｍｏ合金粉末、およびＭｏ化合物粉末のいずれも用いることができる。前記Ｍｏ合金粉末としては、例えば、Ｆｅ－Ｍｏ（フェロモリブデン）粉末を用いることが好ましい。前記Ｆｅ－Ｍｏ粉末としては、５％以上のＭｏを含有するＦｅ－Ｍｏのアトマイズ粉末を用いることが好ましい。前記アトマイズ粉末はガスアトマイズ粉および水アトマイズ粉のいずれであっても良い。前記Ｍｏ化合物粉末としては、入手の容易さおよび還元反応の容易さから、Ｍｏ酸化物を用いることが好ましい。これらのＭｏ原料粉末は、単独で使用しても、複数を混合して使用してもよい。
　部分拡散合金鋼粉の製造方法においては、まず、上記鉄基粉末とＭｏ原料粉末とを混合する。前記混合の際には、最終的に得られる部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量が上述した範囲となるように、鉄基粉末とＭｏ含有粉末の配合量を調整する。混合方法については、特に制限はなく、例えば、ヘンシェルミキサーやコーン型ミキサーなどを用いて、常法に従い行うことができる。前記混合の際には、鉄基粉末とＭｏ原料粉末との付着性を改善するために、マシン油等を０．１質量％以下の範囲で添加することも可能である。
　次いで、得られた混合物を、水素雰囲気等の還元性雰囲気にて、８００～１０００℃で熱処理することにより、Ｍｏが金属ＭｏまたはＭｏ含有合金として拡散付着した合金鋼粉が得られる。なお、前記鉄基粉末として、アトマイズままの鉄基粉末を使用した場合、当該鉄基粉末にはＣおよびＯが多量不含まれているが、前記熱処理によりＣとＯを低減することができる。鉄基粉末としてアトマイズままの鉄粉を用いた方が、拡散付着処理中にＣとＯが低減されて、鉄基粉末表面が活性になるため、金属ＭｏまたはＭｏ含有合金の拡散による付着が起こりやすく好ましい。
　上記の手順で得られた部分拡散合金鋼粉は、金属ＭｏまたはＭｏ含有合金と鉄基粉末とが接触する部位において、金属ＭｏまたはＭｏ含有合金中のＭｏの一部が鉄基粉末粒子中に拡散して、鉄基粉末表面に付着（以下、拡散付着ともいう）している。なお、Ｍｏ原料粉末としてＭｏ酸化物粉を用いた場合には、前記の熱処理においてＭｏ酸化物が金属Ｍｏの形態に還元される。その結果、金属Ｍｏ粉末またはＭｏ含有合金粉末をＭｏ原料粉末として用いた場合と同様に、拡散付着によって部分的にＭｏ含有量が増加した状態が得られる。
　なお、このようにして熱処理（拡散付着処理を含む）を行なうと、通常は鉄基粉末と金属ＭｏまたはＭｏ含有合金が焼結した状態となるので、所望の粒径に粉砕・分級する。また、必要に応じさらに焼鈍を施すこともできる。
［合金用金属粉末］
　次に、本発明の粉末冶金用鉄基混合粉のもう一つの成分である合金用金属粉末について説明する。本発明の一実施形態における粉末冶金用鉄基混合粉は、前記合金用金属粉末として、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＣｕ粉と、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＮｉ粉の一方または両方を含む。ここで、合金用金属粉末が見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＣｕ粉を含むとは、該合金用金属粉末に含まれているＣｕ粉の見掛密度が０．５～２．０ｇ／ｃｍ３であることを意味する。同様に、合金用金属粉末が見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＮｉ粉を含むとは、該合金用金属粉末に含まれているＮｉ粉の見掛密度が０．５～２．０ｇ／ｃｍ３であることを意味する。
　そして、前記Ｃｕ粉およびＮｉ粉の添加量は、それぞれ下記の条件を満たす必要がある。
・前記Ｃｕ粉の添加量が０～３．０質量％である。
