JPH02138435A - 耐食性に優れた焼結合金鋼およびその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は、粉末冶金法によって製造される耐食性に優れ
た焼結合金鋼およびその製造方法に関する。

〈従来技術とその問題点〉 近年、粉末冶金法による焼結部品の製造は著しい伸びを
示し、焼結部品の適用範囲が広がりつつあ゛る。　なか
でも、ステンレス鋼を用いた自動車部品・電子・電気部
品、事務用部品は、形状の複雑化に伴い製造方法も切削
加工法から粉末冶金法に置き換えられつつある。

しかし、粉末冶金法で製造された焼結合金には気孔が存
在し、この気孔が耐食性や機械的特性を損ねる欠点があ
った。　このため、焼結合金の密度はできるだけ高いこ
とが必要で、密度比９２％以上が望まれている。

粉末冶金法による焼結部品の製造に際し、従来の金型プ
レス成形では、原料粉が数１０μｍ〜１５０μｍと大き
いので、成形、焼結だけでは密度比８０〜９０％となり
、十分な高密度が得られなかった。　特に、原料が粗粒
粉であるため、粒子間の隙間が大きく、５０μｍ以上の
径を有する気孔が存在し、これは、焼結によっても収縮
して消滅されずに焼結体組織に残留し、これに起因した
耐食性の劣化が顕著であった。

そこで、耐食性を改善するためにステンレス鋼粉に他の
合金元素を添加し、液相を出現させて高密度化した焼結
合金が開発されている。

例えば、特開昭５８−２１３８５９号で示されているよ
うに、ＣｏやＢが添加されており、焼結中にＣｏやＢを
含む液相が生じて気孔を埋めるように生地中に分散した
焼結材料がある。

また、特開昭６１−２５３３４９号に示されているよう
に、Ｐを添加し、同様に液相を出現させて高密度化した
焼結ステンレス鋼も提案されている。

しかし、前述のように、Ｃｏ金属を添加すると、Ｃｏ金
属は高価な粉末なために製品コスト高を招き、粉末冶金
の長所である経済性が損なわれる。

また、Ｐを添加すると、↑の固溶した液相部が冷却後の
脆弱な相として残るために、機械的特性が劣化する。

従って、このような合金元素を添加し、液相焼結するこ
とによって高密度化する手法は回避されなければならな
い。　さらに、耐食性に直接影呑を及ぼす残留気孔をで
きるだけ減らすために、焼結材料を再圧縮または再焼結
したり、あるいは熱間鍛造や熱間静水圧処理するなどの
方法がある。　この場合、工程が複雑になったり、特別
な装置を必要としたり、作業が繁雑になるなどの問題を
有していた。

さらに、ステンレス鋼は、難還元性元素であるＣｒを含
むために、還元性雰囲気中の焼結では露点を一５０℃以
下にする必要があるが、これは工業的に難しく、従って
真空中で焼結するのは周知の通りである。　真空焼結し
た場合、蒸気圧の高いＣｒ元素は真空中に露呈された表
面から蒸発する。　よって、焼結体表面のＣｒ濃度の低
下は避けられず、表面の耐食性が著しく劣化することを
本発明者は実験によつて確めている。　すなわち、従来
の真空焼結で高密度の焼結体を得たとしても、それは耐
食性の劣化した焼結合金であると考えられる。

く課題を解決するための手段〉 本発明の目的は、ステンレス鋼粉成分以外に合金鋼粉を
添加せず、再圧縮、再焼結の工程を行うこともなく、特
別な装置を必要とせず、９２％以上の密度比を有し、か
つ合金成分濃度が均一である耐食性に優れた焼結合金鋼
およびその製造方法を提供する。

本発明の他の目的は、上記特性を有し、かつ焼結体表面
部のＣｒ濃度の低下を抑制、修復した、耐食性に優れた
ステンレス鋼焼結体を提供する。

すなわち、本発明は、ステンレス鋼組成を有し、かつ、
密度比が９２％以上、組織内に存在する気孔の最大径が
２０μｍ以下、焼結のままで焼結体表面のＣｒ含有量が
焼結体内部のＣｒ含有量の８０％以上である耐食性にす
ぐれた焼結合金鋼を提供する。

