JP6508611B2

JP6508611B2 - 焼結合金およびその製造方法

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Publication number: JP6508611B2
Application number: JP2015068834A
Authority: JP
Inventors: 大輔深江; 英昭河田
Original assignee: Resonac Corporation; Hitachi Chemical Co Ltd; Showa Denko Materials Co Ltd
Current assignee: Resonac Corporation; Showa Denko Materials Co Ltd
Priority date: 2015-03-30
Filing date: 2015-03-30
Publication date: 2019-05-08
Anticipated expiration: 2035-03-30
Also published as: CN106011675B; US10094009B2; JP2016188409A; DE102015015509A1; CN106011675A; US20160289804A1

Description

本発明は、例えばターボチャージャー用ターボ部品、特に耐熱性、耐食性および耐摩耗性が要求される耐熱軸受等に好適な焼結合金およびその製造方法に関する。

一般に、内燃機関に付設されるターボチャージャーでは、内燃機関のエキゾーストマニホールドに接続されたタービンハウジングに、タービンが回転自在に支持されている。タービンハウジングに流入した排気ガスは、外周側からタービンに流れ込んで軸方向へ排出され、その際にタービンを回転させる。そして、タービンの反対側で同じ軸に設けられたコンプレッサが回転することにより、内燃機関へ供給する空気を圧縮する。このようなターボチャージャーにおいては、エキゾーストマニホールドからタービンハウジングに排気ガスが流入する際、安定した過給圧を得ることと、ターボチャージャー自体やエンジンの損傷を抑制するために、ノズルベーンやバルブの開閉により排気ガスの一部を分流させ、タービンへの流入量を調整する。

上記のバルブを受ける軸受は、高温の排気ガスに曝されるとともに、優れた耐摩耗性が必要とされ、この軸受はタービンハウジングと伴に一部が外気に曝されるため、塩害などの腐食環境下に置かれることがあるため、優れた耐食性が必要とされる。

また、ターボチャージャー用ターボ部品は、高温の腐食性ガスである排気ガスと接触することから耐食性に加えて耐熱性が要求されるとともに、ノズルベーンやバルブシャフトと摺接するために耐摩耗性も要求される。このため、従来、例えば高Ｃｒ鋳鋼や、ＪＩＳ規格で規定されているＳＣＨ２２種に耐食性向上の目的でＣｒ表面処理を施した耐摩耗材料等が使用されている。また、耐熱性とともに耐食性および耐摩耗性に優れ、しかも価格が低廉な耐摩耗部品として、フェライト系ステンレス鋼の基地中に炭化物を分散させた耐摩耗性焼結部品が提案されている（例えば特許文献１）。

一方、ターボチャージャーが搭載される自動車等の輸送機械は、温暖な地域から寒冷な地域まで幅広い環境の下で使用されるため、ターボチャージャー用ターボ部品においても幅広い環境下で優れた耐摩耗性とともに優れた耐食性を発揮することが求められる。たとえば、寒冷地では、凍結防止剤や融雪剤として、路面にＮａＣｌ（塩化ナトリウム）やＣａＣｌ（塩化カルシウム）等の塩が散布されている。このような塩が散布された路面には、塩により雪や氷が溶けて、塩が高濃度に溶けた水が多量に存在するため、このような路面を輸送機械が走行すると、塩が高濃度に溶けた水が車体の裏側に撥ねて付着する。このような水に多量に含まれる塩化物イオンはステンレス鋼の表面に形成された不動態被膜を破壊して腐食が進行するため、ターボチャージャー用の耐熱軸受には、塩害として腐食の問題が発生する。

この塩害腐食のメカニズムは、ステンレス鋼の表面に形成された不動態皮膜（Ｃｒ_２Ｏ_３）がＮａＣｌのＮａとともにＨ_２Ｏと反応して、水溶性のＮａ_２ＣｒＯ_４が形成され、不動態皮膜が溶融するためといわれている。そして、不動態皮膜の溶融に伴って、ステンレス鋼の内部からは適宜Ｃｒが供給されるため、ステンレス鋼中のＣｒ量が不足してしまうためと考えられている。

