JPH0257606A - ステンレス鋼微粉および焼結材料 - Google Patents
ステンレス鋼微粉および焼結材料Info
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利用分野〉
本発明は耐食性焼結材料用の原料として、金属粉末の射
出成形に好適で焼結性に優れたアトマイズステンレス鋼
微粉および当該ステンレス鋼微粉を焼結した高密度のス
テンレス焼結材料に関する。
出成形に好適で焼結性に優れたアトマイズステンレス鋼
微粉および当該ステンレス鋼微粉を焼結した高密度のス
テンレス焼結材料に関する。
〈従来の技術〉
現在、焼結ステンレス鋼は、材料歩留りの改善、機械加
工費の削減を目的として溶製ステンレス鋼の一部に代替
しつつある。 特に、その成形方法においては、2次元
的形状しか成形できなかったプレス成形に代って、3次
元複雑形状が容易に成形できる射出成形の発展が期待さ
れている。 ところが、射出成形を利用した焼結ステン
レス鋼の製造が開始されたのはごく最近であるため、種
々の技術課題が残されており、特に、原料粉末について
は、多くの改良の余地がある。
工費の削減を目的として溶製ステンレス鋼の一部に代替
しつつある。 特に、その成形方法においては、2次元
的形状しか成形できなかったプレス成形に代って、3次
元複雑形状が容易に成形できる射出成形の発展が期待さ
れている。 ところが、射出成形を利用した焼結ステン
レス鋼の製造が開始されたのはごく最近であるため、種
々の技術課題が残されており、特に、原料粉末について
は、多くの改良の余地がある。
一般に、射出成形用の原料粉末としては、球状であるこ
とと微粒粉であることとが要求される。 まず、球状粉
末の利点は、粉末同士のすべりが良好であることである
。 球状粉末と不規則形状粉末とに同一種、同一量の有
機バインダを添加して比較すると、球状粉末を使用した
方が低粘度となり、射出性に優れることが知られている
。 さらに、同一射出性を低バイング量によって達成で
きるため、脱脂時間の短縮が図れる利点がある。 また
、粉末の微粒化の利点は、高密度が達成できる点にある
。 これらの粉末の要求特性を達成するために、アト
マイズ法による粉末の製造においては、アトマイズ装置
の装置パラメータの変更によって対処される。
とと微粒粉であることとが要求される。 まず、球状粉
末の利点は、粉末同士のすべりが良好であることである
。 球状粉末と不規則形状粉末とに同一種、同一量の有
機バインダを添加して比較すると、球状粉末を使用した
方が低粘度となり、射出性に優れることが知られている
。 さらに、同一射出性を低バイング量によって達成で
きるため、脱脂時間の短縮が図れる利点がある。 また
、粉末の微粒化の利点は、高密度が達成できる点にある
。 これらの粉末の要求特性を達成するために、アト
マイズ法による粉末の製造においては、アトマイズ装置
の装置パラメータの変更によって対処される。
〈発明が解決しようとする課題〉
しかし、原料粉末の化学組成の変更による改良は行なわ
れておらず、本来、プレス成形用の焼結微粉末である特
公昭59−1761号公報、田村らによる「粉体および
粉末冶金、第12巻第1号(1965年2月)第25〜
32頁」および加藤らによる「粉体および粉末冶金、第
22巻第1号(1975年3月)第1〜11頁」に記載
されている従来の粉末冶金用の化学組成のままのSi;
L、5wt%以下、Mn;0.4wt%以下で、M n
/ S iが1未満(通常Mn/Siが0.3未満)
のステンレス鋼微粉が使用されているのが現状である。
れておらず、本来、プレス成形用の焼結微粉末である特
公昭59−1761号公報、田村らによる「粉体および
粉末冶金、第12巻第1号(1965年2月)第25〜
32頁」および加藤らによる「粉体および粉末冶金、第
22巻第1号(1975年3月)第1〜11頁」に記載
されている従来の粉末冶金用の化学組成のままのSi;
L、5wt%以下、Mn;0.4wt%以下で、M n
/ S iが1未満(通常Mn/Siが0.3未満)
のステンレス鋼微粉が使用されているのが現状である。
すなわちM n / S iを0.3未満とし、アトマ
イズ時の酸化を防止する技術思想を踏襲し、プレス成形
時の圧縮性および成形性を阻害するC量およびMn量を
極力低減した化学組成が常用されていて、射出成形用の
ステンレス鋼微粉(平均粒径;20μm以下)として、
必要な球状化と表面酸化物に耐する知見が十分ではない
ため、射出性および焼結性において必ずしも十分ではな
いのが問題であった。
イズ時の酸化を防止する技術思想を踏襲し、プレス成形
時の圧縮性および成形性を阻害するC量およびMn量を
極力低減した化学組成が常用されていて、射出成形用の
ステンレス鋼微粉(平均粒径;20μm以下)として、
必要な球状化と表面酸化物に耐する知見が十分ではない
ため、射出性および焼結性において必ずしも十分ではな
いのが問題であった。
本発明の第1の目的は、上記従来技術の問題点を解決し
ようとするもので、金属粉末の射出成形性に好適な球形
状で、かつ還元可能な表面酸化物から成る焼結性に優れ
たステンレス鋼微粉を提供することにある。
ようとするもので、金属粉末の射出成形性に好適な球形
状で、かつ還元可能な表面酸化物から成る焼結性に優れ
たステンレス鋼微粉を提供することにある。
また、本発明の第2の目的は、当該ステンレス鋼微粉を
射出成形し、焼結し、必要に応じ熱間等方圧加圧(HI
P)IA理することによって耐食性に優れるステンレス
焼結材料を提供することにある。
射出成形し、焼結し、必要に応じ熱間等方圧加圧(HI
P)IA理することによって耐食性に優れるステンレス
焼結材料を提供することにある。
く課題を解決するための手段〉
本発明者らは、ステンレス焼結鋼の原料となる粉末の製
造および原料粉末の射出成形法を利用したステンレス焼
結鋼の製造に関する詳細な実験を行なうことによって本
発明を為すに至った。 特に、焼結体の耐食性を全く阻
害することなく、粉末形状が射出成形用として適する球
状となる、焼結性の良い、粉末化学組成の探索によって
、以下の知見を得て本発明に至った。
造および原料粉末の射出成形法を利用したステンレス焼
結鋼の製造に関する詳細な実験を行なうことによって本
発明を為すに至った。 特に、焼結体の耐食性を全く阻
害することなく、粉末形状が射出成形用として適する球
状となる、焼結性の良い、粉末化学組成の探索によって
、以下の知見を得て本発明に至った。
(1)Siが0.20wt%以上でM n / S i
が1.00以上の含Crステンレス組成およびCが1.
20wt%以下、Siが0.20wt%以上でM n
/ S iが1.00以上のCrが8.0〜30.0w
t%のCr系、またはCrが8.0〜30.0wt%、
Niが8.0〜22.0wt%のCr−Ni系のステン
レス組成の溶湯をアトマイズすることにより、平均粒径
が20μm(ここで言う「平均粒径」とは、微粉側から
の累積体積が50%となる粉末の粒径である)の射出成
形に好適な粒子形状をもち、かつ焼結性に優れた表面(
酸化物)から成るステンレス鋼微粉を製造できる。
したがって、第1図に示すように、当該ステンレス鋼微
粉を焼結すると相対密度比(真密度に対する密度比)が
92%以上で閉空孔から成る、Cが0.05wt%以下
のときの耐食性に優れたステンレス焼結材料を得ること
ができる。
が1.00以上の含Crステンレス組成およびCが1.
