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Mo 系低合金焼結鋼の靱性および疲労強度向上のための

焼結冷間鍛造工法と浸炭熱処理条件の最適化

Optimization of Sintering, Cold-forging and Carburizing Processes to Improve

Toughness and Fatigue Strength of Sintered Mo-Alloyed Steel

鎌 腰 雄一郎

＊,＊＊

・荘 司 郁 夫

＊＊

・井 上 紀 子

＊＊＊

・福 田 俊 二

＊

Yuichiroh KAMAKOSHI, Ikuo SHOHJI, Noriko INOUE and Shunji FUKUDA

（Received June 29, 2018）

The aim of this study is to obtain the high fatigue strength of 0.35%C-1%Mo sintered steel by the combination process of primary-sintering（PS）, cold-forging（CF）, carburizing and carbonitriding, quenching and tempering.

The impact energy of the PS specimen increases exponentially at high PS temperatures. It becomes very high in case of the conditions of PS density of 7.4 Mg/m3 _{and PS temperature ranging from 1075℃ to 1100℃. Also, the impact energy depends on}

the volume diffusion in the sintered material and it was found that the impact energy is directly proportional to logarithm of the diffusion length of Fe atoms in γ-Fe.

From investigations of both the impact load profile and the microstructure of PS-CF specimens, it was found that micro-cracks occur on the surface layer of specimens by CF load, irrespective of PS conditions: PS temperature, PS time and the density. These micro-cracks weaken the heated PS-CF specimens. Since the heat treatment leads the diffusion bonding of micro-cracks in the surface layer, the cracks can be recovered. When the PS-CF specimens were heated by the suitable second sintering and vacuum carbonitriding, both the superior impact energy and the superior fatigue limit of bending strength were obtained compared to those of wrought steel SCr420H. The results would not be obtained only by the suitable PS-CF processes, and show that the combination of heat treatments have the synergistic effect of micro-cracks recovery and pore spheroidizing, along with microstructure modification.

Key Words: High Density, Vacuum Carburizing, Charpy Impact, Fatigue Strength, Second Sintering

  ＊群馬県立群馬産業技術センター 応用機械係（〒 379-2147 群馬県前橋市亀里町 884-1）

   Applied Mechanical Engineering Section, Gunma Industrial Technology Center（884-1 Kamesato-machi, Maebashi, Gunma 379-2147）  ＊＊群馬大学大学院理工学府知能機械創製部門（〒 376-8515 群馬県桐生市天神町 1-5-1）

   Division of Mechanical Science and Technology, Graduate School of Gunma University（1-5-1, Tenjin-machi, Kiryu, Gunma 376-8515） ＊＊＊井上熱処理工業株式会社（〒 379-2101 群馬県前橋市泉沢町 1250-11）

   Inoue Heat-treatment Industrial Co.,Ltd.（1250-11, Izumisawa-machi, Maebashi, Gunma 379-2101）

1．緒 言 鉄系焼結粉は、調達が比較的容易かつ小型複雑形状部品 の大量生産が容易な材料であり、ネットシェイプによる二 次加工の省略ができること、および捨て部位の少ない省資 源性などによる総コストの低減といった長所を有する。重 量ベースで北米に比べ焼結材の自動車への採用量が約半分 の我が国においても、需要は増加傾向にある1）。鉄系焼結 材の高強度化を実現するために、溶製材と同様、主に Cr、 Ni、Mo、Cu などが添加された低合金鋼粉が開発されてい るが2）,3）、原料粉単価の上がる添加元素はより低く抑える ことが望まれている。また、焼結材は多孔質体であり、表 面欠陥および内部気孔への応力集中が、疲労強度や耐摩耗 性を低下させる要因となっている。よって、比較的容易で 有効な高強度化策の一つとして、気孔率の低減すなわち高 密度化がある。 焼 結 材 の 高 密 度 化 手 法 と し て、 熱 間 等 方 圧 加 圧 成 形 （HIP）、放電プラズマ焼結（SPS）、温間成形4）、焼結熱間鍛 造5）,6）などの研究開発がこれまでに試みられてきた。しかし、 これらは形状の制限、設備費の増加、潤滑問題、素材の肌 荒れ（酸化スケール、黒皮付着）等で、焼結の利点を低減 させる問題を有している。上記焼結の長所を活かし、高密 度化による機械物性の向上可能な手法として、焼結冷間鍛 造工法7）-9）が開発されたが、その詳細なメカニズムおよび 最終熱処理の最適化について、これまであまり言及されて いない。 そこで、本研究では Mo 系部分拡散合金粉を用い、この 工法で一般的な条件を用いた際に生起しうる現象を明らか にし、靱性、強度および疲労強度に着目して一次焼結、冷 間鍛造工程における望ましい条件を決定した。そして、そ れら条件により各工程で高密度および優れた靭性を得た。 最終的に、高密度の焼結冷間鍛造材に対し、有効な熱処理 である二次焼結および真空浸炭浸窒処理を施した際の疲労 強度向上効果を検証した。