・前記Ｎｉ粉の添加量が０～３．０質量％である。
・前記Ｃｕ粉と前記Ｎｉ粉の合計添加量が０．５質量％以上である。
ここで、前記Ｃｕ粉の添加量とは、前記部分拡散合金鋼粉および前記合金用金属粉末の合計質量に対する前記Ｃｕ粉の質量の割合と定義される。同様に、前記Ｎｉ粉の添加量とは、前記部分拡散合金鋼粉および前記合金用金属粉末の合計質量に対する前記Ｎｉ粉の質量の割合と定義される。そして、前記合計添加量とは、前記Ｃｕ粉の添加量と前記Ｎｉ粉の添加量の和と定義される。
　以下、Ｃｕ粉およびＮｉ粉の添加量と見掛密度の限定理由を説明する。
Ｃｕ粉：０～３．０％
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｎｉと比べて安価である点で有利である。しかし、焼結体の製造では一般に１１３０℃程度で焼結が行われるが、Ｃｕは１０８３℃で溶融して液相となる。溶融したＣｕは、焼結体を膨張させて焼結後の密度を低下させる。Ｃｕ粉の添加量が３．０％より多いと、この密度低下に起因する焼結体の機械的特性の低下が顕著となる。そのため、Ｃｕ粉の添加量は３．０％以下、好ましくは２．０％以下とする。一方、Ｃｕ粉の添加量の下限については限定されず、０％であってよい。しかし、Ｃｕによる焼入れ性向上効果を高めるという観点からは、Ｃｕ粉の添加量を０．５％以上とすることが好ましく、１．０％以上とすることがより好ましい。
Ｃｕ粉の見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３
　Ｃｕ粉の見掛密度は、Ｃｕ粉を構成する粒子の大きさや形状、Ｃｕ粉の粒度分布などによって決まるパラメータであり、混合粉の粉体特性および焼結特性に影響を及ぼす。Ｃｕ粉の見掛密度が０．５ｇ／ｃｍ３未満であると、混合粉の流動性が悪化するため、金型に充填された混合粉の高さが高くなることに加えて、プレス成形時における合金鋼粉粒子の再配列が阻害される。そしてその結果、成形体の密度が低下する。そのため、Ｃｕ粉の見掛密度は０．５ｇ／ｃｍ３以上、好ましくは１．０ｇ／ｃｍ３以上とする。一方、Ｃｕ粉の見掛密度が２．０ｇ／ｃｍ３より高いと液相焼結時の焼結膨張が大きくなることにより、結果として到達密度が低くなる。そのため、Ｃｕ粉の見掛密度は２．０ｇ／ｃｍ３以下、好ましくは１．５ｇ／ｃｍ３以下とする。前記見掛密度は、ＪＩＳ　Ｚ　２５０４：２０１２に準拠して測定することができる。
Ｎｉ粉：０～３．０％
　Ｎｉ粉は、合金鋼粉の焼結反応を活性化し、焼結体の気孔を微細化して、焼結体の引張強さおよび耐衝撃性を高める作用を有する。しかし、Ｎｉ粉の添加量が３．０％より多いと、焼結体中の残留オーステナイトが著しく増加し、焼結体の強度が低下する。また、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉ粉の添加量が３．０％より多いと原料コストの増加が顕著となる。そのため、Ｎｉ粉の添加量は３．０％以下、好ましくは２．０％以下とする。一方、Ｎｉ粉の添加量の下限については限定されず、０％であってよい。しかし、Ｎｉによる焼結反応を活性化する効果を高めるという観点からは、Ｎｉ粉の添加量を０．５％以上とすることが好ましく、１．０％以上とすることがより好ましい。
　なお、前記Ｎｉ粉としては、特に限定されることなく任意のＮｉ粉を用いることができる。好適に使用できるＮｉ粉としては、例えば、Ｎｉ酸化物を還元して製造したＮｉ粉や熱分解法で製造したカルボニルＮｉ粉等を挙げることができる。
Ｎｉ粉の見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３