このような塩害腐食の環境下においては、上記の特許文献１の焼結合金であっても、腐食が進行するため、これに変わる新規な耐摩耗性とともに耐食性を有する焼結合金が望まれている。

特許第３７８４００３号公報

このことから、本発明は、優れた耐熱性および耐摩耗性を有するとともに、寒冷地において生じる塩害に対しても優れた耐食性を有する焼結合金およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため本発明の焼結合金は、比較的高いクロム濃度を有する鋼を基地としてその基地中に炭化物が分散する金属組織としたことを特徴の一つとする。このような金属組織としたことにより本発明の焼結合金は高い耐摩耗性を示す。この炭化物は連続的に繋がった状態で分散しており、基地の部分を取り囲んだ状態として形成する。このような連続的に繋がった炭化物は、腐食の進行の起点となる基地と炭化物の境界に形成されるクロム欠乏層と呼ばれるクロム濃度の低下した部分を覆うように形成され、腐食の進行を抑制する。このため本発明の焼結合金は高い耐食性も示すものとなる。本発明の焼結合金は、上記の構成としたことにより、耐摩耗性の向上と耐食性の向上を両立したものである。

具体的には、本発明の焼結合金は、全体組成が、質量比で、Ｃｒ：３２．４．〜４８．４％、Ｍｏ：２．９〜１０．０％、Ｓｉ：０．９〜２．９％、Ｐ：０．３〜１．８％、Ｃ：０．７〜３．９％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる全体組成を有するとともに、密度比が９０％以上で基地中に炭化物が分散し、前記炭化物は、金属組織の気孔を除く部分において面積比で３０〜７０％の割合で分散し、かつ、連続的に繋がった状態で分散するとともに基地の部分を囲みつつ複数に分断していることを特徴とする。

すなわち、図１に示すように、本発明の好適な焼結合金においては、炭化物は連続的に繋がっており、基地を囲っている。また、炭化物は、くまなく連続するのではなく、所々で分断している。

本発明は、上記焼結合金を製造する製造方法であり、質量比で、Ｃｒ：３５．０〜５０．０％、Ｍｏ：３．０〜１０.３％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｃ：０．５〜２．５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鉄合金粉末に、Ｐ：１０〜３０質量％の鉄−燐合金粉末を３．０〜６．０質量％、および黒鉛粉末を０．２〜１．５質量％を添加して混合した混合粉末を用い、この混合粉末を成形した後に焼結することを特徴とする。

本発明の焼結合金は、ターボチャージャー用ターボ部品として好適なものであり、基地中に、連続的かつ基地を取り囲んだ金属炭化物を有する金属組織を示し、高温における優れた耐熱性、耐食性および耐摩耗性を有するとともに、塩害による腐食を抑制したものであり、寒冷地においても、良好な耐食性を発揮する。

本発明の焼結合金の金属組織写真の一例を示す図面代用写真である。

炭化物の大きさは耐摩耗性に大きく寄与する。耐摩耗性はできるだけ多くの炭化物が存在することにより向上する。耐摩耗性を確保するためには、より多くのＣが必要である。しかしながら、Ｃが増加すると基地のＣｒと結びつくことによって。基地中のＣｒ濃度は低下するとともに、炭化物の周囲にはクロム欠乏層が形成されるため耐食性は低下する。

本発明の焼結合金においては、合金成分のＣｒとＭｏ量を調整することによって、Ｃを増加させることなく、炭化物の面積率を増加させて基地を炭化物にて囲い、耐摩耗性の向上と耐食性の向上とを達成したものである。

炭化物は基材の凝着摩耗を防止しつつ塑性流動の防止に寄与する。一方、Ｃｒ、Ｍｏを含む金属炭化物自体は基地の部分と比較して腐食が起こり難いため、基地の部分を連続的に囲うことによって基地の部分の腐食を抑制する。炭化物の面積率が３０％未満では、基地の部分を囲む炭化物の量としては不十分であり、腐食の抑制に寄与しない。一方、炭化物の面積率が７０％より多くなると、耐食性が維持されるものの、相手材への攻撃性が強くなる。また、７０％を超える量の炭化物を形成すると脆性的になるため好ましくない。そのため、炭化物の面積率は３０〜７０％とすることが望ましい。