20wt%以下、Siが0.20wt%以上でM n
/ S iが1.00以上のCrが8.0〜30.0w
t%のCr系、またはCrが8.0〜30.0wt%、
Niが8.0〜22.0wt%のCr−Ni系のステン
レス組成の溶湯をアトマイズすることにより、平均粒径
が20μm(ここで言う「平均粒径」とは、微粉側から
の累積体積が50%となる粉末の粒径である)の射出成
形に好適な粒子形状をもち、かつ焼結性に優れた表面(
酸化物)から成るステンレス鋼微粉を製造できる。
したがって、第1図に示すように、当該ステンレス鋼微
粉を焼結すると相対密度比(真密度に対する密度比)が
92%以上で閉空孔から成る、Cが0.05wt%以下
のときの耐食性に優れたステンレス焼結材料を得ること
ができる。
(2)第3図および第5図に示すように、Niが1.0
〜4.0wt%、MOが0.3〜4.0wt%、Cuh
(0,5〜5.Owt%のうち1 fff1以上を上記
(1)のCr系、またはCr−Ni系に合金することに
より、Cが0.05wt%以下のときのステンレス焼結
材料の耐食性の向上が達成できる。
〜4.0wt%、MOが0.3〜4.0wt%、Cuh
(0,5〜5.Owt%のうち1 fff1以上を上記
(1)のCr系、またはCr−Ni系に合金することに
より、Cが0.05wt%以下のときのステンレス焼結
材料の耐食性の向上が達成できる。
(3)第6図に示すように、Snが0.05〜2.00
wt%、Sが0.02〜0.05wt%、Seが0.0
5〜0.20wt%、Teが0.05〜0.20wt%
のうちの1種以上を上記(1)および(2)のCr系ま
たはCr−Ni系に合金することにより、Cが0.05
wt%以下のときのステンレス焼結材料の切削性の向上
が達成できる。
wt%、Sが0.02〜0.05wt%、Seが0.0
5〜0.20wt%、Teが0.05〜0.20wt%
のうちの1種以上を上記(1)および(2)のCr系ま
たはCr−Ni系に合金することにより、Cが0.05
wt%以下のときのステンレス焼結材料の切削性の向上
が達成できる。
すなわち、本発明の第1の態様は、Si:0.20wt
%以上でM n / S iが1.00以上、平均粒径
が20μm以下であることを特徴とするステンレス鋼微
粉を提供するものである。
%以上でM n / S iが1.00以上、平均粒径
が20μm以下であることを特徴とするステンレス鋼微
粉を提供するものである。
また、本発明の第2の態様は、C,1,20wt%以下
、Si;0.20wt%以上でMn/Siが1,00以
上、Cr;8.0〜30.011t%、不純物を除き残
部が実質的にFe、平均粒径が20μm以下であること
を特徴とするステンレス鋼微粉を提供するものである。
、Si;0.20wt%以上でMn/Siが1,00以
上、Cr;8.0〜30.011t%、不純物を除き残
部が実質的にFe、平均粒径が20μm以下であること
を特徴とするステンレス鋼微粉を提供するものである。
また、本発明の第3の態様は、第2の態様において、さ
らにNiを1.0〜4.0wt%含有させることを特徴
とするステンレス鋼微粉を提供するものである。
らにNiを1.0〜4.0wt%含有させることを特徴
とするステンレス鋼微粉を提供するものである。
また、本発明の第4の態様は、第2の態様において、さ
らにNiを8.0〜22.Owt%含有させることを特
徴とするステンレス鋼微粉を提供するものである。
らにNiを8.0〜22.Owt%含有させることを特
徴とするステンレス鋼微粉を提供するものである。
また、本発明の第5の態様は、第2ないし第4の態様の
いずれかにおいて、さらにMOを0.3〜4.Owt、
%含有させることを特徴とするステンレス鋼微粉を提供
するものである。
いずれかにおいて、さらにMOを0.3〜4.Owt、
%含有させることを特徴とするステンレス鋼微粉を提供
するものである。
また、本発明の第6の態様は、第2ないし第5の態様の
いずれかにおいて、さらにCuを0.5〜5.0’wt
%含有させることを特徴とするステンレス鋼微粉を提供
するものである。
いずれかにおいて、さらにCuを0.5〜5.0’wt
%含有させることを特徴とするステンレス鋼微粉を提供
するものである。
また、本発明の第7の態様は、第2ないし第6の態様の
いずれかにおいて、さらにSn;0.05〜2.00w
t%、S、0.02〜0.50wt%、Se ; 0.
05〜0.20wt%、Te : 0.05〜0.20
wt%の1種以上を含有させることを特徴とするステン
レス鋼微粉を)是供するものである。
いずれかにおいて、さらにSn;0.05〜2.00w
t%、S、0.02〜0.50wt%、Se ; 0.
05〜0.20wt%、Te : 0.05〜0.20
wt%の1種以上を含有させることを特徴とするステン
レス鋼微粉を)是供するものである。
また、本発明の第8の態様は、第1ないし第7の態様の
いずれかのステンレス鋼微粉を用いて焼結したステンレ
ス焼結材料であって、C;0.05wt%以下、他は前
記ステンレス鋼微粉と同じ合金組成を有し、真密度に対
する密度比が92%以上であることを特徴とするステン
レス焼結材料を提供するものである。
いずれかのステンレス鋼微粉を用いて焼結したステンレ
ス焼結材料であって、C;0.05wt%以下、他は前
記ステンレス鋼微粉と同じ合金組成を有し、真密度に対
する密度比が92%以上であることを特徴とするステン
レス焼結材料を提供するものである。
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
まず、射出成形用のステンレス鋼微粉に具備すべき限定
理由について説明する。
理由について説明する。
粉末の球状化の程度を評価するために、■タップ密度、
■見掛は密度および■コンパウンド粘度との関係を調べ
た。 ■、■によって、粉末の充填性よりその球状性を
知ることができる。 また、■は、射出性の観点から直
接要求される特性であり、コンパウンドの滑り易さより
その球状性を知ることができる。
■見掛は密度および■コンパウンド粘度との関係を調べ
た。 ■、■によって、粉末の充填性よりその球状性を
知ることができる。 また、■は、射出性の観点から直
接要求される特性であり、コンパウンドの滑り易さより
その球状性を知ることができる。
■Cの含有率を1.20wt%以下に限定するのは以下
の理由による。
の理由による。
通常、溶製ステンレス鋼においては、耐食性の観点から
、含有炭素量を極力低く押える必要がある。 また、プ
レス成形を利用して製造される焼結ステンレス鋼や原料
粉末においては、耐食性の観点に加えて、プレス成形時
の圧縮性の観点から、溶製材以上に含有炭素の軽減が要
求される。 しかし、射出成形法を利用してステンレス
焼結鋼を製造する場合は、いくら低炭素の原料粉末を使
用しても、加工性の観点では射出成形性を向上させるこ
とはなく、耐食性の観点でも、脱脂時に有機バインダに
起因する炭素によフて汚染されるため、利点がないこと
がわかった。 さらに、真空中で焼結することによって
、原料粉末に起因する炭素も、有機バインダに起因する
炭素も、同様に除去できることがわかった。
、含有炭素量を極力低く押える必要がある。 また、プ
レス成形を利用して製造される焼結ステンレス鋼や原料
粉末においては、耐食性の観点に加えて、プレス成形時
の圧縮性の観点から、溶製材以上に含有炭素の軽減が要
求される。 しかし、射出成形法を利用してステンレス
焼結鋼を製造する場合は、いくら低炭素の原料粉末を使
用しても、加工性の観点では射出成形性を向上させるこ
とはなく、耐食性の観点でも、脱脂時に有機バインダに
起因する炭素によフて汚染されるため、利点がないこと
がわかった。 さらに、真空中で焼結することによって
、原料粉末に起因する炭素も、有機バインダに起因する
炭素も、同様に除去できることがわかった。
そこで、粉末の含有する炭素を低減するのではなく、む
しろ、増加させることによって、粉末特性の改良を試み
た。 その結果、炭素量の付加は、高圧媒体を利用した