　Ｎｉ粉の見掛密度は、Ｎｉ粉を構成する粒子の大きさや形状、Ｎｉ粉の粒度分布などによって決まるパラメータであり、混合粉の粉体特性および焼結特性に影響を及ぼす。Ｎｉ粉の見掛密度が０．５ｇ／ｃｍ３未満であると、混合粉の流動性が悪化するため、金型に充填された混合粉の体積が著しく増大することに加えて、プレス成形時における合金鋼粉粒子の粒子再配列が阻害される。そしてその結果、成形体の密度が低下する。そのため、Ｎｉ粉の見掛密度は０．５ｇ／ｃｍ３以上、好ましくは１．０ｇ／ｃｍ３以上とする。一方、Ｎｉ粉の見掛密度が２．０ｇ／ｃｍ３より高いと焼結後の気孔が大きくなることにより、引張強さや衝撃値といった機械的性質が低下する。そのため、Ｎｉ粉の見掛密度は２．０ｇ／ｃｍ３以下、好ましくは１．５ｇ／ｃｍ３以下とする。前記見掛密度は、ＪＩＳ　Ｚ　２５０４：２０１２に準拠して測定することができる。
Ｃｕ粉と前記Ｎｉ粉の合計添加量：０．５％以上
　上述したように、ＣｕとＮｉは、いずれも焼結体の強度を向上させる作用を有する元素である。所望の強度を得るためには、前記Ｃｕ粉と前記Ｎｉ粉の合計添加量を０．５％以上とする必要がある。一方、前記合計添加量の上限は特に限定されないが、上述したようにＣｕ粉の添加量の上限が３．０％、Ｎｉ分の添加量の上限が３．０％であることから、合計添加量の上限は６．０％となる。前記合計添加量は、５．０％以下であることが好ましく、４．０％以下であることが好ましい。
Ｎｉ粉の質量比：０．８以下
　Ｃｕ－Ｎｉ合金は全率固溶体として知られており、Ｃｕ－Ｎｉ合金の融点は、Ｎｉの比率に応じて１００％Ｃｕ－０％Ｎｉの時の１０８３℃から０％Ｃｕ－１００％Ｎｉの時の１４５５℃まで上昇する。Ｃｕ粉とＮｉ粉の合計質量に対するＮｉ粉の質量の比（以下、質量比という）が０．８以下であれば、融点の上昇が抑制されるため、Ｃｕ粉の液相焼結が阻害されず、焼結促進効果が高くなる。そしてその結果、強度と耐衝撃性をさらに向上させることができる。そのため、Ｎｉ粉の質量比は０．８以下とすることが好ましく、０．５以下とすることが好ましい。本発明においてＮｉ粉は必須成分ではないため、Ｎｉ粉の質量比の下限はとくに限定されず、０であってよい。しかし、より高い焼結密度を得るためには、０．２以上とすることが好ましい。
　本発明の他の実施形態においては、前記合金用金属粉末は、実質的に、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＣｕ粉と、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＮｉ粉の一方または両方からなるものであってもよい。
　本発明の他の実施形態における粉末冶金用鉄基混合粉は、上記部分拡散合金鋼粉および合金用金属粉末に加え、さらに任意に他の成分を含有することができる。前記他の成分としては、例えば、炭素粉、潤滑剤、および切削性改善用粉末の少なくとも一つを含有することができる。
・炭素粉
　炭素粉を添加することにより、焼結体の強度をさらに向上させることができる。前記炭素粉としては、特に限定されず任意の炭素粉を用いることができる。前記炭素粉としては、例えば、黒鉛粉およびカーボンブラックの一方または両方を用いることができる。前記黒鉛粉としては、天然黒鉛粉と人造黒鉛粉のいずれも用いることができる。炭素粉を添加する場合、強度向上効果の点から、該炭素粉の配合量は、前記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し、０．２質量部以上とすることが好ましい。一方、該炭素粉の配合量は、前記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し、１．２質量部以下とすることが好ましい。
・潤滑剤