なお、炭化物の面積率は、焼結合金の断面を鏡面研磨した後、王水（硝酸：塩酸＝１：３）で腐食し、その金属組織を２００倍の倍率で顕微鏡観察するとともに、画像解析ソフトウェア（例えば三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦ等）によって画像解析して求めることができる。

本発明の焼結合金の鉄合金基地はフェライト系ステンレス鋼組成とすることが望ましい。フェライト系ステンレス鋼は、ＦｅにＣｒを固溶させた鉄合金であり、耐熱性、耐食性が高いため、鉄合金基地として好適である。本発明の焼結合金は鉄合金基地としてフェライト系ステンレス鋼組成とするため、本発明の焼結合金の熱膨張係数も一般のフェライト系ステンレス鋼と同等である。このような鉄合金基地を得るために、ＦｅにＣｒおよびＭｏを固溶させた鉄合金粉末を主原料粉末として用いる。これらの元素は鉄（または鉄合金）に合金化されて与えられるため、焼結合金の基地中に一様に分布して耐食性および耐熱性の効果を発揮する。

本発明の焼結合金の鉄合金基地は、Ｃｒ量を１２質量％以上とすることで酸化性の酸に対する良好な耐食性を示す。このため、鉄合金粉末に含有されるＣｒの一部が焼結時に炭化物として析出しても、焼結体の鉄合金基地に残留するＣｒ量が１２質量％以上となるよう調整して付与する。Ｃｒは、その効果をＦｅ基地中に均一に及ぼすため鉄合金粉末の形態で付与する。鉄合金粉末の形態で付与されるＣｒは、焼結後の鉄合金基地のＣｒ濃度を考慮して、鉄合金粉末のＣｒ量を３５質量％以上とする。一方、焼結合金の鉄合金基地のＣｒ量が５０質量％を超えると、鉄合金基地が硬くかつ脆いσ相の単相組織となり、相手材攻撃性が増大するとともに、焼結合金の強度が低下する。このため、鉄合金粉末中のＣｒ量としては５０質量％以下とする。これらのことから、本発明においては、主原料粉末である鉄合金粉末のＣｒ量を３５〜５０質量％とする。

Ｍｏは基地の耐熱性および耐食性向上に寄与するとともに、Ｃと結合して炭化物を形成し耐摩耗性を向上させる。ＭｏもＣｒと同様、その効果を基地全体に作用させるために鉄合金粉末の形態で付与する。また、炭化物生成元素であるＭｏはその量を増加させることによって炭化物の面積率を増加させるため、本発明の複数の連続した炭化物の形成に寄与する。そのため、鉄合金粉末中のＭｏの含有量が３．０質量％未満では耐食性の向上の効果が乏しい。一方、鉄合金粉末中のＭｏの含有量が１０．３質量％を超えてもその効果はさほど顕著に現れない。よって、本発明においては、鉄合金粉末のＭｏ量を３．０〜１０．３質量％とする。

鉄合金粉末は、酸化し易いＣｒを多量に含むため、鉄合金粉末の製造時にＳｉを脱酸剤として溶湯に添加する。また、Ｓｉを鉄合金基地中に固溶して与えると、基地の耐酸化性および耐熱性を高める効果がある。鉄合金粉末中のＳｉ量が０．５質量％未満ではその効果が乏しく、一方、３．０質量％を超えると鉄合金粉末が硬くなり過ぎて圧縮性を著しく損なう。よって、鉄合金粉末中のＳｉ量は０．５〜３．０質量％、好ましくは１．０〜３．０質量％とする。