アトマイズ微粉末の充填性を改良する(球状化する)こ
とを実験によって見出した。
しろ、増加させることによって、粉末特性の改良を試み
た。 その結果、炭素量の付加は、高圧媒体を利用した
アトマイズ微粉末の充填性を改良する(球状化する)こ
とを実験によって見出した。
これは、ステンレス鋼の合金組成の溶湯へのCの合金化
により溶湯中酸素量の低下にともない、溶湯粘度が低下
および融点が低下することによって、アトマイズ粒子は
球状化するものと考えられる。 例えば、第1表から第
3表に示す1000にgf/cm2の水圧のもとで噴射
した円環状の水ジェツトで水アトマイズした平均粒径が
8.0〜9.0μmのステンレス鋼微粉について、C合
金量が増加するに伴って見掛密度およびタップ密度の上
昇がみられ、粉末が球状化したことがわかる。
により溶湯中酸素量の低下にともない、溶湯粘度が低下
および融点が低下することによって、アトマイズ粒子は
球状化するものと考えられる。 例えば、第1表から第
3表に示す1000にgf/cm2の水圧のもとで噴射
した円環状の水ジェツトで水アトマイズした平均粒径が
8.0〜9.0μmのステンレス鋼微粉について、C合
金量が増加するに伴って見掛密度およびタップ密度の上
昇がみられ、粉末が球状化したことがわかる。
さらに、粉末とバインダとの比率が等しいコンパウンド
についても、ステンレス鋼微粉のC合金量の増加に伴っ
てコンパウンドの粘性温度の低下効果も見られる。
についても、ステンレス鋼微粉のC合金量の増加に伴っ
てコンパウンドの粘性温度の低下効果も見られる。
しかし、ステンレス鋼微粉のC合金量が1.20wt%
を超えると、アトマイズするために?8湯を注入する際
の溶湯温度の低下に伴って、その溶湯に合金化したSi
量、Mn量に対応した脱酸限界よりC−O反応による脱
酸限界が低くなり、COガスを捕捉したアトマイズ中空
粒子が生成するようになり、見掛密度およびタップ密度
はかえって低下し、コンパウンドの粘性温度は著しく増
大する。
を超えると、アトマイズするために?8湯を注入する際
の溶湯温度の低下に伴って、その溶湯に合金化したSi
量、Mn量に対応した脱酸限界よりC−O反応による脱
酸限界が低くなり、COガスを捕捉したアトマイズ中空
粒子が生成するようになり、見掛密度およびタップ密度
はかえって低下し、コンパウンドの粘性温度は著しく増
大する。
また、このコンパウンドを工業的に通常採用される焼結
温度および焼結最大時間である1350℃で4h程度の
真空焼結を施した場合、焼結体のC含有量を0.05w
t%以下に低減できないため、耐食性の劣悪化をきたす
ので、ステンレス鋼微粉の合金C量は1.20wt%以
下に限定する。
温度および焼結最大時間である1350℃で4h程度の
真空焼結を施した場合、焼結体のC含有量を0.05w
t%以下に低減できないため、耐食性の劣悪化をきたす
ので、ステンレス鋼微粉の合金C量は1.20wt%以
下に限定する。
■Si;0.20tvt%以上でM n / S iが
1.00以上に限定する理由は以下の通り′である。
1.00以上に限定する理由は以下の通り′である。
Crを合金した溶湯は、タンデイツシュノズルに溶湯温
度低下によるCr2O3を生成析出してノズル閉塞を起
こすが、C%Si、Mnを溶湯に添加することによりて
、タンデイツシュノズル通過時の溶湯温度で平衡するC
r−0脱酸限界以下に溶湯O量を調整することができ、
このノズル閉塞を防止することが可能である。
度低下によるCr2O3を生成析出してノズル閉塞を起
こすが、C%Si、Mnを溶湯に添加することによりて
、タンデイツシュノズル通過時の溶湯温度で平衡するC
r−0脱酸限界以下に溶湯O量を調整することができ、
このノズル閉塞を防止することが可能である。
例えば、C;0.01wt%、Cr;〜30.0wt%
の1500℃程度のステンレス溶湯の場合でMn無添加
のとき、Siが0.20wt%でCr−0と5t−0と
の溶湯0量がほぼ平衡し、タンデイツシュノズル閉塞せ
ずにm ?Pjyを通過させ、アトマイズできる。 よ
ってSi量は0.20wt%以上に限定する。
の1500℃程度のステンレス溶湯の場合でMn無添加
のとき、Siが0.20wt%でCr−0と5t−0と
の溶湯0量がほぼ平衡し、タンデイツシュノズル閉塞せ
ずにm ?Pjyを通過させ、アトマイズできる。 よ
ってSi量は0.20wt%以上に限定する。
なお、これにMnを添加すると、51−Mnの複合脱酸
効果によって、Cr−0脱酸限界に比べいっそう低0量
溶渇となり、溶湯温度低下によるタンデイツシュノズル
閉塞なしの、より十分な条件となし得る。
効果によって、Cr−0脱酸限界に比べいっそう低0量
溶渇となり、溶湯温度低下によるタンデイツシュノズル
閉塞なしの、より十分な条件となし得る。
ここで例えば、第1表から第3表に示した当該溶湯を水
アトマイズした合金微粉において、M n / S i
が1.00以上のとき、見掛およびタップ密度が増大し
、コンパウンドの粘性温度が低下することから、粉末が
球状化したことがわかる。
アトマイズした合金微粉において、M n / S i
が1.00以上のとき、見掛およびタップ密度が増大し
、コンパウンドの粘性温度が低下することから、粉末が
球状化したことがわかる。
また、M n / S iが1.00以上のとき、焼結
密度が増大し、焼結性の良い表面状態になったことがわ
かる。
密度が増大し、焼結性の良い表面状態になったことがわ
かる。
これは、溶湯のMn量を増加すると、アトマイズ時の粒
子表面に低融点のMnOが生成し、凝固するまでに粒子
表面層の融点の低下、表面張力の増加、粘性の低下によ
ってアトマイズ粒子が球状化するものと考えられる。
ま たM n Oはこのコンパウンドを工業的に通常採
用される焼結温度である1350℃程度の真空焼結であ
れば、コンパウンド中のCまたは溶湯合金CによってC
o還元され、焼結を阻害しないものと考えられる。
子表面に低融点のMnOが生成し、凝固するまでに粒子
表面層の融点の低下、表面張力の増加、粘性の低下によ
ってアトマイズ粒子が球状化するものと考えられる。
ま たM n Oはこのコンパウンドを工業的に通常採
用される焼結温度である1350℃程度の真空焼結であ
れば、コンパウンド中のCまたは溶湯合金CによってC
o還元され、焼結を阻害しないものと考えられる。
これに対し、Siはアトマイズ時に粒子表面に粘稠な5
i02を生成して粒子を不規則状化し、5iO7は14
00℃程度の真空中ではCによるCo還元が困難なため
焼結を阻害する。 よって、アトマイズ時の粒子の球状
化と焼結性の良い粒子表面を得るためにm (1MのM
n / S iを1.00以上に限定する。
i02を生成して粒子を不規則状化し、5iO7は14
00℃程度の真空中ではCによるCo還元が困難なため
焼結を阻害する。 よって、アトマイズ時の粒子の球状
化と焼結性の良い粒子表面を得るためにm (1MのM
n / S iを1.00以上に限定する。
■Cr ; 8. O−30,0wt%に限定する理
由は以下の通りである。
由は以下の通りである。
Crは不動態皮膜を形成し、耐食性を付与するステンレ
ス鋼の基本合金元素である。 末完。
ス鋼の基本合金元素である。 末完。
明者らによる詳細な研究の結果である第2図に示す沸騰
60%HNO3による耐食性試験によれば、平均粒径が
8.0〜9.0μmのCr含有鋼微粉(5,0〜33.
OCr −0,02C−0,70Si−1,00Mn−
0,02P−0,01wt%S−実質的に残部がFe)
を射出成形し、1350℃で4h、10−’torrで
真空焼結した閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結
材料のとき、Crが8.0wt%以上で腐食速度が顕著
に減少するが、Crが30.0wt%を超えて多く添加
されても耐食性の改善効果がないので、Cr含有量は8
0〜30.0に限定する。
60%HNO3による耐食性試験によれば、平均粒径が
8.0〜9.0μmのCr含有鋼微粉(5,0〜33.