2．実験方法 2.1 試験片作製方法 Table 1 に供試鉄粉の化学成分を示す。1.0 mass% Mo を 表面に拡散付着させたアトマイズ純鉄粉（JIP SGM10MO-CMX、JFE スチール製）に黒鉛（Gr）を 0.35 mass%、ワック ス系潤滑剤を 0.5 mass% 添加したものを供した。 Fig. 1 に試験片の作製工程を示す。図のとおり、本研究 では、粉末成形、一次焼結、後方押出し式冷間鍛造、最終 熱処理を行った。まず、成形圧 370 ∼ 980 MPa にてフロー ティングダイ法で密度（ρc：圧粉体の密度）6.8 Mg/m3∼ 7.4 Mg/m3 の 成 形 体 を 作 製 し た。 一 次 焼 結（Primary Sintering: PS）は、真空炉（真空度 30 Pa）を用いて、焼結温度 800℃∼ 1100℃、保持時間 20 min または 60 min にて実施し、ρc≒ ρPS（一次焼結体の密度）を確認した。 次に、油圧プレス機に横置きで試料を設置し、試料外 周 に 1 mm 幅 の 余 肉 を 出 す 後 方 押 出 し 式 冷 間 鍛 造（Cold Forging: CF、負荷時間 1 s 固定）を行った。その際、同組成 の溶製材の密度（7.874 Mg/m3）を 100% とした場合の密度比 で、最高約 99%（≒ 7.82 Mg/m3、水浸法による平均密度）ま で高密度化させた。上に張り出した余肉は、寸法測定後に 除去し、試験片形状を約 10 × 10 × 55 mm とした。 最後に表面熱処理として、真空浸炭浸窒処理（Vacuum Carbonitriding: VCN、浸炭条件 1000℃−150 min、C2H2によ る CP 1.3、窒化条件 860℃−80 min、NH3ガスによる窒素 ポテンシャル 0.2、油冷）を施した。また、比較用に標準的 なガス浸炭処理（Gas Carburizing: GC、浸炭条件 860℃−180 min、RX ガス + エンリッチガスによるカーボンポテンシャ ル（CP）0.9、油冷）および真空浸炭処理（Vacuum Carburizing: VC、真空度 13 Pa、浸炭条件 1000℃−150 min、C2H2によ る CP 1.3、油冷）も行った。熱処理後の焼鈍は、窒素中で 温度を 180℃に統一し、120 min 実施した。なお、ガス浸炭 処理で明らかとなった Fe の自己拡散不足、Mo および C の 偏析を改善するため、高温処理が可能な VCN、VC には、 浸炭直前に二次焼結（2nd Sintering: 2S）工程を、その有効性 を検証した上で、2S 条件 1000℃−60 min として追加した。 2.2 評価方法 密度、機械物性およびミクロ組織を各工程後に調査し、 それら結果を総合して高靱性および高疲労強度が得られ る一次焼結（PS）、冷間鍛造（CF）および熱処理（GC、2S、 VC、VCN）の最適条件を検討した。その際、試験片の平均 密度は、水浸法により測定した。ミクロ組織は、#800 エメ リー紙で機械研磨し、仕上げにバフ研磨またはイオン研磨 （Ar ミリング）を施した後、光学顕微鏡および電子顕微鏡 により観察した。各工程後の調査内容を以下に示す。 2.2.1 一次焼結材 冷間鍛造の際に亀裂を生じず、素材が優れた変形能を発 揮するため、PS 条件で決まる初期の靱性は重要である。よっ て、PS 条件が靱性に及ぼす影響をみるため、一次焼結材に シャルピー衝撃試験を実施した。試験片は ISO に基づく日 本粉末冶金工業会規格（JPMA M 05-1992 焼結金属材料衝撃 試験片）を参考にノッチなしとし、約 10 × 10×55 mm の寸 法とした。シャルピー衝撃試験は、主に 500 J 型、振り上 げ角度 145°で実施したが、必要に応じて 300 J 型計装化 シャルピー衝撃試験も実施し、衝撃波形について調査した。 2.2.2 冷間鍛造材 一次焼結材の塑性変形能を確認するため冷間鍛造し、各 種 ρPSを有する試験片の CF 後の密度（ρCF）および余肉高さ （hf）を測定した。記載の CF 荷重は装置の設定値である。 また、最終熱処理材の機械物性に影響する CF 材の機械物 性および金属組織を調査した。その際、シャルピー衝撃試 験は鍛造後余肉を除去したノッチなしシャルピー衝撃試験 片を用いて、2.2.1 と同様の条件で実施した。3 点曲げ強度 試験は、支点半径 5 mm、支点間距離 40 mm、クロスヘッ ド速度 2 mm/min で実施した。 2.2.3 表面熱処理材 冷間鍛造材への浸炭熱処理条件が試験片の機械物性に及 ぼす影響を調べるため、熱処理後の密度（ρHT）と静的曲げ 強度の関係を調査した。静的曲げ強度は、2. 2. 2 と同様に 3 点曲げ強度試験により評価した。得られた傾向から、ガ ス浸炭熱処理以上の原子拡散が必要とわかり、衝撃値およ び組織変化から CF 材に有効な 2S 条件の探索を行った。ま た、各種熱処理材の組織の特徴を調べるため、試験片断面 のビッカース硬さ分布を負荷荷重 0.2 kgf、負荷時間 5 s の 条件で測定し、X 線回折装置（XRD、Co 管球）を用いて表 面の組成比の定量分析を行った。最後に、曲げ疲労試験を 実施し、各種熱処理材の疲労強度を比較した。疲労試験は、 静的な曲げ強度試験と同様、支点半径 5 mm、支点間距離 40 mm とし、繰返し周波数 20 Hz、応力比 R=0.1 にて実施 した。

Table 1 Chemical compositions of iron powder. Chemical compositions [mass%]

C Si Mn P S Mo O Gr

0.02 0.01 0.15 0.09 0.006 0.99 0.115 0.35

Fig. 1 Schematic of fabrication process of specimen.