また、鉄合金粉末はＣｒ含有量が多いため焼結が進行し難い。このため、本発明においては、鉄−燐合金粉末を鉄合金粉末に添加し、焼結時に鉄−燐−炭素共晶液相を発生させて焼結を促進させる。鉄−燐合金粉末のＰ含有量は、１０質量％未満では十分に液相が発生せず、焼結体の緻密化に寄与しない。一方、鉄−燐合金粉末のＰ含有量が３０質量％を超えると、鉄−燐合金粉末の粉末硬さが増加して混合粉末の圧縮性が著しく損なわれる。また、鉄−燐合金粉末の添加量は３．０質量％未満では液相発生量が少なくなり焼結促進の効果が乏しくなる。一方、鉄−燐合金粉末の添加量が６．０質量％を超えると、過度に焼結が進行して、鉄−燐合金粉末が液相となって流出し易く、鉄−燐合金粉末が存在していた箇所が気孔として残留し、鉄合金基地中に粗大な気孔が多量に形成されるため、耐食性が低下する。以上から、鉄−燐合金粉末は、Ｐ量が１０〜３０質量％であり残部がＦｅのものを用い、その添加量は３．０〜６．０とする。

Ｃは鉄合金基地中のＣｒおよびＭｏと結合させて鉄、クロム、モリブデンの複合炭化物として析出分散させることができる。この複合炭化物は合金中のＣ量として０．７質量％未満では炭化物が不足し耐摩耗性の低下が起こる。また、３．９質量％を超えると基地のＣｒおよびＭｏ濃度が低下し耐食性の低下が起こる。よって、鉄合金中のＣ量は０．７〜３．９質量％とする。

ところで、上記のようにＣｒ、Ｍｏは鉄合金粉末の基地に固溶させて与えられるが、上記のように多量の合金成分を含む鉄合金粉末では、粉末の硬さが増加して成形性が低下する。このため、鉄合金粉末にはＣを固溶させるとともに、鉄合金粉末の基地に固溶されるＣｒおよびＭｏの一部を炭化物として析出させて、鉄合金粉末の基地に固溶されるＣｒおよびＭｏの量を低減して鉄合金粉末の硬さの低減を図る。

また、鉄合金粉末に与えられるＣは、主として鉄合金粉末中に炭化物の形態で分散するが、この鉄合金粉末中の炭化物が、焼結時の炭化物形成の核となり炭化物の形成を促進するとともに、焼結中の旧粉末粒子の境界だけでなく、その粒子内にも炭化物の析出が可能となる。このため、Ｃは、一部が鉄合金粉末中に与えられるとともに、残部は黒鉛粉末の形態で付与される。鉄合金粉末中に予め付与されたＣと黒鉛粉末の形態で付与されたＣは、鉄−燐合金粉末とともに、鉄−燐−炭素の共晶液相を発生し、焼結を促進させる。

鉄合金粉末中のＣが０．５質量％未満であると上記の効果が乏しい。また、鉄合金粉末中のＣが２．５質量％を超えると粉末中の炭化物の量が多くなりすぎるため、粉末の圧縮性が著しく低下する。よって、鉄合金粉末中のＣ量は０．５〜２．５質量％とする。一方、黒鉛粉末の添加は予め鉄合金粉末では添加できないＣ量を補うとともに、焼結時の粉末表面の酸化物を還元し焼結性を促進させる。そのため、黒鉛粉末の添加量が０．２質量％未満ではその効果が乏しく、１．５質量％を超えると混合粉末の流動性が悪化する。よって、黒鉛粉末の添加量は０．２〜１．５質量％とする。

以上の鉄合金粉末に鉄−燐合金粉末および黒鉛粉末を添加した混合粉末により製造される本発明の焼結合金は、上記の各粉末の成分の限定理由および添加量の限定理由より、全体組成が、質量比で、Ｃｒ：３２．４〜４８．４％、Ｍｏ：２．９〜１０．０％、Ｓｉ：０．９〜２．９％、Ｐ：０．３〜１．８％、Ｃ：０．７〜３．９％、残部Ｆｅおよび不可避不純物となる。

［第１実施例］
表１に示す組成の鉄合金粉末および鉄−燐合金粉末を用意し、鉄合金粉末に表１に示す鉄−燐合金粉末および黒鉛を添加、混合し、混合粉末を得た。そして、この混合粉末を成形して、成形体密度５．５Ｍｇ／ｍ^３であり外径１０ｍｍ、高さ１０ｍｍの円柱状成形体、および成形体密度５．５Ｍｇ／ｍ^３であり外径２４ｍｍ、高さ８ｍｍの円板状成形体を作製した。次に、これらの成形体を１００Ｐａの真空雰囲気中、１２５０℃で焼結し、試料番号０１〜２８の焼結合金試料を作製した。これらの焼結合金試料の全体組成を表１に併せて示す。