さらに、ステンレス鋼粉末を用い、該鋼粉に結合剤を添
加混合して成形した後、該成形体中の結合剤を加熱して
除去し、続いて３゜Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結し、さ
らに非酸化性雰囲気下で焼結する耐食性に優れた焼結合
金鋼の製造方法を提供する。

本発明の耐食性に優れた焼結合金鋼は、ステンレス鋼組
成を有し、かつ、密度比が９２％以上、組織内に存在す
る気孔の最大径が２０μｍ以下、焼結のままで、特に熱
処理等の後処理を行わないで、焼結体表面のＣｒ含有量
が焼結的内部のＣｒ含有量の８０％以上である。

本発明は、いわゆるステンレス鋼組成を有する焼結合金
鋼であり、以下の特性によって規定される。

焼結密度比は耐食性に直接影響を及ぼす因子である。　
密度比が９２％未満の焼結体では残留気孔がまだ完全に
閉塞化していないため、表面と内部の気孔が一部連結し
ていると予想され、内部も常に焼結体外部の厳しい腐食
環境にざらされることになり耐食性が不十分となる。

さらに９２％未満では残留気孔径も大きくなり、耐食性
に悪影響を及ぼす。　従って、密度比の下限を９２％と
した。

ステンレス鋼の耐食性は酸化物保護被膜を形成する不働
態に基づいているが、この被膜が破壊され一部だけに腐
食が生じることを孔食ど称している。　気孔は孔食発生
の源になり易いと考えられ、その大きさはビットが再不
働態化するか、成長を開始するかを決定する重要な要因
である。　気孔の最大径が２０μｍを超えると不働態膜
の復元が容易に行われずエッチビットは急激に成長を開
始し、孔食が発生する。

従って、気孔の最大径を２０μｍと定めた。

ただし本発明において気孔の最大径とは次式によって算
出されたＤｍａｘを言う。

ここで、 Ｓｍａｘ：最大の気孔断面積を有する 気孔の断面積 次に本発明の焼結合金鋼は、表面のＣｒ含有量と内部の
Ｃｒ含有量が焼結のままでも均一であることを特徴とし
ている。　第１図曲線Ａは実施例１で製造した焼結合金
鋼の表面近傍の断面のＣｒ濃度のＥＰＭＡ線分析を示す
ものである。　Ｃｒは蒸気圧が高いので、従来の真空焼
結した焼結合金鋼では、Ｃｒは真空中で蒸発し、その表
面近傍のＣｒ濃度は曲線Ｂのように内部のＣｒ濃度に対
して１０％程度まで著しく低下している。　このために
表面の耐食性が劣化する。　これに対して本発明の合金
鋼は曲線Ａのようにほとんど表面と内部のＣｒ濃度に変
化がなく均一である。

本発明者らの知見によれば、焼結したままで特に熱処理
等を行わずに焼結体表面のＣｒ：５度が内部のＣｒ濃度
に対して８０％以上であれば耐食性上全く問題がないの
で、均一性の指標として８０％以上と規定した。

本発明焼結合金鋼を得る好ましい製造方法の１つは、ス
テンレス鋼粉末を用い、特に結合剤（バインダ）等を用
いることなく成形した後、減圧下で焼成し、さらに非酸
化性雰囲気下で焼結する。　また他の製造方法はステン
レス鋼粉末を用い、該鋼粉に結合剤を添加混合して成形
した後、該成形体中の結合剤を加熱して除去し、続いて
減圧下で焼結し、さらに非酸化性雰囲気下で焼結する。

本発明の製造方法では、結合剤は必ずしも必要ないが、
用いた方が好ましい。　本発明においては、好ましくは
複雑な形状にも加工できる射出成形法を採用する。　さ
らに適切に選択したそれぞれ異なる条件で２段階で焼結
処理することにより、密度の高い、耐食性および機械的
特性に優れた焼結材料を経済的に製造できる。