　潤滑剤を含有させることで、成形体の金型からの抜出を容易にすることができる。前記潤滑剤としては、特に限定されることなく任意の潤滑剤を使用することができる。前記潤滑剤としては、例えば、金属石鹸およびアミド系ワックスの一方または両方を用いることができる。前記金属石鹸としては、例えば、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸リチウム等が挙げられる。また、前記アミド系ワックスとしては、例えば、エチレンビスステアリン酸アミド等が挙げられる。
　前記潤滑剤は、粉末状であることが好ましい。潤滑剤を使用する場合、該潤滑剤の添加量は、上記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し、０．３質量部以上１．０質量部以下とすることが好ましい。
・切削性改善用粉末
　前記切削性改善用粉末としては、特に限定されることなく任意の切削性改善用粉末を用いることができる。前記切削性改善用粉末としては、例えば、ＭｎＳ粉末および酸化物粉末の一方または両方を用いることができる。切削性改善用粉末を使用する場合、該切削性改善用粉末の添加量は、上記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し、０．１質量部以上０．７質量部以下とすることが好ましい。
［混合粉の製造方法］
　本発明の粉末冶金用鉄基混合粉は、特に限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、上記合金鋼粉に対して合金用金属粉末を、上記の添加量となるように混合することによって製造することができる。前記混合は、任意の方法で行うことができる。例えば、Ｖ型混合機、ダブルコーン型混合機、へンシェルミキサ、ナウターミキサ等を用いて混合することができる。混合時には、Ｃｕ粉およびＮｉ粉の偏析防止のために、マシン油等を添加してもよい。あるいは、上記合金鋼粉および合金用金属粉末を、上記添加量となるよう、加圧成形用の金型に充填して混合粉としてもよい。
［鉄基焼結体］
　本発明の一実施形態における鉄基焼結体は、上記粉末冶金用鉄基混合粉を用いた焼結体を浸炭、焼入れおよび焼戻してなる鉄基焼結体である。
　本発明の一実施形態における鉄基焼結体は、上記粉末冶金用鉄基混合粉を加圧成形して成形体とし、前記成形体を焼結して焼結体とし、さらに前記焼結体に熱処理を施すことにより製造することができる。以下、各工程について説明する。
（加圧成形）
　まず、上記粉末冶金用鉄基混合粉を所望の形状に加圧成形して成形体とする。前記加圧成形に際しては、前記粉末冶金用鉄基混合粉に、任意に副原料、潤滑剤、切削性改善用粉末等を配合してもよい。前記加圧成形の方法は、特に限定されず、任意の方法を用いることができ、例えば、混合粉を金型内に充填して、加圧成形する方法が挙げられる。金型に潤滑剤を塗布または付着させることもでき、その際の潤滑剤の量は、上記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し、０．３質量部以上１．０質量部以下とすることが好ましい。
　加圧成形の圧力は、４００ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下とすることができる。しかし、圧力が６００ＭＰａを超えると、金型の損耗が大きくなって製造コストが増大する。そのため、圧力は４００～６００ＭＰａとすることが好ましい。本発明の粉末冶金用鉄基混合粉によれば、例えば、成形圧５８８ＭＰａの条件で、成形体の密度を７．１０ｇ／ｃｍ３以上とすることができる。
（焼結）
　焼結の方法は、特に限定されず、任意の方法で行うことができる。焼結温度は、十分に焼結を進行させる点から、１１００℃以上とすることができ、１１２０℃以上とすることが好ましい。一方、焼結温度が高いほど焼結体中のＣｕやＭｏの分布が均一となるため、焼結温度の上限は特に限定されないが、製造コストの抑制の点から、焼結温度は１２５０℃以下が好ましく、１１８０℃以下がより好ましい。