円柱状の焼結合金試料については、ＪＩＳ規格Ｚ２５０５に規定された焼結密度試験方法により焼結体密度を測定した。

また、円柱状の焼結合金試料について、試料の断面を鏡面研磨した後、王水（硝酸：塩酸＝１：３）で腐食し、その金属組織を２００倍の倍率で顕微鏡観察を行った。さらに、三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦによって画像解析を行い、気孔を除く組織中における炭化物の占める割合を求めた。

また、得られた円柱状の焼結体試料について、高温塩水腐食試験として、２５℃の２０％塩化ナトリウム水溶液に２０分間に浸漬後、マッフル炉にて大気中にて５００℃、２時間保持し、その後、５分間空冷を行うサイクルを１サイクルとし、これを５サイクル行った。試験後の試験の断面を鏡面研磨し、２００倍の倍率で顕微鏡観察を行い、表面からの浸食深さの最大値を「腐食深さ」として計測した。

一方、円板状の焼結合金試料はディスク材として用いて、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６相当材にクロマイズ処理を施した外径１５ｍｍ、長さ２２ｍｍのロールを相手材として、６５０℃で２０分間の往復摺動を行うロールオンディスク摩擦摩耗試験を行った。試験後、ディスク材の摩耗量を測定した。

これらの結果を表２に示す。なお、評価の基準として、摩耗量は１５μｍ以下、腐食深さは１５μｍ以下とした。

［Ｃｒの影響］
表１の試料番号０１〜０８の焼結合金試料から焼結合金に対するＣｒ量の影響を調べることができる。

焼結体密度比は、Ｃｒ量の増加に従って僅かに低下する傾向を示す。これは、鉄合金粉末中のＣｒ量の増加に従い、鉄合金粉末表面のクロムの不動態被膜の量が増加して、焼結時に緻密化し難くなるためと考えられる。一方、鉄合金粉末中のＣｒ量が５０質量％を超える試料番号０８の試料では粉末の圧縮性が悪く成形不能であり試料作成ができなかった。

また、Ｃｒは炭化物生成元素であるため、その増加に従い、焼結合金基地中のＣの固溶量が低下して金属炭化物の析出量が増加し、金属炭化物が成長する。このため、炭化物面積率は増加傾向にある。ただし、試料番号０１および０２の試料では、鉄合金粉末中のＣｒ量が３５質量％を下回っているため炭化物の面積率が３０％を下回っている。

腐食深さは、Ｃｒ量の増加に従って低下する（試料番号０１〜０６）。これは、Ｃｒ濃度の増加により基地のＣｒ濃度も増加するとともに、炭化物面積率が増加したためと考えられる。ここで、鉄合金粉末中のＣｒ量が３５質量％に満たない試料番号０１および０２の試料は、腐食深さが１５μｍを超えるものとなっている。一方、試料番号０７の試料では腐食深さが増加している。これは、Ｃｒ量の増加により焼結の進行が低下し、気孔の割合が増加したため、耐食性が低下したものと考えられる。

摩耗量は、Ｃｒ量の増加に従って僅かに減少する傾向にある。これは、炭化物面積率の増加により耐摩耗性が向上したものと考えられるが、その効果はあまり大きくない。

以上より、鉄合金粉末中のＣｒ量は３５〜５０質量％とする必要があることが確認された。

［Ｍｏの影響］
表１の試料番号０５、０９〜１５の焼結合金試料から焼結合金に対するＭｏ量の影響を調べることができる。

焼結体密度比は、Ｍｏ量に関わらずあまり大きな変化を示さない。一方、炭化物面積率はＭｏ量の増加に従って増加傾向にある。これはＭｏがＣｒと同様に炭化物生成元素であるため、その増加に従い、焼結合金基地中のＣの固溶量が低下して金属炭化物の析出量が増加し、金属炭化物が成長する。ただし、試料番号０９〜１１の試料では、鉄合金粉末中のＭｏ量が３．０％を下回っているため、炭化物の面積率が３０％を下回っている。また、試料番号１５の試料では、鉄合金粉末中のＭｏ量が１０．３％を上回っているため、炭化物の面積率が７０％を上回っている。