Cold forging (Backward extrusion, rim=1mm)

Finished by polishing and applied heat treatment process including 2nd sintering

Green compacts and sintering

3．実験結果および考察 3.1 一次焼結材の衝撃値 Fig. 2 に一次焼結材の密度（ρPS）と焼結条件がシャルピー 衝撃値に及ぼす影響を示す。衝撃試験片は、様々な成形お よび鍛造条件で行うことから、厳密には 10.0 mm 角になら ないため、相対比較できるよう旧 JIS 形式の [J/cm2] として いる。PS 温度を約 800℃∼ 1100℃で変化させた場合、PS 時間によらず、特に ρPS 7.4 Mg/m3でシャルピー衝撃値は指 数関数的に上昇した。 同様の傾向は、黒木らの研究10）によっても報告されてい る。また、Arrhenius 式に基づく素材中鉄原子の拡散距離に ついて、焼結温度を 50℃上げることと焼結時間を 2 倍に することは同等であることが報告されている5）。そのため、 拡散距離と衝撃値には相関があることがうかがえる。 Fig. 2 の PS 温度が 975℃以上のデータを用いて、式（1） で与えられる素材中 γ 鉄原子の体拡散距離（d）とシャルピー 衝撃値（Wt）をプロットしたものを Fig. 3 に示す。

d = 10

3

_{・ 2D}

v

・t

D = D

v0

・exp（−Q

v

/RT）

（1） d：γ 鉄原子の体拡散距離 [mm]、Dv：体拡散係数 [m2_/s]、t： 時間 [s]、Dv0：γ 鉄の体拡散における自己拡散係数（0.84× 10−4 _[m2_/s]）11） 、Qv：γ 鉄の体拡散における活性化エネルギー （291.3 [kJ/mol]）11）、R： 気 体 定 数（8.314 [J/K/mol]）、T： 絶 対温度 [K] 図から、PS 温度が 975℃以上では Wt と d の間には対数 式が成立し、本研究における焼結条件では体拡散が支配的 であることがわかる。例えば、ρPS 7.4 Mg/m3の PS 温度（TPS） と PS 時間（t）を決定することにより、次式のとおり Wt の 算出が可能となる。

Wt

ȡ7.4

= 22.8・ln（10

3

・ D

v 0

・exp（−Q

v

/RT

PS

）

・t）+ 202.6

（2） 式（2）から PS 条件 1050℃−60 min で Wt = 52.5、PS 条件 1100℃−20 min で Wt = 50.9 となり、Wt はほぼ一致する。よっ て、シャルピー衝撃値では 50℃の PS 温度の昇温が PS 時間 を 1/3 倍にする効果があるとわかる。このように拡散則が 適用できるということは、成形により十分に粒子が接触し 合っているため、温度および時間の組合せ条件で焼結促進 度合が決定されることを意味する。 一方、低密度になる程、粒子間接触面積が少なく体拡散 が制限され、表面拡散および粒界拡散が支配的となる。そ のため、強度不十分な焼結ネックからの破壊となり、シャ ルピー衝撃値が上がりにくくなると考えられる。よって、 ρPSを高くした上で、PS 温度を高くすることが効率良く一 次焼結体の強靭化に寄与すると考えらえる。 Fig. 4 に、ρPS 7.4 Mg/m3、PS 時間 60 min の試験片におけ る PS 温度毎の衝撃荷重−時間曲線を示す。第一ピークおよ び第二ピークを含む荷重−時間域を弾性変形から連続的な 塑性変形が開始するまでの吸収エネルギー、以降が塑性変 形から不安定および安定亀裂発生までの吸収エネルギーと 推測する。PS 温度を上げるにつれて、波形全体が右上に拡 張し、PS 時間 60 min の場合、1000℃以上ではその拡張はは ぼ飽和し、右上端の亀裂発生までの時間が延びていく傾向 が見られる。一方 1100℃の場合、PS 時間を 60 min から 180 min に増加させてもその効果は僅かである。実用上、焼結 炉は 1100℃が限界であり、長時間焼結も量産には適さない。 よって、前述の式（2）を参考に、一次焼結条件を実用的な範 囲で選択し、必要十分な衝撃値を確保すべきである。 （b）

Fig. 2 Charpy impact energy on each sintering conditions.