OCr −0,02C−0,70Si−1,00Mn−
0,02P−0,01wt%S−実質的に残部がFe)
を射出成形し、1350℃で4h、10−’torrで
真空焼結した閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結
材料のとき、Crが8.0wt%以上で腐食速度が顕著
に減少するが、Crが30.0wt%を超えて多く添加
されても耐食性の改善効果がないので、Cr含有量は8
0〜30.0に限定する。
■フェライト系焼結鋼のNi;1.0〜4.0wt%に
限定する理由は以下の通りである。
限定する理由は以下の通りである。
含Crフェライト系の焼結鋼の不動態化はNiによって
助長され耐食性の向上が図れる。
助長され耐食性の向上が図れる。
本発明者らによる詳細な研究の結果である第3図に示す
25℃、1%H2SO4による耐食性試験によれば、平
均粒径が8.0〜9.0μmの18Cr−0,02C O,70Si−1,00Mn−0,02P−0,01w
t%s−実i的に残部がFeのステンレス鋼微粉を射出
成形し、1350℃×4h110−’torrで真空焼
結した閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結材料の
とき、Nfがf、0wt%以上で腐食速度が顕著に減少
するが、Niを4.0wt%を超えて多く添加しても耐
食性の改善効果がないので、本発明のフェライト系ステ
ンレス焼結鋼における耐食性改善用Nfは1.0〜4.
0wt%に限定する。
25℃、1%H2SO4による耐食性試験によれば、平
均粒径が8.0〜9.0μmの18Cr−0,02C O,70Si−1,00Mn−0,02P−0,01w
t%s−実i的に残部がFeのステンレス鋼微粉を射出
成形し、1350℃×4h110−’torrで真空焼
結した閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結材料の
とき、Nfがf、0wt%以上で腐食速度が顕著に減少
するが、Niを4.0wt%を超えて多く添加しても耐
食性の改善効果がないので、本発明のフェライト系ステ
ンレス焼結鋼における耐食性改善用Nfは1.0〜4.
0wt%に限定する。
■オーステナイト系ステンレス鋼のNi8.0〜22.
0wt%に限定する理由は以下の通りである。
0wt%に限定する理由は以下の通りである。
Niはオーステナイト系ステンレスの基本台金元素で、
γ相域を拡大してオーステナイトを安定化する。Niは
l’e、Crに比較して電気化学的に責であり、塩化物
や非酸化性酸に対し耐食性を付与し、Cr酸化物の不動
態化を強化する。 8.Owt%Cr本発明焼結鋼をオ
ーステナイト化し、塩化物や非酸化性酸への耐食性を十
分なものにするNiは8.Owj%であり、30.0w
t%Cr鋼のときNtは22.0wt%必要であり、2
2.0wt%を超えて多く添加しても本発明オーステナ
イト系ステンレス焼結鋼の耐食性改善効果がないので、
Nfは8.0〜22.0wt%に限定する。
γ相域を拡大してオーステナイトを安定化する。Niは
l’e、Crに比較して電気化学的に責であり、塩化物
や非酸化性酸に対し耐食性を付与し、Cr酸化物の不動
態化を強化する。 8.Owt%Cr本発明焼結鋼をオ
ーステナイト化し、塩化物や非酸化性酸への耐食性を十
分なものにするNiは8.Owj%であり、30.0w
t%Cr鋼のときNtは22.0wt%必要であり、2
2.0wt%を超えて多く添加しても本発明オーステナ
イト系ステンレス焼結鋼の耐食性改善効果がないので、
Nfは8.0〜22.0wt%に限定する。
■Mo ; 0.3〜4.Owt%、CuO15〜5.
0wt%の限定理由は以下の通りである。
0wt%の限定理由は以下の通りである。
Mo、Cuはフェライト系、オーステナイト系ステンレ
ス焼結鋼の不動態を安定化して耐食性を向上させる。
本発明者らによる詳細な研究の結果である第3図および
第5図(平均粒径が8.’0〜9.0μmの18Cr−
14Ni −2,5Mo−0,70Si−1,OOMn
−0,02P−0,01wt%S−実質的に残部がF
eのオーステナイト系ステンレス鋼微粉を射出成形し、
1350℃X4hr、10−’torrで真空焼結した
閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結材を沸騰40
%酢酸と1%ぎ酸の混合液で腐食)に示す耐食試験から
、本発明のフェライト系およびオーステナイト系焼結鋼
におけるMoが0.3w+t%以上、Cuが0.5wt
%以上において、それぞれ単独で、また複合で耐食速度
の減少があり、MOを4.0wt%を超えて、またCu
を5.0wt%を超えて多く添加しても耐食性改善効果
がないので、MOは0.3〜4.0wt%、Cuは0.
5〜5.0wt%にそれぞれ限定する。
ス焼結鋼の不動態を安定化して耐食性を向上させる。
本発明者らによる詳細な研究の結果である第3図および
第5図(平均粒径が8.’0〜9.0μmの18Cr−
14Ni −2,5Mo−0,70Si−1,OOMn
−0,02P−0,01wt%S−実質的に残部がF
eのオーステナイト系ステンレス鋼微粉を射出成形し、
1350℃X4hr、10−’torrで真空焼結した
閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結材を沸騰40
%酢酸と1%ぎ酸の混合液で腐食)に示す耐食試験から
、本発明のフェライト系およびオーステナイト系焼結鋼
におけるMoが0.3w+t%以上、Cuが0.5wt
%以上において、それぞれ単独で、また複合で耐食速度
の減少があり、MOを4.0wt%を超えて、またCu
を5.0wt%を超えて多く添加しても耐食性改善効果
がないので、MOは0.3〜4.0wt%、Cuは0.
5〜5.0wt%にそれぞれ限定する。
■Sn;0.05〜2゜00wt%、S:0.02〜0
.50wt%、Se;0.05〜0.20wt%に限定
する理由は以下の通りである。
.50wt%、Se;0.05〜0.20wt%に限定
する理由は以下の通りである。
Sn、3%Se、Teはそれぞれ単独あるいは複合添加
でフェライト系、オーステナイト系焼結鋼の切削性を改
善する。 本発明者らによる詳細な研究結果である第6
図(平均粒径が8.0〜9.0μmの0.70Si−1
,00μm−f8crのフェライト系ステンレス鋼微粉
、および0.70Si−1,00μm−18Cr−14
Niのオーステナイト系ステンレス鋼微粉を射出成形し
、1350℃xlhr、10−’torrで真空焼結し
た閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結材料)に示
す切削性試験から、Snは0.05*t%以上、Sは0
.02wt%以上、Seは0.05wt%、Teは0.
05wt%以上において、それぞれ単独で、また複合で
切削負荷の低下があり、Snは2.00を超えて、Sは
0.50wt%を超えて、Seは0.20wt%を超え
て、Teは0.20wt%を超えて多く添加しても切削
性改善効果がないので、Snは0.05〜2. O0w
t%、Sは0.02〜0.50wt%、Seは0.05
〜0.20wt%、Teけ0.05〜0.20wt%に
それぞれ限定する。
でフェライト系、オーステナイト系焼結鋼の切削性を改
善する。 本発明者らによる詳細な研究結果である第6
図(平均粒径が8.0〜9.0μmの0.70Si−1
,00μm−f8crのフェライト系ステンレス鋼微粉
、および0.70Si−1,00μm−18Cr−14
Niのオーステナイト系ステンレス鋼微粉を射出成形し
、1350℃xlhr、10−’torrで真空焼結し
た閉空孔からなる相対密度比が95%の焼結材料)に示
す切削性試験から、Snは0.05*t%以上、Sは0
.02wt%以上、Seは0.05wt%、Teは0.