腐食深さは、Ｍｏ量の増加に従って低下する（試料番号０５、０９〜１５）。これは、Ｍｏ濃度の増加により基地のＣｒ濃度も増加するとともに、炭化物面積率が増加したためと考えられる。ここで、鉄合金粉末中のＭｏ量が３．０質量％に満たない試料番号０９〜１1の試料では、腐食深さが１５μｍを超えるものとなっている。一方、試料番号１４および１５の試料では腐食深さがほとんど変化していない。このことから、炭化物面積率が７０％を超えても耐食性の向上にあまり寄与しないことが分かる。

摩耗量は、Ｍｏ量の増加に従って僅かに減少する傾向にある。これは、炭化物面積率の増加により耐摩耗性が向上したものと考えられるが、Ｃｒと同様にその効果はあまり大きくない。

以上より、鉄合金粉末中のＭｏ量は３．０質量％以上として炭化物の面積率を３０％以上とする必要があることが分かる。また、鉄合金粉末中のＭｏ量は１０．３質量％のときに炭化物の面積率が７０％であり、鉄合金粉末中のＭｏ量を１０．３質量％を超えるものとしてもそれ以上の効果が乏しいことがわかる。

［Ｐの影響］
表１の試料番号０５、１６〜２１の焼結合金試料から焼結合金に対するＰ量の影響を調べることができる。

全体組成中のＰ量が０．３質量％に満たない試料番号１６の試料では、焼結時に発生する鉄−燐−炭素共晶液相の量が乏しいため、焼結による緻密化が進行せず、焼結体密度比が９０％を下回る低い値となっている。一方、全体組成中のＰ量が０．３質量％の試料番号１７の試料では、焼結時に発生する鉄−燐−炭素共晶液相の量が十分となり、焼結による緻密化が進行して、焼結体密度比が９０％となっている。また、全体組成中のＰ量が０．８質量％まで（試料番号１８および０５）では、Ｐ量の増加に従って焼結体密度比が増加する。しかし、全体組成中のＰ量が０．８質量％を超えると、鉄−燐合金粉末の流出跡が気孔として残留することにより、Ｐ量の増加に従って焼結体密度比が低下する傾向を示し、全体組成中のＰ量が１．８質量％を超えると（資料番号２１）、焼結体密度比が９０％未満に著しく低下している。

なお、炭化物の面積比は、Ｐ量に関わらずあまり大きな変化を示さない。

腐食深さは、焼結体密度比と関係し、焼結体密度比が低いものは腐食が進行し易く、焼結体密度比が高いものほど腐食が進行し難い。このため、全体組成中のＰ量が０．３質量％に満たない試料番号１６の試料では、腐食深さが１５μｍを超えて大きい値となっているが、全体組成中のＰ量が０．３質量％の試料番号１７の試料では、腐食深さが１０μｍまで低減している。また、全体組成中のＰ量が０．８質量％まで（試料番号１８および０５）では、Ｐ量の増加に従って腐食深さもさらに低減され耐食性が向上している。しかしながら、全体組成中のＰ量が０．８質量％を超えると、鉄−燐合金粉末の流出跡が気孔として残留する影響により腐食深さが増加する傾向を示し、全体組成中のＰ量が１．８質量％を超えると（資料番号２１）、腐食深さが１５μｍを超えて著しく増大している。

摩耗量も焼結体密度比に関係し、焼結体密度比が低いものは摩耗が進行し易く、焼結体密度比が高いものほど摩耗が進行し難い。このため、摩耗量も焼結体密度比および腐食深さと同様の傾向を示し、全体組成中のＰ量が０．８質量％を極小として、０．３〜１．８質量％の範囲内で摩耗量が１５μｍ以下の良好な耐摩耗性を示している。

以上より、焼結体密度比を９０％以上として耐食性および耐摩耗性が良好な焼結合金とするためには、全体組成中のＰ量を０．３〜１．８質量％とする必要があることがわかった。