（a）

Fig. 3 Relationship of volume diffusion length and Charpy impact

3.2 冷間鍛造による高密度化 3.2.1 密度変化と塑性変形能 Fig. 5 に冷間鍛造（CF）後の密度（ρCF）と余肉高さ（hf）の 関係を示す。図に示したように ρPS 6.8 Mg/m3の試験片が冷 間鍛造により ρCF 7.8 Mg/m3近くに達すると、余肉に亀裂が 発生した。初期密度（ρPS）が高いほど最終密度（ρCF）の限界 値も高くなり、hf は ρCFの増加に伴い指数関数的に上昇す る傾向が確認される。また、PS 温度 975 ∼ 1075℃の範囲 では、その傾向に温度依存性はないことがわかる。 Fig. 6 に、ρPS 7.4 Mg/m3、PS 温度 1000℃および 1075℃、 PS 時間 20 min および 60 min の試験片に対して、冷間鍛造 した時の ρCFと hf の関係を示す。図より、PS 時間一定で PS 温度の依存性がないこと、塑性変形能の向上には PS 時間 を長くとることが効果的であるとわかる。PS 温度上昇は、 原子空孔を増やして拡散を促進し、炉冷組織のパーライト 割合を上げ12）高強度化する効果があるが、今回は低炭素鋼 なので大きな影響はない。徳永の先行研究13）にあるように、 PS 時間を増やすことは、焼結の進行と共に気孔を平滑化し 内部切欠き効果を下げる効果があるので、延性および靭性 を向上させる。よって、焼結材は、主に焼結時間の増加に よる延性向上により塑性変形能が向上すると考えられる。 そのため、ρCF 7.8 Mg/m3以上の真密度に近い高密度化と塑 性変形能の両立には、できるだけ ρPSを高くかつ PS 時間を 長くし、その上で PS 温度を実用可能な範囲で高くし、拡 散量を十分確保することが効果的である。ただし、同じ ρCF 7.8 Mg/m3 を実現するのに、PS 時間 60 min ではより多くの 塑性変形が必要で、20 min は少ない塑性変形量で済む。よっ て、ニアネットシェイプ重視であれば、20 min に優位性が あるため、本報ではまず 20 min を中心に調査を進めた。 3.2.2 冷間鍛造材の衝撃値、曲げ強度及び組織 Fig. 7 に、ρPS 7.4 Mg/m3、PS 条件 975℃−20 min および 1050℃−20 min の試験片の CF 直後の曲げ強度試験結果 を示す。CF 荷重は、前報12）において ρPS 6.8 ∼ 7.4 Mg/m3 の試験片を冷間鍛造した際、ρCFが飽和する傾向を示した 1200 kN までとした。図より、荷重の増加に伴い、曲げ強 度はわずかに上昇する傾向が確認された。これは、横軸を ρCFとしても同様である。この傾向は中川らの先行研究7）に 倣えば、加工硬化の影響と考えられる。 Fig. 8 に ρPS 7.4 Mg/m3、PS 条件 1050℃−20 min の試験片 を各種 CF 荷重で鍛造した試験片のシャルピー衝撃波形を 示す。ここで、各曲線には CF 荷重（FCF）および衝撃値（Wt） を示した。図より、CF 荷重が増すにつれ、始めは Wt も増 加するが、CF 荷重 700 kN 以上で減少傾向に転じることが わかる。これは他の PS 条件でも同様の傾向が確認された。 また、CF 荷重が高くなるほど第一ピーク荷重は若干下が る傾向にあり、第二ピーク荷重は Wt 同様 400 kN から 600 kN まで上昇し、700 kN 以降減少傾向に転じることが観察 された。第一および第二ピーク位置の時間方向のずれは、 表層域の密度や、加工表面の平行度および高さ等の寸法差 により初期荷重の伝達状態が変わったためと考えられる。 先行研究7）では、焼結鉄は冷間鍛造により強度が向上 するが、伸びや衝撃値は低下することが報告されている。 よって、Fig. 7 の強度向上傾向および Fig. 8 の衝撃値低下 傾向は、これまでひずみ硬化によるものと解釈されてきた。 Fig. 8 での衝撃波形の変化は、鍛造によるミクロ組織の変 化を反映しているものと考えられ、この変化を曲げ強度の 変化としてとらえることは難しいと思われる。

Fig. 4 Load-Time diagrams of Charpy impact test of specimens.

Fig. 5 Relationship between flash height and average density of

cold-forged specimens.

Fig. 6 Relationship between flash height（hf）and average density（ρCF）

of cold-forged specimens which were sintered at 1000 ℃ and 1075 ℃ and have 7.4 Mg/m3 _ρ

Fig. 8 に見られた衝撃値低下の別の原因を示すため、Fig. 9 に CF 荷重 600 ∼ 1200 kN の場合の CF 材の表層域断面金 属組織を観察した結果を示す。図（a）から、高密度化につ れ強度向上傾向が見られた CF 荷重 600 kN では通常の多孔 質組織であることがわかる。これは図（b）の 800 kN の場合 も同様である。図（c）より、強度低下した CF 荷重 950 kN で極めて微細な粒界亀裂が確認された。図（d）より、1200 kN 以上（ρHT 7.80 Mg/m3以上）の場合、および図（b）の 800 kN 以下（ρHTが 7.70 Mg/m3以下）の場合には、図（c）のよう な明確な粒界亀裂は確認されなかった。 3.3 表面熱処理 3.3.1 熱処理材の静的曲げ強度 Fig. 10 に ρPS 7.4 Mg/m3、PS 時間 20 min の試験片につい て、冷間鍛造（荷重 400 ∼ 1200 N）およびガス浸炭（GC）処 理した後の密度（ρHT ）と曲げ強度（σb）の関係を示す。ただ し、ρHTは鍛造後の密度 ρCFと殆ど差がないこと（密度変化： −0.025 ∼＋0.005 Mg/m3、220 本測定）を確認しているので 同義とみてよい。また、一次焼結体に冷間鍛造を施さずに GC 処理したものの曲げ強度範囲（1400 ∼ 1500 MPa）も示 した。図より、ρHTの増加による σbの変化に対しては、PS

Fig. 7 Effect of cold-forging load on bending strength of cold-forged PS

specimens.