好ましくは、ステンレス鋼粉末を、平均粒径１５μｍ以
下とする。　原料粉末として平均粒径１５μｍ以下のス
テンレス鋼粉を用い、これを成形した後、真空焼結と非
酸化性雰囲気焼結を併用することによって、合金元素、
特にＣｒ成分の濃度分布の均一化を図り、焼結体の残留
気孔径と気孔率をできるだけ小さくし、かつ不純物量を
低く抑えることができた。　その結果、耐食性に優れる
焼結合金を得るに至った。

好ましくは、成形体中の結合剤を加熱して除去する工程
を、非酸化性雰囲気中で行う。

本発明の特徴は、上述のものであるが、これらの要件を
充しているかぎり、必要により他の製造条件をさらに付
加したものも本発明に含まれる。

［１］木発明の耐食性に優れた焼結合金鋼は、Ｃｒ：１
６〜２５重量％ Ｎｉ：　　８〜２４重量％ Ｃ：≦０，０６重量％ ０　：５０．７重量％ を含み、残部Ｆｅと不可避不純物とからなる組成を有し
、かつ密度比が９２％以上、組織内に存在する気孔の最
大径が２０μｍ以下であり、焼結のままで、特別な熱処
理等を行わなくても焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体内
部のＣｒ含有量の８０％以上である。

なお、組成が前記記載の他にさらにＭＯ≦１０重量％を
含んだ焼結合金鋼はさらに耐食性、耐酸化性に富み、機
械的特性も優れている。

以下、本発明の焼結合金鋼の限定理由について詳述する
。

まず、本発明において焼結合金鋼組成中のＣｒ、Ｎｉ、
Ｍｏ％Ｃ１０を規定したのは、これらのいずれの元素も
耐食性を左右する重要な元素と考えられるからである。

Ｃｒが高いほど耐食性は向上するが、その含有量が１６
重量％未満では所望の優れた耐食性が得られず、一方、
２５重量％を超えて添加してもそれ以上の顕著な効果が
認められず、経済的に不利になる。　さらにシグマ脆性
、４７５℃脆性といった問題が生ずるため上限を２５重
量％とじた。

Ｎｔはオーステナイト相を安定化させるために有利な元
素であり、従って、耐食性、靭性等の機械的特性を向上
させることがで包る。　しかし、８重量％未満では安定
なオーステナイト相の生成能が乏しく、耐食性が劣化す
るので８重量％以上を要する。　一方、２４重量％を超
えて含有してもそれ以上の顕著な効果は見られず経済性
を考慮し、上限を２４ｍ１％とじた。

ＭＯは耐食性、耐酸化性改善に最も有効で、さらに生地
中への固溶強化によって機械的特性の向上にも有利な元
素である。　しかし、１０重量％を超えた場合にはシグ
マ脆性、４７５℃脆性といった問題が生ずるため上限を
１０１１量％と定めた。

Ｃは低いほど耐食性は向上するのは周知の通りである。

　上限を０．０６Ｉｉ量％と規定したのは、これを超え
て含有した場合、液相が出現することによって気孔が粗
大化したり、（Ｆｅ、Ｃｒ）Ｃの炭化物が生成すること
によって、低Ｃｒ帯が生じて耐食性が劣化するからであ
る。

０は低いほど、緻密化が容易に進み焼結密度が高くなり
、その結果、耐食性は向上する。

しかし、０，３重量％を超えて０を含有する場合は、Ｃ
ｒ系酸化物が生成し、焼結が阻害され、高密度が得られ
ず、その結果耐食性を劣化させる。

但し、Ｃｒ酸化物の存在に起因する密度低下が著しくな
い場合、０含有量の増加に伴う直接的な耐食性の劣化は
、極端なものでは無いため、用途によっては、必要な耐
食性を確保できる。　また、焼結体のＣ，Ｏの低減は、
ｃ＋ｏ−ｃｏまたはＣ＋　２０　＝　ＣＯ２の反応で進
行し、その反応速度はＣＩｉ量％と０重量％との積に比
例する。　そのため、耐食性を極端に劣化させる原因と
なるＣ含有量を０．０６重量％以下にするのに必要な反
応時間は、最終焼結体のＣ含有量の許容値を高くするこ
とで短縮できる。　したがって、耐食性の要求レベルが
極端に高くない場合は、経済的な観点より、含有Ｏ量は
０．３％を超えることが好ましい。　しかし、含有０量
が０．７重量％を超えると、耐食性劣化が著しいため、
含有０量の上限を０．７重量％とじた。

