专利名称：烧结性改善的金属射出成型用合金钢粉末和烧结体的制作方法
技术领域：
本发明涉及用于获得尺寸精度良好的高硬度、高耐腐蚀性的马氏体系不锈钢和合金工具钢的复杂形状零件的有效的金属射出成形(MIM)用合金钢粉末以及烧结体。
背景技术：
作为为了获得高硬度、高耐腐蚀性的烧结体的金属射出成型用粉末，一直以来使用SKD11、SUS420、SUS440C等。以这些Cr碳化物为主体而获得硬度的钢类，在其烧结温度范围中呈现奥氏体相，为使烧结进行的元素移动(扩散)速度比铁素体相慢，烧结性不好。另一方面，如果为进行烧结将温度提高到液相出现的温度范围的话，则一下生成大量的液相，碳化物在结晶粒界面上形成网状，使制品强度显著下降，或甚至出现无法保持制品形状的变形。为避免上述情况的发生，必须将烧结温度控制在±5℃，即10℃左右的非常窄的温度范围内进行烧结。由此，不得不牺牲生产率而限制烧结炉的可能使用领域。
发明内容
本发明目的在于提供消除作为上述现有的烧结用合金的问题的制品强度的降低、烧结控制困难的，有利于改善制品特性以及提高烧结炉的生产率的金属射出成型用合金钢粉末以及烧结体。
为解决上述课题，本发明构成如下。
(1)一种烧结性改善的金属射出成型用合金钢粉末，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.8％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
(2)一种改善烧结体后的金属射出成型用合金钢粉末，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.8％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Mo、V、W的至少一种5.0％或5.0％以下、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
(3)上述(2)所述的烧结性改善的金属射出成型用合金钢粉末，其中Mo、V、W的至少一种为0.3～1.6％。
(4)一种烧结性改善的金属射出成型用合金钢烧结体，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.7％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
(5)一种烧结性改善的金属射出成型用合金钢烧结体，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.7％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Mo、V、W的至少一种5.0％或5.0％以下、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
(6)上述(5)所述的烧结性改善的金属射出成型用合金钢烧结体，其中Mo、V、W的至少一种为0.3～1.6％。
本发明的着眼点在于通过在以Cr碳化物为主体的钢类中添加Nb碳化物，生成扩散性低的Nb碳化物。该Nb碳化物由于扩散速度低，所以在烧结金属射出成型物时很难扩散粗大化，另外，Cr碳化物也以Nb碳化物为核而析出。
利用该Nb碳化物的销止动作用，与只存在Cr碳化物的情况相比较，可以抑制碳化物的粗大化、网状化。
在本发明的组成中，C是形成碳化物而增加硬度，构成马氏体组织。粉末的C量的范围优选0.1～1.8％。烧结温度和烧结密度随着C的量的变化而变化。因此，粉末成型时，添加适量石墨，将烧结品的C量调整到0.1～1.7％。这样，在容易控制的温度下制造烧结密度高的烧结体成为可能。使粉末、烧结体的C量的下限量均为0.1％，是达到为制造上述Nb碳化物所必要的最低量，同时为在基质中固溶C制造马氏体所需的最低量。使粉末C量的上限为1.8％，烧结体C量的上限为1.7％，是因为烧结时从粉末中消失的C量，而在烧结体中C形成Cr碳化物而提高硬度，即使含量超过1.7％硬度也不再提高，反而韧性下降。
Si提高脱氧、热水流动性。其量如果小于0.3％，则氧的量变多，热水流动性变坏。如果大于1.2％则可淬硬性变坏。
Mn如果小于0.1％则热水流动性变坏，另外，如果大于0.5％则与氧结合，粉末的氧量增加。因此，控制在0.1～0.5％的范围内。
Cr改善可淬硬性，生成碳化物提高硬度。进一步将固溶到内包碳化物基质中可提高耐腐蚀性。优选11.0％～18.0％的范围。
Mo、V、W生成碳化物，与Nb一起对Cr碳化物发挥销止动的作用，提高烧结体的强度、硬度。如果它们的含量大于5.0％则韧性降低，所以优选5.0％或5.0％以下，但是考虑到可淬硬性和经济性，特别优选0.3～1.6％的范围。如果小于0.3％则很难看到显著提高硬度的作用，如果大于1.6％则经济性不好。
Nb是利用扩散性低的Nb碳化物产生的销止动作用，抑制Cr碳化物的扩散来提高可淬硬性。通过添加2.0～5.0％的Nb，可以将目前不得不控制烧结温度在±5℃范围内，扩大到±25℃范围内，可以提高烧结炉的生产率。如果Nb的量小于2.0％则其作用不充分，如果大于5.0％则氧的量增加成型性变坏。