05wt%以上において、それぞれ単独で、また複合で
切削負荷の低下があり、Snは2.00を超えて、Sは
0.50wt%を超えて、Seは0.20wt%を超え
て、Teは0.20wt%を超えて多く添加しても切削
性改善効果がないので、Snは0.05〜2. O0w
t%、Sは0.02〜0.50wt%、Seは0.05
〜0.20wt%、Teけ0.05〜0.20wt%に
それぞれ限定する。
■平均粒径を20μm以下に限定する理由は以下の通り
である。
である。
第2表に示すように、当該ステンレス鋼微粉を用いた最
終焼結材料の密度および耐食性は当該ステンレスm微粉
の平均粒度の影響を強く受ける。 平均粒径が20μm
を超えると、第1図に示すような相対焼結密度比が92
%以上の閉空孔からなる焼結材料を製造できず、相対焼
結密度比が92%未満となり第3図および第4図に示す
ように耐食性の著しい劣化をきたすので、平均粒径は2
0μm以下に限定する。
終焼結材料の密度および耐食性は当該ステンレスm微粉
の平均粒度の影響を強く受ける。 平均粒径が20μm
を超えると、第1図に示すような相対焼結密度比が92
%以上の閉空孔からなる焼結材料を製造できず、相対焼
結密度比が92%未満となり第3図および第4図に示す
ように耐食性の著しい劣化をきたすので、平均粒径は2
0μm以下に限定する。
本発明のステンレス鋼微粉は基本的には以上のように構
成されるものである。
成されるものである。
次に、当該ステンレス鋼微粉を焼結した高密度のステン
レス焼結材料の具備すべき限定理由について説明する。
レス焼結材料の具備すべき限定理由について説明する。
■焼結材料のCを0.05wt%以下に限定する理由は
以下の通りである。
以下の通りである。
不純物である微仝Cの耐食性におよぼす影うは、有機酸
による耐食試験により明確になる。
による耐食試験により明確になる。
本発明者らによる詳細な研究結果である第5図に示す沸
II!40%酢酸−1%ぎ酸混合液による腐食速度は、
C量が0.05wt%を超えると著しく増大する。 よ
って本発明ステンレス焼結鋼におけるCは0.05wt
%以下に限定する。
II!40%酢酸−1%ぎ酸混合液による腐食速度は、
C量が0.05wt%を超えると著しく増大する。 よ
って本発明ステンレス焼結鋼におけるCは0.05wt
%以下に限定する。
[相]相対焼結密度比を92%以上に限定する理由は以
下の通りである。
下の通りである。
相対焼結密度比は、焼結材料の耐食性に大きな影響を及
ぼす重要な特性値である。 第3図および第4図に示す
ごとく、フェライト系およびオーステナイト系において
も、相対焼結密度比が92%以上のとき、耐食性は著し
く向上する。
ぼす重要な特性値である。 第3図および第4図に示す
ごとく、フェライト系およびオーステナイト系において
も、相対焼結密度比が92%以上のとき、耐食性は著し
く向上する。
これは、第1図に示すように相対焼結密度比が92%以
上のときHIP密度が上昇することかられかるように、
閉空孔からなるためである。 よって、本発明ステンレ
ス焼結鋼の相対焼結密度比は92%以上に限定する。
上のときHIP密度が上昇することかられかるように、
閉空孔からなるためである。 よって、本発明ステンレ
ス焼結鋼の相対焼結密度比は92%以上に限定する。
次に、本発明のステンレス焼結材料は以下のようにして
製造することができる。
製造することができる。
本発明のステンレス鋼微粉と適当な有機バインダーとを
加圧型ニーダ−などにより混練してコンパウンドを作製
し、射出成型機により金型に射出成形し、所定の形状の
射出成型体を得る。 得られた射出成型体を200℃〜
600℃の温度で脱脂処理を行ない、脱脂体を得る。
加圧型ニーダ−などにより混練してコンパウンドを作製
し、射出成型機により金型に射出成形し、所定の形状の
射出成型体を得る。 得られた射出成型体を200℃〜
600℃の温度で脱脂処理を行ない、脱脂体を得る。
脱脂処理は、前記射出成形体の形状を変化させずに、例
え変化しても均一に変化させることができる雰囲気であ
ればいかなる雰囲気で行つてもよいが、例えば、非酸化
性雰囲気、減圧雰囲気中で行うのがよい。
え変化しても均一に変化させることができる雰囲気であ
ればいかなる雰囲気で行つてもよいが、例えば、非酸化
性雰囲気、減圧雰囲気中で行うのがよい。
脱脂後、上述の脱脂体を焼結することにより、本発明の
ステンレス焼結材料を製造することができる。 以下、
焼結方法について説明する。
ステンレス焼結材料を製造することができる。 以下、
焼結方法について説明する。
焼結する際には、本発明の原料粉末を使用して製造した
コンパウンドを射出成形し、脱脂した脱脂体を焼結する
が、焼結工程の一部もしくは全部の過程において減圧雰
囲気を使用する。
コンパウンドを射出成形し、脱脂した脱脂体を焼結する
が、焼結工程の一部もしくは全部の過程において減圧雰
囲気を使用する。
焼結雰囲気としては、焼結中の原子拡散を阻害するCr
等の酸化物を還元でき、なおかつ、脱脂体に多く含有さ
れる炭素を除去できる7囲気であるのが好ましい。 こ
の要件を満たす7囲気としては、通常のステンレス焼結
材料の製造と同様、水素および減圧があげられる。
等の酸化物を還元でき、なおかつ、脱脂体に多く含有さ
れる炭素を除去できる7囲気であるのが好ましい。 こ
の要件を満たす7囲気としては、通常のステンレス焼結
材料の製造と同様、水素および減圧があげられる。
しかし、水素中での還元および脱炭反応は、各々、次式
のように、 MO+H,−M+H20(M :金属)・・・還元C+
H20= CO+ H2(C:固溶炭素)・・・脱炭 P H20/ P H2が低いほど還元は進行し、P
1(20/ P H2が高いぼど脱炭は進行するため、
両者の反応を同時に効率よく進行させるには困難が伴な
う。 特に、ステンレスのように゛難還元性のCr酸化
物を含み、脱脂体のように高い値の炭素を含有する場合
は、水素雰囲気の使用は得策ではない。 一方、減圧7
囲気中での還元、脱炭は次式のように、 MO+C−M+CO・・・還元、脱炭 同時に進行し、真空排気系によるCOガスの除去によっ
て、反応を効率よく進行させることができる。 さらに
、最終的な焼結材料の含有する酸素、炭素の値も減圧中
でのほうが低いため、本発明の焼結材料の製造方法にお
いては、焼結雰囲気を減圧雰囲気とするのが好ましい。
のように、 MO+H,−M+H20(M :金属)・・・還元C+
H20= CO+ H2(C:固溶炭素)・・・脱炭 P H20/ P H2が低いほど還元は進行し、P
1(20/ P H2が高いぼど脱炭は進行するため、
両者の反応を同時に効率よく進行させるには困難が伴な
う。 特に、ステンレスのように゛難還元性のCr酸化
物を含み、脱脂体のように高い値の炭素を含有する場合
は、水素雰囲気の使用は得策ではない。 一方、減圧7
囲気中での還元、脱炭は次式のように、 MO+C−M+CO・・・還元、脱炭 同時に進行し、真空排気系によるCOガスの除去によっ
て、反応を効率よく進行させることができる。 さらに
、最終的な焼結材料の含有する酸素、炭素の値も減圧中
でのほうが低いため、本発明の焼結材料の製造方法にお
いては、焼結雰囲気を減圧雰囲気とするのが好ましい。
Cr酸化物の還元、脱炭を効率よく進行させるためには
、減圧雰囲気の圧力は0.01torr以下好ましく、
その温度範囲は1100〜1400℃が好ましい。 ま
た、減圧雰囲気は、還元、脱炭反応の進行している過程
においてのみ必要であるため、反応終了後の過程では、
減圧以外の保護雰囲気として不活性ガス(窒素、アルゴ
ン)や低露点の水素雰囲気等が使用できる。
、減圧雰囲気の圧力は0.01torr以下好ましく、
その温度範囲は1100〜1400℃が好ましい。 ま
た、減圧雰囲気は、還元、脱炭反応の進行している過程
においてのみ必要であるため、反応終了後の過程では、
減圧以外の保護雰囲気として不活性ガス(窒素、アルゴ
ン)や低露点の水素雰囲気等が使用できる。
以上のように、減圧雰囲気で焼結することによって、耐
食性に優れる低炭素、低酸素のステンレス焼結材を効率
よく製造することができる。
食性に優れる低炭素、低酸素のステンレス焼結材を効率
よく製造することができる。
〈実施例〉
以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
第1表、第2表および第3表に、水アトマイズ法で製造
した高密度のステンレス焼結材料用のフェライト系およ
びオーステナイト系のステンレス鋼微粉と当該ステンレ
ス鋼微粉を焼結して作製した焼結材料の本発明例を比較
例とともに示す。