焼結密度比９２％以上、気孔の最大径２０μｍ以下およ
び焼結のままで焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体内部の
Ｃｒ含有量の８０％以上であることは前述のとおりであ
り、この理由についてもすでにのべたとおりである。

次にこのような焼結合金鋼の製造方法としては、 Ｃｒ：１６〜２５皿量瓜 量ｉ：　　８〜２４重量％ を含み、平均粒径１５μｍ以下の鋼粉に結合剤を添加、
混合し、成形後、該成形体中の結合剤を非酸化性雰囲気
中で加熱して除去し、続いて温度１０００〜１３５０℃
以下、圧力３０Ｔ　ｏ、、ｒ　ｒ以下の減圧下で焼結後
、非酸化性雰囲気下で１２００〜１３５０℃で焼結する
ことによって得ることができる。

また、この場合に、原料組成が上記記載の他にＭＯ≦１
０重量％を含む鋼粉を用いると、層好ましい特性の焼結
合金鋼を製造することができる。

本発明方法において、原料組成のＣｒ、Ｎｉを規定する
のは、上記焼結合金鋼を得るために必要だからである。

鋼粉の平均粒径は、焼結体の密度比を左右する因子の一
つであり、平均粒径が小さいほど密度比は上昇する。　
平均粒径が１５μｍを超える鋼粉を用いると５密度比９
２％以上を達成することかできず、成形時に生じる粒子
間の隙間も大きくなるため、残留気孔の最大径が２０μ
ｍを超え、所望の耐食性が得られなくなる。

このため、平均粒径１５μｍ以下の鋼粉を用いる。

なお、鋼粉は、実質的に球状で、表面に極端な凹凸がな
いものを用いるのが好ましい。　形状が実質的に球状で
ない場合、例えば、フレーク状および棒状粒子は、成形
体に異方性を与え、その結果、複雑な部品を製造する場
合に寸法収縮を予想できず、希望の部品形状が得られな
い。　また、角張っている場合は、余分なバインダを必
要とするので好ましくない。

粒子の極端な凹部は、焼結体に余分な隙間を与え、粒子
の極端な凸部は、粒子同士の滑りを劣化させる。　何れ
の場合も、上記の欠点に加えて、球状粒子を使用する場
合と比較して、余分なバインダの添加を必要とするので
、このような粒子も好ましくない。

このように、本発明で用いる鋼粉は、その平均粒径が１
５μｍ以下であり、好ましくは、実質的に球状で、表面
に極端な凹凸がないものである。　このような鋼粉は、
アトマイズ法等によって得られるが、高圧水アトマイズ
法によって作られたものが好ましい。

本発明の方法では、上記の鋼粉を用い、まず成形を行う
が、平均粒径１５μｍ以下の微粒であるため、鋼粉だけ
では成形時にラミネーションや割れ等の欠陥を生じる。

　それで、これらの欠陥が生じないように、結合剤を添
加混合した後に成形を行う。　結合剤は、熱可塑性樹脂
、ワックス、可塑剤、潤滑剤および脱脂促進剤などより
構成されている。

熱可塑性樹脂としては、アクリル系、ポリエチレン系、
ポリプロピレン系およびポリスチレン系等があり、ワッ
クス類としては、蜜ろう、木ろう、モンタンワックス等
に代表されるような天然ろう、および低分子ポリエチレ
ン、マイクロクリスタリンワックス、パラフィンワック
ス等に代表されるような合成ろうがあるが、これらから
選ばれる１種あるいは２種以上を用いる。

可塑剤は、主体と成る樹脂あるいはワックスとの組合せ
によって選択するが、具体的には、フタル酸ジオクチル
（ＤＯＰ）、フタル酸ジエチル（ＤＥＰ）、フタル酸ジ
−ｎ−ブチル（ＤＢＰ）、フタル酸ジヘブチル（Ｄ）（
Ｐ）等があげられる。