Fig. 8 Effect of cold-forging load on profiles of Charpy impact test（ρPS:

7.4 Mg/m3_{, PS conditions: 1050 ℃−20 min ）.}

10μm

10μm

10μm

10μm

（b） （d）

Fig. 9 Back-scattered electron images of cross sections of PS-CF specimens（ρPS: 7.4 Mg/m3, PS conditions: 1050 ℃,

20 min）.（a）Load : 600 kN,（b）Load : 800 kN,（c）Load : 950 kN,（d）Load : 1200 kN.

温度の影響は殆ど認められない。これは、鍛造による高密 度化で粒子間接触面積が増加し、低密度（ρPS 7.4 Mg/m3以下） での一次焼結による Fe の自己拡散量より、GC での Fe の 自己拡散量が圧倒的に多くなったためと考えられる。 さらに、ρHT が 7.70 ∼ 7.76 Mg/m（密度比 97.8 ∼ 98.5%）3 の範囲で σbが冷間鍛造を施さない試験片と同レベルにまで 低下することが明らかとなった。また、ρPS 6.8 Mg/m3およ び 7.2 Mg/m3の一次焼結体に同様の CF-GC 処理した場合も、 鍛造後密度が 7.70 Mg/m（密度比 97.8%）以上で、GC 材の3 曲げ強度は極小値を示すことを確認した。 Fig. 11 に、ρPS 7.4 Mg/m3、PS 時間 60 min の試験片につ いて、冷間鍛造（荷重 400 ∼ 1200 N）および GC 処理をした 場合の σbと ρHTの関係を示す。PS 温度 1000℃の場合にば らつきがみられるものの、Fig. 10 に示した PS 時間 20 min の試験片と同様に、ρHT 7.7 Mg/m（密度比 97.8%）付近に極3 小値が存在することがわかる。なお、強度が極小値を示す 荷重域は Fig. 10 および Fig. 11 で全て 800 ∼ 950 kN であっ た。この荷重域が焼結ネックの強度限界とみられる。 よって、これら強度低下は、本研究の範囲では ρPSおよ び PS 条件によらない現象であることが明らかとなった。 この傾向は Fig. 8 で示した Wt が急激に低下を始める CF 荷 重（800 kN）とも合致している。また、PS 条件 1075℃−60 min の場合、最高密度 7.82 Mg/m3 で曲げ強度が確実に回復 し、強度低下前のレベルに戻ることがわかる。このように、 ρCFが 7.80 Mg/m3以上（CF 荷重 1200 kN）の試験片を GC 処 理することで、曲げ強度が回復する兆候が共通して見られ たことから、鍛造による亀裂の圧接および熱処理による圧 接部の原子拡散により、高強度化が進むと考えられる。 Fig. 12 に GC 処 理 材 の 浸 炭 層 断 面 金 属 組 織 を 示 す。 EPMA による元素分析を行い併せてみると、白色および薄 灰色の組織は炭素が少なく Mo が多いため、α-Fe 自己拡散 が活発であったと推測される不完全焼入れ組織である。黒 色片状に見える組織は残留グラファイトである。灰色の組 織は、炭素が多く Mo が少ないマルテンサイトおよび残留 オーステナイトである。よって、本研究の PS 材に共通す る、C および Mo 偏析組織に網目状セメンタイトが析出し ない条件でガス浸炭熱処理した場合、このように強度的に も不均一な斑模様組織となることは不可避である。これに 対し、二次焼結（2S）および真空熱処理（VC、VCN）で、Fe の自己拡散促進、圧接亀裂の拡散接合および金属組織の改 質を試みた。 3.3.2 二次焼結による組織の回復 Fig. 10 で 強 度 回 復 の 兆 候 が 見 ら れ、 高 密 度 か つ 高 強 度が得られた条件を含む、ρPS 7.4 Mg/m3、PS 条件 875 ∼ 1050℃−20 min、CF 荷重 1200 kN の試験片を用い、二次 焼結（2S）による亀裂回復および拡散効果を検証した。2S 処理は、処理時間を 60 min に固定し、処理温度（T2S）を変 化させた。 Fig. 13 に 2S 試験片のシャルピー衝撃試験結果を示す。 図 よ り、PS 条 件 1050 ℃−20 min の 試 験 片 に お い て、T2S が 1000℃以上でシャルピー衝撃値が飽和し、平均値で 437 J/cm2 にまで達することがわかった。このような極めて高い 衝撃値が得られた試験片は、2 つに分離せず、衝撃刃へ V 字型に付着して試験終了していた。そのため、得られた衝 撃値には、一部アンビル側面との摩擦損失も含まれる。そ れでも、Fig. 2 および Fig. 8 に示した PS 材および CF 材の 衝撃値が最高 60 J/cm2程度であったことから、飛躍的向上 が認められる。 以上から、適切な PS および CF 条件で、2S 時間 60 min とし、T2S 1000℃以上とすれば、二次焼結で靱性が大幅に向

Fig. 10 Relationship between bending strength and density of

PS-CF-GC specimens, ρHT（PS time: 20 min, ρPS: 7.4 Mg/m3）.