した高密度のステンレス焼結材料用のフェライト系およ
びオーステナイト系のステンレス鋼微粉と当該ステンレ
ス鋼微粉を焼結して作製した焼結材料の本発明例を比較
例とともに示す。
高周波話導電気溶解炉で溶製したフェライト系、オース
テナイト系ステンレス合金鋼の溶湯をタンデイツシュ底
の耐火材製の細孔ノズルから鉛直下に流下注入し、その
まわりから1000 Kgf/cm2の水圧をかけて下
すぼまり形の円環状の水ジェッ1−を噴射して水アトマ
イズして、それぞれの化学組成を持つフェライト系、オ
ーステナイト系のステンレス合金微粉を作製した。
テナイト系ステンレス合金鋼の溶湯をタンデイツシュ底
の耐火材製の細孔ノズルから鉛直下に流下注入し、その
まわりから1000 Kgf/cm2の水圧をかけて下
すぼまり形の円環状の水ジェッ1−を噴射して水アトマ
イズして、それぞれの化学組成を持つフェライト系、オ
ーステナイト系のステンレス合金微粉を作製した。
得られたステンレス合金微粉についてマイクロトラック
粒度分析計により平均粒径(m精側から累積体積が50
%となる粒径)、見掛密度およびタップ密度を測定した
。
粒度分析計により平均粒径(m精側から累積体積が50
%となる粒径)、見掛密度およびタップ密度を測定した
。
次に、これらの合金微粉と46■0℃%のワックス系の
有機バインダーとを加圧型ニゲ−により混練してコンパ
ウンドを作製し、フローテスターにより荷重10kgの
もと直径が1mmで長さ1mmのダイにより粘度(to
op(ポアズ)となる温度)を測定した。
有機バインダーとを加圧型ニゲ−により混練してコンパ
ウンドを作製し、フローテスターにより荷重10kgの
もと直径が1mmで長さ1mmのダイにより粘度(to
op(ポアズ)となる温度)を測定した。
次に、粘度測定に使用したコンパウンドを、射出ノズル
温度145℃、金型温度30℃の条件で、幅40×長さ
20X厚み2mmの試験片に肘用成形した。 射出成形
体は、窒素霊囲気中、常温より+10℃/hの速度で6
00℃まで昇温の後、1h保持して脱脂処理を行なった
。 脱脂体は、0.0001T o r rの減圧下、
1350℃で4h保持して焼結した。
温度145℃、金型温度30℃の条件で、幅40×長さ
20X厚み2mmの試験片に肘用成形した。 射出成形
体は、窒素霊囲気中、常温より+10℃/hの速度で6
00℃まで昇温の後、1h保持して脱脂処理を行なった
。 脱脂体は、0.0001T o r rの減圧下、
1350℃で4h保持して焼結した。
得られた焼結材料は、水中重量測定法により、密度比を
求めた。 また、同一条件で作製した他の焼結材料でC
分析を行ない、他の焼結材料で第1図に示ずHIP処理
による密度上昇実験を行なうとともに、第2図〜第5図
に示す耐食性試験を行ない、さらに他の焼結材料で第6
図に示す切削試験を行なった。
求めた。 また、同一条件で作製した他の焼結材料でC
分析を行ない、他の焼結材料で第1図に示ずHIP処理
による密度上昇実験を行なうとともに、第2図〜第5図
に示す耐食性試験を行ない、さらに他の焼結材料で第6
図に示す切削試験を行なった。
第1表の実施例記号1〜19と39〜49および第3表
の実施例記号55〜69から明らかなように、C,0,
01〜0.02wt%の実質的にCを含まない場合また
Cを含む場合でC;1.20wt%以下、Si;0.2
0wt%以上でM n / S iが1.00以上であ
る、Cr:8.0〜30.0wt%の平均粒径が20μ
m以下のフェライト系ステンレス鋼微粉およびCr ;
8.0〜30.0wt%、Ni;8.O〜22.0w
t%の平均粒径が20μm以下のオーステナイト系ステ
ンレス鋼微粉において、M n / S iの増加に伴
なって、またCの増加に伴なって見掛密度およびタップ
密度が大きな値を示し、そのコンパウンドの粘度も低い
(低温はど低粘度である)値を示し、粉末が球状化し、
射出成形性に優れていることがわかる。
の実施例記号55〜69から明らかなように、C,0,
01〜0.02wt%の実質的にCを含まない場合また
Cを含む場合でC;1.20wt%以下、Si;0.2
0wt%以上でM n / S iが1.00以上であ
る、Cr:8.0〜30.0wt%の平均粒径が20μ
m以下のフェライト系ステンレス鋼微粉およびCr ;
8.0〜30.0wt%、Ni;8.O〜22.0w
t%の平均粒径が20μm以下のオーステナイト系ステ
ンレス鋼微粉において、M n / S iの増加に伴
なって、またCの増加に伴なって見掛密度およびタップ
密度が大きな値を示し、そのコンパウンドの粘度も低い
(低温はど低粘度である)値を示し、粉末が球状化し、
射出成形性に優れていることがわかる。
また、焼結材料CFxが0.05wt%以下で、相対焼
結密度が92%以上の焼結材料を得た。
結密度が92%以上の焼結材料を得た。
第1表の実施例記号20〜38と第2表の実施例記号5
0〜54および第3表の実施例記号70〜88から明ら
かなように、N1、MOlCu、Sn、S、Seおよび
Teを単独または複合して含む本発明ステンレス鋼微粉
は、いずれも球状化した射出成形性に優れたアトマイズ
粉末であり、その焼結材料C量が0.01wt%で、相
対焼結密度比が92%以上の焼結材料を得た。
0〜54および第3表の実施例記号70〜88から明ら
かなように、N1、MOlCu、Sn、S、Seおよび
Teを単独または複合して含む本発明ステンレス鋼微粉
は、いずれも球状化した射出成形性に優れたアトマイズ
粉末であり、その焼結材料C量が0.01wt%で、相
対焼結密度比が92%以上の焼結材料を得た。
第2表の実施例記号50〜54から明らかなように、平
均粒径が20μm以下の本発明Ni含有フェライト系ス
テンレス鋼微粉において、平均粒径が大きくなるに従っ
て、その見掛密度およびタップ密度は高い値を示し、そ
のコンパウンドの粘度は低い値になるが、相対焼結密度
比が低下する。 平均粒径が20μm以下のとき、相対
焼結密度比が92%以上の耐食性のよい焼結体を得る。
均粒径が20μm以下の本発明Ni含有フェライト系ス
テンレス鋼微粉において、平均粒径が大きくなるに従っ
て、その見掛密度およびタップ密度は高い値を示し、そ
のコンパウンドの粘度は低い値になるが、相対焼結密度
比が低下する。 平均粒径が20μm以下のとき、相対
焼結密度比が92%以上の耐食性のよい焼結体を得る。
この平均粒径と相対焼結密度比の関係は、オーステナ
イト系ステンレス鋼微粉とその焼結材料についても同様
のことがいえる。
イト系ステンレス鋼微粉とその焼結材料についても同様
のことがいえる。
第1図は、第1表および第3表の本発明例である実施例
記号8および61のフェライト系およびオーステナイト
系のステンレス鋼微粉を用いたコンパウンドを射出成形
し、1250〜1350℃で4h真空焼結を行なった焼
結材料について、1350℃で1h、Ar中で100k
gf/cm2の圧力で)fIP処理した際の焼結材料の
相対密度比とHIP処理後の相対密度比の関係を示す。
記号8および61のフェライト系およびオーステナイト
系のステンレス鋼微粉を用いたコンパウンドを射出成形
し、1250〜1350℃で4h真空焼結を行なった焼
結材料について、1350℃で1h、Ar中で100k
gf/cm2の圧力で)fIP処理した際の焼結材料の
相対密度比とHIP処理後の相対密度比の関係を示す。
これから明らかなように、焼結材料の相対密度比が9
2%以上で閉空孔となり、HIP処理後の相対密度比が
一段と向上することがわかる。
2%以上で閉空孔となり、HIP処理後の相対密度比が
一段と向上することがわかる。
第2図は、平均粒径が8.0〜9.0μmの5.0〜3
3.0Cr−0.02C−0.70S i−1,OOM
n−o、 O1wt%S−実質的に残部がFeのフェラ
イト系Cr含有水アトマイズ鋼微粉を射出成形し、13
50℃で4h、10−’torrで真空焼結した閉空孔
からなる相対焼結密度比が95%の焼結材料の沸騰60
%HNOj溶液による腐食試験を示す。
3.0Cr−0.02C−0.70S i−1,OOM
n−o、 O1wt%S−実質的に残部がFeのフェラ
イト系Cr含有水アトマイズ鋼微粉を射出成形し、13
50℃で4h、10−’torrで真空焼結した閉空孔
からなる相対焼結密度比が95%の焼結材料の沸騰60
%HNOj溶液による腐食試験を示す。
これから明らかなように、Crが8.0wt%以上で腐
食速度が著しく減少し、30.0wt%を超えても耐食
性の改善効果がないことがわかる。
食速度が著しく減少し、30.0wt%を超えても耐食
性の改善効果がないことがわかる。
第3図は、平均粒径が8.0〜9.Olim(D18.