潤滑剤としては、高級脂肪酸、脂肪酸アミド、脂肪酸エ
ステル等があげられ、場合によっては、ワックス類を潤
滑剤として兼用する。

また、脱脂促進剤として、樟脳等の昇華性物質を添加す
ることもできる。

なお、結合剤の種類や量は、後工程の成形法によって異
なり、通常の金型圧縮成形では上記潤滑剤を主体とする
ものを鋼粉に対し０．５〜３．０重量％使用し、射出成
形では上記熱可塑性樹脂および／またはワックスを主体
とするものを鋼粉に対し１０重量％程度使用する。

射出成形用コンパウンドは、鋼粉と結合剤との混合・混
練によって得られ、バッチ式あるいは、連続式のニーダ
が使用でき、バッチ式ニーダの中では加圧ニーダやバン
バリーミキサ−等が、また、連続式ニーダの中では２軸
押出し機等がそれぞれ有利に使用できる。　混練後、必
要に応じてペレタイザーあるいは粉砕機等を使用して造
粒を行う。

また、金型圧縮成形用原料は、鋼粉と結合剤との混合に
よって得られ、Ｖ型あるいはダブルコーン型混合機が使
用できる。

成形は、従来の金型圧縮成形をはじめとして、押し出し
成形、粉末圧延成形、射出成形等の方法で行うが、射出
成形が好ましい。

射出成形は、プラスチック用射出成形機、金属粉末用射
出成形機等、通常の射出成形に用いられる射出成形機を
用いて行なえばよい。　この際において、射出圧力は、
通常５００〜２０００　ｋｇ／ｃｍ２程度である。

成形後、結合剤を除去するため、非酸化性雰囲気中で加
熱する。　肩、温速度は、５〜３００ｔ／ｈとし、４５
０〜７００℃で０〜４ｈ保持した後、冷却する。　なお
、この時の昇温速度を速くしすぎると、得られた成形体
に割れや膨れが生じるので好ましくない。

こうして得られた脱脂体を、その後、焼結して本発明の
焼結体が得られる。

また、必要に応じて、最終焼結体のＣ，Ｏ量を調整し、
Ｃ１０モル比を０．３〜３とするのが良い。　Ｃ１０量
の増減の方法としては、脱脂体のＣ１０士比の増減によ
って為され、Ｃ／　Ｏｍ比を小さくすることでＣ量を低
減で鮒、Ｃｌ０ｉ比を大きくすることで０量を低減でき
る。　Ｃ１０量比の増減には、原料粉末のＣ，０ｆｆｉ
の調整、結合剤の除去程度の加減、あるいは除去後の酸
化処理などによって行うことができる。　さらに、Ｃ，
ＯＸの全体レベル（ＣｍとＯ量の積に相当）の低減は、
減圧焼結時に、圧力を低減すること、焼結時間を増加す
ることによって達成できる。

結合剤を除去した後、焼結を行なう。

焼結条件は、■被焼結体（射出成形体あるいは金型圧縮
成形体から有機物を除去したもの）の含有Ｃと含有Ｏと
の直接反応による、還元、脱炭の同時反応、■Ｃｒ蒸散
に起因する焼結表面部のＣｒ濃度低下現象および■粉末
構成原子の相互拡散に起因する焼結緻密化現象をすべて
考慮して決定する必要がある。

本発明における焼結は、第２段階で構成されており、第
１段階目は、還元、脱炭の同時反応を促進し、かつＣｒ
蒸敗を抑ＩＩＪすることに主眼を置き、第２段階目は、
第１段階目で不可避的に起った表面部のＣｒｆｌｉ度低
下の修復および焼結緻密化の促進に主眼を置くものであ
る。