Fig. 11 Relationship between bending strength and density of

PS-CF-GC specimens, ρHT（PS time: 60 min, ρPS: 7.4 Mg/m3）.

Less Carbon

and rich Mo Graphite Residual

Rich Carbon and a little Mo

ȝP

㻌 Fig. 12 Microstructure of PS-CF-GC specimen.

 ȝP

 ȝP

 ȝP

 ȝP

上することがわかった。 ここで、Fig. 14 に Fe-Mo 系二元状態図10）を示し、この 衝撃値の向上について考察する。成形体の一次焼結段階で は、粒子間接触面積も鍛造後と比べ小さく、接触部で Mo が少ない純鉄粒の γ-Fe 体拡散が大きな割合を占めると考え られる。しかし鍛造後、その接触面積が顕著に増えると、 純鉄粉の表面に付着したまま気孔の内表面に残留する Mo 粒が純鉄粒子間接触面に挟まれ、Mo 濃化部が生成される。 Fig. 14 のとおり、極低炭素の Mo 濃化部（3.5 % 以上）で は γ-Fe が α-Fe に変化するため、接触部では α-Fe 特有の高 速拡散となり焼結ネックの成長を加速させると考えられる。 また、軟鋼の再結晶温度は 600℃であるが、冷間鍛造に より加工度が高くなると再結晶温度は下がる。最低限の再 結晶温度で結晶粒は微細化するが、温度が高すぎると粗大 化を起こす14）。よって、1000℃−60 min であれば、過度な 高温処理のため、軟化すなわち衝撃値の向上と結晶粒の粗 大化が起こるものと予想される。 そこで、Fig. 13 における 2S 温度 1000℃材の金属組織 を観察したところ、Fig. 15 に示すとおり、PS 条件で（a） 875℃−20 min よりも（b）975℃−20 min および（c）1025℃ −20 min で結晶粒の微細化が見られ、（d）1050℃−20 min では結晶粒が若干大きくなっていた。これは、冷間鍛造後 の高密度組織における高温での高速な α-Fe 拡散であって も、熱間鍛造で作られる真密度 100% の溶製材とは異なり、 粒子間接触面積が限定的であることから、より高温の拡散 条件が必要となると考えられる。すなわち、鍛造により粒 子間接触面積が一次焼結のみと比べ増加したこと、そして 2S 温度 1000℃以上にて、Mo 粒が挟まれた Fe 粒子圧接部 位での α-Fe 体拡散が至る所で発生したことで、焼結が十分 促進されたと解釈できる。よって、これは Mo 系部分拡散 合金粉を用いた PS-CF 材の 2S ならではの、大量拡散およ び微細亀裂回復による衝撃値向上現象である。 以上の結果より、2S の最適化条件では、処理温度 T2S 1000℃以上が求められる。しかし、一般的なガス浸炭炉の 場合、T2S 1000℃以上の設定は構造上困難である。そこで、 高温で 2S および浸炭焼入れの連続熱処理が可能な真空浸炭 炉を用いて、熱処理の効果を検討した。次節では、量産用 Fig. 13 Effect of second sintering temperature on impact energy（ρPS: 7.4

Mg/m3_{, 2S time: 60 min）.}

Fig. 14 Fe-Mo equilibrium diagram10）_.

（a）

（b）

（c）

（c）

Fig. 15 Comparison of optical microscope images of PS-CF specimens

after 2S at 1000 ℃, 60 min.（a）PS conditions: 875 ℃, 20 min, （b）PS conditions: 975 ℃, 20 min,（c）PS conditions: 1025 ℃,

20 min,（d）PS conditions: 1050℃, 20 min.

焼結炉でも対応可能な温度範囲で、より確実な亀裂回復傾 向を示す、優れた高密度化特性と高い塑性変形能を有する 最適条件として ρPS: 7.4 Mg/m3、PS 条件 : 1075℃−60 min、 CF 荷重 1200 kN を採用した。これに有効な 2S 条件 1000℃ −60 min と VCN の連続熱処理（2S-VCN）を施し、GC およ び 2S-VC 材と物性および疲労強度を比較評価した。