23Cr−0,02C−0,70Si −1、OOMn
−0,02P−0,01+vt%S−実質的に残部がF
eを基本合金組成とし、N i ; 0.8〜5. O
at%、Mo;0.2〜5.0wt%、Cu ; 0.
2〜6.0wt%の範囲で各々単独で、あるいは複合で
添加し、たフェライト系ステンレス鋼微粉を射出成形し
、1250〜1350℃X4h、10−’torrで真
空焼結した相対密度比が90%以上の焼結材料の25℃
、1%H2S O4溶液による腐食試験を示す。
23Cr−0,02C−0,70Si −1、OOMn
−0,02P−0,01+vt%S−実質的に残部がF
eを基本合金組成とし、N i ; 0.8〜5. O
at%、Mo;0.2〜5.0wt%、Cu ; 0.
2〜6.0wt%の範囲で各々単独で、あるいは複合で
添加し、たフェライト系ステンレス鋼微粉を射出成形し
、1250〜1350℃X4h、10−’torrで真
空焼結した相対密度比が90%以上の焼結材料の25℃
、1%H2S O4溶液による腐食試験を示す。
これから明らかなように、相対密度比か92%以上のと
き閉空孔からなるため腐食速度が著しく減少することが
わかる。 また、閉空孔からなる相対密度比が95%の
とき、Niが1、Owt、%以上で、MOが0.3wt
%以上、Cuが0.5wt%以上で各々単独で、また複
合で腐食速度が著シ、<減少するが、Niが4.0wt
%を超えてMOが4.0wt%を超えて、Cuが5.O
wt%を超えても耐食性改善効果がないことがわかる。
き閉空孔からなるため腐食速度が著しく減少することが
わかる。 また、閉空孔からなる相対密度比が95%の
とき、Niが1、Owt、%以上で、MOが0.3wt
%以上、Cuが0.5wt%以上で各々単独で、また複
合で腐食速度が著シ、<減少するが、Niが4.0wt
%を超えてMOが4.0wt%を超えて、Cuが5.O
wt%を超えても耐食性改善効果がないことがわかる。
第4図は、第3表の本発明例である実施例記号61のオ
ーステナイト系ステンレス鋼微粉を射出成形し、125
0〜1350℃X4h、10−’torrで真空焼結し
た相対密度比が90%以上の焼結材料の沸11.i 6
0%HNO3溶液による耐食試験を示す。
ーステナイト系ステンレス鋼微粉を射出成形し、125
0〜1350℃X4h、10−’torrで真空焼結し
た相対密度比が90%以上の焼結材料の沸11.i 6
0%HNO3溶液による耐食試験を示す。
これから明らかなように、オーステナイト系ステンレス
焼結鋼においても、相対密度比が92%以上で腐食速度
が著しく減少し、閉空孔からなることがわかる。
焼結鋼においても、相対密度比が92%以上で腐食速度
が著しく減少し、閉空孔からなることがわかる。
第5図は、平均粒径が8.0〜9,0μmの18Cr−
14Ni−2,5Mo−0,70Si−1,OOMn−
0,02P−0,01wt%S−実質的に残部がFeを
基本合金組成(焼結材料C;0.03wt%)とし、N
i;4、O〜25.0wt%、Mo ; 0.3〜5.
Owt % 、 Cu ; 0.
4 〜 6. Owt % 、 C;0
.01〜0.08wt%の範囲で各々単独で、あるいは
複合で添加したオーステナイト系ステンレス鋼微粉を射
出成形し、1350℃×4h、10−’torrで真空
焼結した相対密度比が95%の焼結材料の沸騰40%酢
酸−1%ぎ酸溶液による腐食試験を示す。
14Ni−2,5Mo−0,70Si−1,OOMn−
0,02P−0,01wt%S−実質的に残部がFeを
基本合金組成(焼結材料C;0.03wt%)とし、N
i;4、O〜25.0wt%、Mo ; 0.3〜5.
Owt % 、 Cu ; 0.
4 〜 6. Owt % 、 C;0
.01〜0.08wt%の範囲で各々単独で、あるいは
複合で添加したオーステナイト系ステンレス鋼微粉を射
出成形し、1350℃×4h、10−’torrで真空
焼結した相対密度比が95%の焼結材料の沸騰40%酢
酸−1%ぎ酸溶液による腐食試験を示す。
これから明らかなように、Niが8.0wt%以上で、
Moが0.3wt%以上で、Cuか0.5*t%以上で
、Cが0.05+vt%以下でそれぞれ単独で、あるい
は複合で腐食速度が著しく減少し、Niが22.0wt
%を超えて、M。
Moが0.3wt%以上で、Cuか0.5*t%以上で
、Cが0.05+vt%以下でそれぞれ単独で、あるい
は複合で腐食速度が著しく減少し、Niが22.0wt
%を超えて、M。
か4.0wt%を超えて、Cuが5.0wt%を超えて
も耐食性改善効果がないことがわかる。
も耐食性改善効果がないことがわかる。
第6図は、平均粒径が8.0〜9.0μmの0.70S
i−1,00Mn−18Crのフェライト系ステンレス
鋼微粉および0.703i−1,00Mn−18Cr−
14Niのオーステナイト系ステンレス鋼微粉を基本合
金とし、S n ; 0. 03〜2. 5wt%、S
:0、01〜0.60wt%、Se;0.025〜0.
25wt%、Te ;o、025〜0.25wt%の範
囲で各々単独で、あるいは複合で添加し、射出成形して
1350℃x4h、10−’torrで真空焼結した相
対密度比が95%の焼結材料の5KH−9のφ1mmの
ドリルによる回転速度; 410 m / sでの乾式
穿孔切削試験を示す。
i−1,00Mn−18Crのフェライト系ステンレス
鋼微粉および0.703i−1,00Mn−18Cr−
14Niのオーステナイト系ステンレス鋼微粉を基本合
金とし、S n ; 0. 03〜2. 5wt%、S
:0、01〜0.60wt%、Se;0.025〜0.