附图的简单说明
图1为显示本实施例中采用的烧结的方式的图。
图2为将SKD11的烧结特性曲线化的图。
图3为将SUS420的烧结特性曲线化的图。
图4为将SUS440C的烧结特性曲线化的图。
图5为将比较例1的烧结特性曲线化的图。
图6为将本发明实施例1的烧结特性曲线化的图。
图7为将本发明实施例2的烧结特性曲线化的图。
图8为将本发明实施例3的烧结特性曲线化的图。
图9为将本发明实施例4的烧结特性曲线化的图。
发明的最佳实施方式准备下述表1中所示的试料，进行烧结特性的试验。
表1
各试料调整C量。添加石墨粉末使烧结后C量，SKD11为1.30％、1.50％、1.70％，SUS420为0.30％、0.50％、0.70％、0.90％，实施例1为1.30％，SUS440C为0.75％、0.80％、1.00％、1.20％，比较例1和实施例2为0.50％、0.70％、0.90％，实施例3为1.30％，实施例4为0.90％。由于比较例2在粉末的阶段中氧的量变的过大，所以没进行烧结试验。
烧结试验如下所述进行。
在表1中所示的金属粉末中，根据烧结后的C量目标值，分别添加适量的石墨，向其中添加5.0wt％(外数)的硬脂酸，在80℃下均一地加热混练。
将混练物冷却至室温后，粉碎固化后的颗粒。将该粉碎的颗粒在成型压0.6Ton/cm2下压缩成型(φ11.3×10t、N＝3)。
以图1中所示的方式进行烧结。在图1中，烧结温度，为在适宜的表2～表5中所示的温度，例如，在1370℃、1390℃、1410℃等下进行。
表2～表5显示对各试料，烧结温度与烧结后的C量目标值的关系下的烧结密度。在表2～表5下方显示了各试料的烧结品的C、O、N的量，以及在表4和表5中进一步显示烧结硬度(Hv)。将表2～表5中显示的烧结特性进行曲线化后为图2～图9。
观察组织，测定烧结体的硬度，分别确定适当的烧结温度控制幅度。适当的烧结温度控制幅度，为在烧结温度-烧结密度图中随着烧结温度的上升，烧结密度在±0.1g/cm3的范围基本恒定的烧结温度幅度。
表2
表3
表4
表5
如上所述，加入Nb的本发明的金属射出成型用合金钢粉末，与SKD11、SUS420和SUS440C相比较，适当的烧结温度控制幅度扩大。即，在SKD11、SUS420和SUS440C中适当的烧结温度控制幅度为10℃左右，在本发明中扩大到50℃左右，烧结温度的控制变的容易，生产率提高。另外，对烧结后的C值的灵敏性减弱，在0.5～0.9％的C值下呈现几乎相同的烧结特性(温度对密度)。
权利要求
1.一种烧结性改善的金属射出成型用合金钢粉末，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.8％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
2.一种改善烧结体后的金属射出成型用合金钢粉末，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.8％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Mo、V、W的至少一种5.0％或5.0％以下、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
3.如权利要求2所述的烧结性改善的金属射出成型用合金钢粉末，其中所述的Mo、V、W的至少一种为0.3～1.6％。
4.一种烧结性改善的金属射出成型用合金钢烧结体，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.7％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
5.一种烧结性改善的金属射出成型用合金钢烧结体，其特征在于由以质量％计，C0.1～1.7％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11.0～18.0％、Mo、V、W的至少一种5.0％或5.0％以下、Nb2.0～5.0％、其余为铁和不可避免的杂质构成。
6.如权利要求5所述的烧结性改善的金属射出成型用合金钢烧结体，其中所述的Mo、V、W的至少一种为0.3～1.6％。
全文摘要
提供消除作为上述现有的烧结用合金的问题的制品强度的降低、烧结控制困难的，有利于提高烧结炉的生产率的金属射出成型用合金钢粉末以及烧结体。一种金属射出成型用金属钢粉末或它们粉末的烧结体(但是C0.1～1.7％)，其特征在于是由以质量％计，C0.1～1.8％、Si0.3～1.2％、Mn0.1～0.5％、Cr11～18％、Nb2～5％、其余为铁和不可避免的杂质构成的粉末，或进一步含有5.0％或5.0％以下的Mo、V、W的至少一种。如图6～9所示，本发明的金属射出成型用合金钢粉末，烧结温度在50℃的变动幅度内仍可获得烧结密度恒定的烧结体，烧结温度控制变得容易，生产率提高。
文档编号C22C38/26GK1701129SQ20048000103
公开日2005年11月23日 申请日期2004年2月10日 优先权日2003年2月13日
发明者曽田裕二, 相原道孝 申请人:三菱制钢株式会社