3.3.3 熱処理材の曲げ疲労強度 Fig. 16 に 3.3.2 の最適条件で作製した PS-CF 材に各種熱 処理を施した試験片の硬さ分布を示す。GC 材と異なり、 2S-VC および 2S-VCN 材は硬化層が深いことがわかる。心 部硬さは全て同程度（約 360 ∼ 420 HV）で、有効硬化層深 さ（550 HV 以 上 ）は、GC、2S-VC、2S-VCN 材 の 順 に 0.6 mm、1.3 mm、1.6 mm であった。VC 材および VCN 材共に GC 材の約 2 倍の硬化層深さとなるよう浸炭条件を決定し たが、VC 材より VCN 材の硬化層が深いのは、浸炭層への 浸窒による焼入れ性向上効果15）によるものである。 次に、Table 2 に各熱処理材表面の XRD 定量分析結果を 示す。溶製材 SCr420H は比較材として評価した。 GC 材を標準に考えると、2S-VC 材は残留オーステナイ ト（γR）が GC 材より多いが、析出セメンタイトも多いため、 切欠き感受性が高いとみられる。Fig. 16 で示したとおり、 2S-VCN 材は 2S-VC 材と同等の硬さ分布を有しながらも、 γRが多く析出セメンタイトも少量で、優れた機械物性が期 待できる。残留応力も測定したが、GC 材と 2S-VCN 材が −180 MPa、2S-VC 材が−110 MPa 程度で、疲労強度に大 きな影響を及ぼすレベルではないと考えられる。 Fig. 17 に 2S-VCN 材の組織写真を示す。2S により Fe 自 己拡散が進んだ結果、その後の VCN 処理で、GC 処理より も均一で微細なマルテンサイトおよび γRが確認でき、不完 全焼入れ組織も見られない。また、球状に近い微小な析出 セメンタイトが確認でき、耐摩耗性も期待できる。 Fig. 18 に、各種試験片の曲げ疲労試験結果を示す。基 準となる GC 材は、鍛造により生成した微細亀裂の回復 不足により、優れた疲労強度が得られなかったとみられ る。2S-VC 材 は γRが 2S-VCN 材 よ り 少 な い 上、 析 出 セ メンタイトが非常に多く、表面の切欠き感受性が高い組 織であったため、優れた疲労強度は得られなかった。ま た、2S-VCN 材が最も疲労強度に優れていることがわかる。 2S-VCN 材が SCr420H の VCN 材を上回る結果は、基材の 炭素量（2S-VCN: 0.35%、SCr420H: 0.2%）から見て妥当であ り、焼結が十分進み炭素量に準じた強度を発揮していると いえる。一般に浸炭硬化層が適正値（例えば直径 10 mm に 対し硬化層 0.7 mm）より厚くなるほど、切欠き感受性が高 くなり疲労強度は落ちる16）が、今回有効硬化層 1.6 mm の 2S-VCN 材の疲労強度は、硬化層 0.6 mm の GC 材より明ら かに優れていた。 こ の 理 由 と し て、2S-VCN 処 理 の 特 徴 が 考 え ら れ る。 2S-VCN 処理では、二元系状態図における Fe-N 系状態導入 による変態点低下効果（相対的な高温焼入れ）を利用する。 そのため、焼入れおよび焼戻し条件を変えることなく、 マルテンサイト中に生成される残留オーステナイトを増量 しつつ、球状セメンタイトを析出させる。その結果、硬い 表面、深い硬化層としつつ、表面の切欠き感受性を下げ、 耐摩耗性および高靭性を実現する17）。 以上のように、ρPS 7.4 Mg/m3、PS1075℃−60 min、CF 荷 重 1200 kN を施した 2S-VCN 熱処理材は、有効硬化層深さ が 1.6 mm にもかかわらず、有効硬化層深さ 0.6 mm の GC

Table 2 Composition ratio of surfaces of heat-treated PS-CF specimens. Specimen/Heat

treatment type Martensite[%]

Retained Austenite [%] Cementite [%] PS-CF-GC 84.0 16.0 0.0 PS-CF-2S-VC 64.2 23.4 12.3 PS-CF-2S-VCN 63.3 35.0 1.7 SCr420H-VCN 51.4 45.5 3.1

Fig. 16 Case depth profiles of heat-treated PS-CF specimens.

ȝP

Fig. 18 S-N diagrams of heat-treated PS-CF specimens. Fig. 17 Microstructure of PS-CF-2S-VCN specimen.