　焼結時間は、１５分以上５０分以下とすることができる。この範囲であれば、焼結不足となり、強度不足となることが回避でき、製造コストも抑制することができる。焼結後の冷却の際の冷却速度は、２０℃／分以上４０℃／分以下とすることができる。冷却速度２０℃／分未満では、十分に焼入れを行うことができず、引張強さが低下し得る。冷却速度４０℃／分超では、冷却速度を促進する付帯設備が必要となり、製造コストが増加する。
　潤滑剤を使用する場合、潤滑剤を分解除去するため、成形体を４００℃以上７００℃以下の温度範囲で一定時間保持する脱脂工程を焼結前に実施してもよい。
　上記以外の焼結体の製造条件や設備等は、特に限定されず、任意のものを適用することができる。
（熱処理）
　得られた鉄基焼結体に対して、さらに熱処理を施すこともできる。熱処理を施すことにより、焼結体の強度をさらに高めることができる。前記熱処理としては、急冷を伴う処理を行うことが好ましく、例えば、浸炭焼入れ、光輝焼入れ、高周波焼入れ、浸炭窒化熱処理等の強化処理を施すことができる。また、急冷後の焼結体には焼き戻し等といった耐衝撃性の回復処理を施しても良い。焼き戻し温度は１００～３００℃程度とすることが好ましい。
　本発明の一実施形態における鉄基焼結体は、上記粉末冶金用鉄基混合粉を所望の形状に加圧成形して成形体とし、前記成形体を焼結して焼結体とし、前記焼結体に対して、浸炭、焼入れ、および焼戻しを順次施すことによって得ることができる。
　次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、これらによって限定されるものではない。
　以下の手順で粉末冶金用鉄基混合粉を製造した。
　まず、水アトマイズ法により、表１～３に示す成分組成を有する鉄基粉末を作製した。前記鉄基粉末に不可避的不純物として含まれるＰおよびＳの量は、Ｐ：０．０２５質量％未満、Ｓ：０．０２５質量％未満であった。
　得られた鉄基粉末に、Ｍｏ原料粉末としてＭｏＯ３粉末を添加し、Ｖ型混合器で１５分間混合した。その後、水素雰囲気中で熱処理を行って、前記ＭｏＯ３粉末を還元し、鉄基粉末の粒子表面にＭｏを拡散付着させた。前記熱処理は、温度９００℃、時間６０分の条件で行った。
　前記熱処理の後、粒子同士が焼結されて塊状となっている熱処理体を、ハンマーミルを用いて粉砕し、目開きが１８０μｍの篩で分級して、篩下の粉を採取し、部分拡散合金鋼粉を得た。前記部分拡散合金鋼粉に不純物として含まれるＣ、Ｏ、およびＮの量は、Ｃ：０．０１質量％未満、Ｏ：０．２０質量％未満、Ｎ：０．０５質量％未満であった。
　得られた部分拡散合金鋼粉に、表１～３に示した合金用金属粉末と、黒鉛粉、潤滑剤を添加し、ダブルコーン型混合機を用いて混合して粉末冶金用鉄基混合粉を得た。前記黒鉛粉の添加量は、前記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し０．３質量部とした。また、前記潤滑剤としてはステアリン酸亜鉛を使用し、添加量は前記部分拡散合金鋼粉と合金用金属粉末の合計１００質量部に対し０．５質量部とした。
　使用した部分拡散合金鋼粉、Ｃｕ粉、およびＮｉ粉の見掛密度は表１～３に記載したとおりであった。前記見掛密度は、ＪＩＳ　Ｚ　２５０４：２０１２に準拠して測定した。
　次に、得られた粉末冶金用鉄基混合粉の特性を評価するために、該粉末冶金用鉄基混合粉を用い、以下の手順で焼結体を製造した。
　粉末冶金用鉄基混合粉を成形圧５８８ＭＰａで成形し、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの直方体形状の成形体とした。得られた成形体の重量を測定し、前記重量を成形体の体積で割ることにより成形体の密度を求めた。得られた成形体の密度は表１～３に記載したとおりであった。