25wt%、Te ;o、025〜0.25wt%の範
囲で各々単独で、あるいは複合で添加し、射出成形して
1350℃x4h、10−’torrで真空焼結した相
対密度比が95%の焼結材料の5KH−9のφ1mmの
ドリルによる回転速度; 410 m / sでの乾式
穿孔切削試験を示す。
これから明らかなように、Snが0.05wt%以上で
、Sが0.02wt%以上で、Seが0.05wt%以
上で、Teが0.05wt%以上でおのおの単独で、ま
た複合で切削トルクが著しく低下するが、Snが2.0
0wt%を超えて、Sが0.50wt%を超えて、Se
が0.20wt%を超えて、Teが0.20wt%を超
えても切削トルクの改善効果がないことがわかる。
、Sが0.02wt%以上で、Seが0.05wt%以
上で、Teが0.05wt%以上でおのおの単独で、ま
た複合で切削トルクが著しく低下するが、Snが2.0
0wt%を超えて、Sが0.50wt%を超えて、Se
が0.20wt%を超えて、Teが0.20wt%を超
えても切削トルクの改善効果がないことがわかる。
〈発明の効果〉
以上詳述したように、本発明によれば、Cr 8.O
〜30.0wt%およびCr:8.0〜30.0wt%
、Ni;8.0〜22.0wt%の溶湯にC;51.2
0wt%、S 1 : ≧ 0.20wt% で M
n / S i ≧ 1 00となるよう
に成分調整した溶湯をアトマイズして平均粒径を20μ
m以下の微粉末とすることによって、球状化を図って、
かつ表面状態を改質して射出成形性と焼結性を改善した
ステンレス鋼微粉を提供することができ、当該ステンレ
ス鋼微粉を用いることにより相対密度比が92%以上、
Cが0.05wt%以下の高耐食性高密度ステンレス焼
結材料を提供することができる。
〜30.0wt%およびCr:8.0〜30.0wt%
、Ni;8.0〜22.0wt%の溶湯にC;51.2
0wt%、S 1 : ≧ 0.20wt% で M
n / S i ≧ 1 00となるよう
に成分調整した溶湯をアトマイズして平均粒径を20μ
m以下の微粉末とすることによって、球状化を図って、
かつ表面状態を改質して射出成形性と焼結性を改善した
ステンレス鋼微粉を提供することができ、当該ステンレ
ス鋼微粉を用いることにより相対密度比が92%以上、
Cが0.05wt%以下の高耐食性高密度ステンレス焼
結材料を提供することができる。
また、本発明によれば、フェライト系においてはN i
; 1 、 0〜4. 0wt%、フェライト系およ
びオーステナイト系においてはM。
; 1 、 0〜4. 0wt%、フェライト系およ
びオーステナイト系においてはM。
O,3〜4.0wt%、Cu;0.5〜5.0wt%の
うちの1種以上を上記溶湯に合金し、アトマイズして平
均粒径が20μm以下の微粉末とすることによって、射
出成形−焼結材料の相対密度比が92%以上、Cが0.
05wt%以下の耐食性を一段と改善したステンレス焼
結材料および当該焼結材料を得るためのステンレス鋼微
粉を提供することができる。
うちの1種以上を上記溶湯に合金し、アトマイズして平
均粒径が20μm以下の微粉末とすることによって、射
出成形−焼結材料の相対密度比が92%以上、Cが0.
05wt%以下の耐食性を一段と改善したステンレス焼
結材料および当該焼結材料を得るためのステンレス鋼微
粉を提供することができる。
さらにまた、本発明によれば、フェライト系およびオー
ステナイト系においてSn;0.05〜2.00胃し%
、S、0.02〜0.50wt%、Se ;0.05〜
0.20wt%、T e ; 0. 05〜0. 20
wt%のうちの1種以上を上記溶湯に合金し、アトマイ
ズして平均粒径が20μm以下の微粉末とすることによ
って、射出成形−焼結材料の相対密度比が92%以上、
Cが0.05wt%以下の切削性を改善したステンレス
焼結材料および当該焼結材料を得るためのステンレス鋼
微粉を提供することができる。
ステナイト系においてSn;0.05〜2.00胃し%
、S、0.02〜0.50wt%、Se ;0.05〜
0.20wt%、T e ; 0. 05〜0. 20
wt%のうちの1種以上を上記溶湯に合金し、アトマイ
ズして平均粒径が20μm以下の微粉末とすることによ
って、射出成形−焼結材料の相対密度比が92%以上、
Cが0.05wt%以下の切削性を改善したステンレス
焼結材料および当該焼結材料を得るためのステンレス鋼
微粉を提供することができる。
第1図は、焼結材料の相対密度とHIP処理後の相対密
度の関係を示すグラフである。 第2図は、フェライト系ステンレス焼結材料のCr含有
(合金)4iと沸騰60%HNO!溶液での腐食速度の
関係を示すグラフである。 第3図は、Ni%Mo、Cuを合金したフェライト系ス
テンレス焼結材料の相対焼結密度と25℃、1%H2S
o4溶液での腐食速度の関係を示すグラフである。 第4図は、オーステナイト系ステンレス焼結材料の相対
焼結密度と沸騰60%HNO3溶液での腐食速度の関係
を示すグラフである。 第5図は、オーステナイト系ステンレス焼結材料のNi
、Mo、Cu、C含有(合金)量と沸1]i40%酢酸
−1%ぎ酸溶液での腐食速度の関係を示すグラフである
。 第6図は、フェライト系およびオーステナイト系ステン
レス焼結材料のSn、S、Se、Te含有(合金)量と
ドリル穿孔トルクの関係を示すグラフである。
度の関係を示すグラフである。 第2図は、フェライト系ステンレス焼結材料のCr含有
(合金)4iと沸騰60%HNO!溶液での腐食速度の
関係を示すグラフである。 第3図は、Ni%Mo、Cuを合金したフェライト系ス
テンレス焼結材料の相対焼結密度と25℃、1%H2S
o4溶液での腐食速度の関係を示すグラフである。 第4図は、オーステナイト系ステンレス焼結材料の相対
焼結密度と沸騰60%HNO3溶液での腐食速度の関係
を示すグラフである。 第5図は、オーステナイト系ステンレス焼結材料のNi
、Mo、Cu、C含有(合金)量と沸1]i40%酢酸
−1%ぎ酸溶液での腐食速度の関係を示すグラフである
。 第6図は、フェライト系およびオーステナイト系ステン
レス焼結材料のSn、S、Se、Te含有(合金)量と
ドリル穿孔トルクの関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (1)Si;0.20wt%以上でMn/Siが1.0
0以上、平均粒径が20μm以下であることを特徴とす
るステンレス鋼微粉。 (2)C;1.20wt%以下、Si;0.20wt%
以上でMn/Siが1.00以上、Cr;8.0〜30
.0wt%、不純物を除き残部が実質的にFe、平均粒
径が20μm以下であることを特徴とするステンレス鋼
微粉。 (3)請求項2に記載のステンレス鋼微粉において、さ
らにNiを1.0〜4.0wt%含有させることを特徴
とするステンレス鋼微粉。 (4)請求項2に記載のステンレス鋼微粉において、さ
らにNiを8.0〜22.0wt%含有させることを特
徴とするステンレス鋼微粉。 (5)請求項2ないし4のいずれかに記載のステンレス
鋼微粉において、さらにMoを 0.3〜4.0wt%含有させることを特徴とするステ
ンレス鋼微粉。 (6)請求項2ないし5のいずれかに記載のステンレス
鋼微粉において、さらにCuを 0.5〜5.0wt%含有させることを特徴とするステ
ンレス鋼微粉。 (7)請求項2ないし6のいずれかに記載のステンレス
鋼微粉において、さらにSn; 0.05〜2.00wt%、S;0.02〜0.50w
t%、Se;0.05〜0.20wt%、Te;0.0
5〜0.20wt%の1種以上を含有させることを特徴
とするステンレス鋼微粉。 (8)請求項1ないし7のいずれかに記載のステンレス
鋼微粉を用いて焼結したステンレス焼結材料であって、
C;0.05wt%以下、他は前記ステンレス鋼微粉と
同じ合金組成を有し、真密度に対する密度比が92%以
上であることを特徴とするステンレス焼結材料。
Priority Applications (8)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63206719A JPH0257606A (ja) | 1988-08-20 | 1988-08-20 | ステンレス鋼微粉および焼結材料 |
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