［Ｃの影響］
表１の試料番号０５、２２〜２８の焼結合金試料から焼結合金に対するＣ量の影響を調べることができる。

全体組成中のＣ量が０．７質量％に満たない試料番号２２の試料では、Ｃ量が乏しいため、焼結時に発生する鉄−燐−炭素共晶液相の量が乏しく焼結体の緻密化が進行しないことから、焼結体密度比が９０％を下回る低い値となっている。一方、全体組成中のＣ量が０．７質量％の試料番号２３の試料では、Ｃ量が十分なため、鉄−燐−炭素共晶液相の発生量が十分で焼結による緻密化が進行し、焼結体密度比が９０％となっている。また、全体組成中のＣ量が増加するに従って、焼結による緻密化が進行して焼結体密度比は僅かに増加する傾向を示す。しかしながら、全体組成中のＣ量が３．９質量％を超える試料番号２８の試料では、鉄合金粉末中に析出する炭化物の量が過大となって鉄合金粉末の圧縮性が低下するとともに、原料粉として添加する黒鉛粉末の量が過大となって原料粉末の圧縮性の低下が著しくなり、成形体密度５．５Ｍｇ／ｍ^３の成形体が成形できなかった。

炭化物の面積比は、全体組成中のＣ量の増加に従って炭化物の生成量が増加して、炭化物の面積も増加する傾向を示している。ここで、全体組成中のＣ量が０．７質量％に満たない試料番号２２の試料では、Ｃ量が乏しいため、炭化物の面積比が３０％を下回る値となっている。これに対し、全体組成中のＣ量が０．７質量％の試料番号２３の試料は、Ｃ量が十分となって、炭化物の面積比も３０％となっている。

腐食深さは、全体組成中のＣ量の増加に従って炭化物の生成量が増加して、炭化物がクロム欠乏層と呼ばれるクロム濃度の低下した部分を覆うことにより、Ｃ量が２．４質量％までは、腐食深さが低下する傾向を示す。しかしながら、Ｃｒに対してＣ量が多くなると、焼結合金の基地に固溶して耐食性に寄与するＣｒが炭化物として析出する結果、焼結合金の基地の耐食性が低下するため、腐食深さが増加する傾向を示している。しかしながら、Ｃ量が３．９質量％までの範囲では腐食深さが１５μｍ以下であり、良好な耐蝕性を示している。

全体組成中のＣ量の増加に従い、生成する炭化物の量が増加することから摩耗量は減少する傾向を示している。ここで、上記のように全体組成中のＣ量が０．７質量％に満たない試料番号２２の試料では、Ｃ量が乏しいため、炭化物の面積比が３０％を下回る値となっていることから、摩耗量も１５μｍより大きい値となっている。

以上より、全体組成中のＣ量を０．７〜３．９質量％とすることで、耐食性および耐摩耗性が良好な焼結合金が得られることがわかった。

本発明の焼結合金は、優れた耐熱性および耐摩耗性を有するとともに、寒冷地において生じる塩害に対しても優れた耐食性を有するものであり、ターボチャージャー用ターボ部品、特に耐熱性、耐食性および耐摩耗性が要求される耐熱軸受等に利用可能である。

Claims

質量比で、Ｃｒ：３２．４．〜４８．４％、Ｍｏ：２．９〜１０．０％、Ｓｉ：０．９〜２．９％、Ｐ：０．３〜１．８％、Ｃ：０．７〜３．９％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる全体組成を有するとともに、密度比が９０％以上で基地中に炭化物が分散し、前記炭化物は、金属組織の気孔を除く部分において面積比で３０〜７０％の割合で分散し、かつ、連続的に繋がった状態で分散するとともに基地の部分を囲みつつ複数に分断していることを特徴とする焼結合金。
質量比で、Ｃｒ：３５．０〜５０．０％、Ｍｏ：３．０〜１０.３％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｃ：０．５〜２．５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鉄合金粉末に、Ｐ：１０〜３０質量％の鉄−燐合金粉末を３．０〜６．０％、および黒鉛粉末を０．２〜１．５質量％を添加して混合した混合粉末を用い、この混合粉末を成形した後に焼結することを特徴とする請求項1に記載の焼結合金の製造方法。