　次いで、得られた成形体をＲＸ雰囲気（Ｎ２－３２体積％Ｈ２－２４体積％ＣＯ－０．３体積％ＣＯ２）中で焼結（保持温度１１３０℃、保持時間２０分）し、焼結体とした。得られた焼結体にカーボンポテンシャル０．８質量％でガス浸炭（保持温度８７０℃、保持時間６０分）を施した後、焼入れ（温度６０℃、油焼入れ）および焼戻し（保持温度２００℃、保持時間６０分）を行った。なお、カーボンポテンシャルは、鋼を加熱する雰囲気の浸炭能力を示す指標であり、その温度で、そのガス雰囲気と平衡に達したときの鋼の表面の炭素濃度で表わされる。
　得られた焼結体の密度を、JIS Z 2501に準拠して測定した。また、焼結体の強度と耐衝撃性を評価するために、引張強さと衝撃値を測定した。引張強さは、JIS Z 2241で規定される引張試験により測定した。前記引張試験は、前記焼結体から採取した、平行部の直径が５ｍｍの試験片を使用し、室温で実施した。前記引張試験で測定された破断前最大応力を引張強さとした。また、衝撃値は、室温でJIS Z 2242に準拠して吸収エネルギーを測定し、該吸収エネルギーを試験片の断面積で除した値を衝撃値とした。測定結果は表１～３に示したとおりであった。
　表１～３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす粉末冶金用鉄基混合粉を用いた例では、成形体及び焼結体の密度が高く、粉末の圧縮性に優れていることが分かる。また、本発明の条件を満たす粉末冶金用鉄基混合粉を用いた例では、高い引張強さと衝撃値を兼ね備えた焼結体が得られた。具体的には、引張強さが１２００ＭＰａ以上であり、衝撃値が１３Ｊ／ｃｍ２以上であった。このように、本発明によれば、成形圧力が６００ＭＰａ未満の一般的な製造プロセスにおいて、極めて優れた特性の焼結体を製造することができる。これに対して本発明の条件を満たさない粉末冶金用鉄基混合粉を用いた例では、圧縮性、強度、耐衝撃性の少なくとも一つが劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (3)

  1. 　鉄基粉末の粒子表面にＭｏが拡散付着した部分拡散合金鋼粉と、合金用金属粉末からなる粉末冶金用鉄基混合粉であって、
    　前記鉄基粉末は、
    　　Ｍｎ：０．０４質量％以上０．１５質量％以下、
    　　Ｓｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、および
    　　残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　前記部分拡散合金鋼粉におけるＭｏ含有量が０．２０質量％以上１．５質量％以下であり、
    　前記部分拡散合金鋼粉の見掛密度が２．８ｇ／ｃｍ３以上３．６ｇ／ｃｍ３以下であり、
    　前記合金用金属粉末は、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＣｕ粉と、見掛密度：０．５～２．０ｇ／ｃｍ３のＮｉ粉の一方または両方を含み、
    　前記部分拡散合金鋼粉および前記合金用金属粉末の合計質量に対し、
    　　前記Ｃｕ粉の添加量が０～３．０質量％であり、
    　　前記Ｎｉ粉の添加量が０～３．０質量％であり、かつ、
    　　前記Ｃｕ粉と前記Ｎｉ粉の合計添加量が０．５質量％以上である、粉末冶金用鉄基混合粉。
  2. 　前記Ｃｕ粉および前記Ｎｉ粉の合計質量に対する前記Ｎｉ粉の質量の比が０．８以下である、請求項１に記載の粉末冶金用鉄基混合粉。
  3. 　請求項１または２に記載の粉末冶金用鉄基混合粉を用いた焼結体を浸炭、焼入れ、および焼戻してなる鉄基焼結体。
     
     
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