材より疲労特性が明らかに優れ、同じ硬化層深さの溶製材 SCr420H（VCN）と同等の優れた曲げ疲労強度 1020 MPa を 示 し た。 ま た、 こ の 2S-VCN 材 は、 衝 撃 値 で も SCr420H （VCN）材の 9 J/cm2を上回る 14 J/cm2であった。浸炭した 焼結材は通常一桁台の衝撃値であるが、2S により圧接 Fe 粒子および圧接亀裂の拡散接合、気孔の球状化、結晶粒の 微細化および成長で金属組織が整い、更に真空浸炭浸窒熱 処理による硬化層のマルテンサイト中に混在する軟らかい γRで切欠き感受性が低下し、金属組織が改質された結果、 靱性および疲労特性に優れる素材となったと考えられる。 4．結 論 本研究では、Fe-Mo 系部分拡散合金粉を研究対象として、 最終的に高疲労強度を有する焼結冷間鍛造材を得るにあた り、一次焼結、冷間鍛造および熱処理の条件を調査した。 得られた成果を以下に示す。 （1） 一次焼結（PS）材のシャルピー衝撃値は、PS 温度上昇に 伴い指数関数的に増加し、PS 体密度 7.4 Mg/m3のとき 顕著に増加する。その衝撃値は、Fe 原子の体拡散量に 支配され、拡散距離の対数式で表すことができる。 （2） 衝撃値は PS 条件（温度、時間）および密度により決ま るが、同じ衝撃値でも、大塑性変形させ高密度化する 場合、PS 温度より PS 時間を優先的に増加させること が効果的である。逆に高温で PS 時間を抑え、少ない塑 性変形量で高密度化させることも可能である。 （3） PS 条件および初期密度によらず、冷間鍛造後の平均密 度 が 7.70 ∼ 7.76 Mg/m（ 密 度 比 97.8 ∼ 98.5%）に 達 す3 ると、素材の曲げ強度は若干上昇するが、衝撃値が低 下する。これは単に加工硬化による現象ではなく、表 層に極めて微細な粒界亀裂が発生しているためである。 この焼結冷鍛材にガス浸炭処理をしても亀裂は残り低 強度となる。しかし、7.8 Mg/m3以上に高密度化しての ガス浸炭熱処理で、素材の強度が回復する傾向が認め られた。 （4） 鍛造後密度 7.8 Mg/m（密度比 99%）とし、1000℃−60 3 min で二次焼結することで、焼結冷鍛材に生じた微細亀 裂は、圧接部における γ-Fe 拡散および Fe-Mo 系の α-Fe 高速拡散により回復し、気孔の球状化も伴って、極め て高い衝撃値（437 J/cm2）が得られた。 （5） 焼 結 冷 鍛 材 に、 二 次 焼 結 お よ び 真 空 浸 炭 浸 窒 処 理 （VCN）を行うことで、ガス浸炭材より均一な組織およ び有効硬化層 1.6 mm を得て、同じ VCN 処理した溶製 鋼材（SCr420H）と同等以上の曲げ疲労強度 1020 MPa を 達成した。 謝 辞 本研究の一部は、経済産業省の戦略的基盤技術高度化支 援事業（サポーティング・インダストリー）によるもので、 実施にあたり多大なるご協力およびご指導を賜りました、 井上熱処理工業 ㈱井上吉弘 博士、藤焼結合金 ㈱阿部竜一氏 並びに関口宏雄氏、中部冷間 ㈱菅沼友章氏、藤木技術事務 所 藤木榮 博士（故人）、 ㈱リガク 長尾圭吾氏他、関連各位 に心より謝意を表します。 引 用 文 献 1） 日本粉末冶金工業会：“平成 29 年度日本粉末冶金工業会年報”、 （2018）13. 2） 沖幸男、秋山敏彦、庄司啓一郎：“焼結 Cr-Mo 鋼の変態特性 に及ぼす Mo 量および C 量の影響”、粉体および粉末冶金、30 （1983）223-228.

3） T. K. Kandavel, R. Chandramouli and D. Shanmugasundaram: “Experimental study of the plastic deformation and densification behaviour of some sintered low alloy P/M steels”, Materials & Design, 30（2009）1768-1776.

4） 藤木章、小島久義、前川幸広、山口真人、村田貴志、菅谷好美、 岩切誠、芝野隆：“温間成形による自動車エンジン用焼結スプ ロケットの開発”、粉体および粉末冶金、48（2001）440-444. 5） 高田健太郎、小暮亮介、小林輝夫：“高疲労強度焼結鍛造コ

ネクティングロッドの研究”、Honda R&D Technical Review, 19 （2007）129-137. 6） 石原貞男：“コネクティングロッドの高強度化−焼結鍛造・熱 間鍛造の住み分け−”、粉体および粉末冶金、46（1999）505-509. 7） 中川威雄、天野富男：“純鉄粉の焼結冷鍛”、塑性と加工、17 （1976）53-60.

8） G. Sutradhar, A. K. Jha and S. Kumar : “Cold forging of sintered iron-powder preforms”, Journal of Materials Processing Technology,

51（1995）369-386. 9） 中村尚道、上ノ薗聡、藤長政志、小泉晋、安間裕之、吉村隆志： “真密度に近いち密な焼結体を製造できる焼結冷間鍛造工法”、 JFE 技報、7（2005）19-23. 10） 黒木英憲、徳永洋一：“焼結鉄の靱性に及ぼす Mo と Ni の影響”、 粉体および粉末冶金、20（1973）43-48. 11） 日本規格協会：“金属材料データブック”、日本規格協会、（2004） 21-22.

12） Y. Kamakoshi, I. Shohji, Y. Inoue and S. Fukuda : IOP Conf. Series : Materials Science and Engineering, 257（2017）012011.

13） 徳永洋一：“焼結鉄における機械的性質の影響”、日本金属学 会会報、11（1972）353-367. 14） 日本金属学会：“金属便覧 改訂 6 版”、（2000）485-487. 15） 河田一喜：“本当によくわかる浸炭・窒化・プラズマ CVD”、 日刊工業新聞社、（2012）168-169. 16） 藤木榮：“表面強化処理鋼の疲労強度と破壊破断面の見方”、 日刊工業新聞社、（2008）171. 17） 井上吉弘：“真空浸炭による鉄鋼材料の表面改質に関する研 究”、群馬大学博士学位論文、（2014）43-55. 代表者メールアドレス 鎌腰雄一郎 [email protected]