第１段の焼結は、温度１０００〜１３５０℃圧力３０Ｔ
ｏｒｒ以下の条件で行う。

還元、脱炭は、水素雰囲気によっても行うことができる
が、本発明の焼結鋼のように難還元性元素であるＣｒを
多く含有する組成では、高純度の水素ガスを著しく多量
に必要とするため経済的に好ましくない。　一方、本発
明のように３０Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気を利用する場
合、被焼結体の含有Ｃと含有Ｏとの直接反応による、還
元、脱炭の同時反応を経済的、かつ効率的に行うことが
できる。

化学平衡論的には、高温はど、低圧はど、還元、脱炭同
時反応は進行し、同時に、Ｃｒ蒸発に起因する焼結体表
面部のＣｒ濃度低下も促進される。　一方、反応速度論
的には、還元、脱炭同時反応は反応生成物であるＣＯガ
スの拡散に支配され、焼結体表面部のＣｒ濃度低下はＣ
ｒの原子拡散に支配される。　さらに、焼結が進行する
と、焼結体内部のガス流路が遮断されるためＣｏガスの
拡散速度が著しく低下するが、Ｃｒの拡散速度への影習
は小さいことを実験的に確認した。

第１段の焼結の温度範囲は１０００〜 １３５０℃とした。　　１０００℃未満では、平衡論的
には還元、脱炭を起こすことができるが、反応速度が遅
いため、低Ｃ１低Ｏの焼結体を得るのに、長時間を必要
とするので好ましくない。　従って、第１段の焼結は、
１０００℃以上であることが好ましい。

一方、１３５０℃を超えると焼結ｍ密化が速く進行し、
ＣＯガスの拡散速度が著しく低下するため、還元、脱炭
同時反応が効率よく進行せず、低Ｃ１低Ｏの焼結体が得
られない。　さらに、Ｃｒ蒸気圧およびＣｒ拡散速度は
共に十分に高いため、焼結体表面から深い範囲にわたり
Ｃｒ？ａ度が著しく低下してしまう。　従って、第１段
の焼結の上限温度を１３５０ｔとした。

但し、原料粉末径によって、焼結緻密化の速くなる温度
は異なり、平均粒径が小さい場合はより低温側に、平均
粒径が大きい場合はより高温側に、上記の範囲内から選
択することができる。

さらに、第１段の焼結は、真空加熱炉において、炉内に
、外部よりガスを導入することなく、真空ポンプで排気
のみを行う場合、ｏ、ＩＴｏｒｒ以下で行い、また、真
空加熱炉において、炉内に、外部より非酸化性ガスの導
入と真空ポンプでの排気を併用する場合は、３０Ｔｏｒ
ｒ以下で行う、　前者の場合、０．ＩＴｏｒｒを超える
と、後者の場合３０Ｔｏｒｒを超えると、Ｃｒ酸化物の
還元、脱炭の同時反応が効率的に進行しないので好まし
くない。

さらに、詳しく説明すると、Ｃｒ酸化物の還元反応を支
配するのは、反応生成物であるＣＯもしくはＣＯ２ガス
の分圧の合計（以下、生成物ガス圧と略記する）である
ため、生成物ガス圧を、常に酸化・還元平衡圧未満に維
持できるように、反応系外（焼結炉外）へ排出すること
が必須条件となる。　この条件を満たす方法としては、
真空雰囲気を使用する方法、Ａｒ。

Ｎ２、Ｎ２等の高純度の非酸化性ガスを使用する方法お
よび両者を併用する方法がある。　第１の場合は、生成
物ガス圧が焼結炉内の全圧に、実質上、等しくなるよう
な緻密性の高い加熱炉に、炉内全圧を０．ＩＴｏｒｒ以
下に保持できるに十分な排気速度を持つ真空ポンプを装
着した、真空焼結炉で行うことができる。　第２の場合
は、炉内圧を大気圧領域でおこなうもので、生成物ガス
圧を０．ＩＴｏｒｒ以下にするためには、生成物ガスを
含まない新鮮な高純度のガスを、単純な計算上では、７
５９．９Ｔｏｒｒ以上必要である。　このように、反応
時に、生成ガスの約１万倍もの非酸化性ガスを供給する
ことは、工業的には、きわめて不利であるため第２の場
合は好ましくない。　第３の場合は、第１の場合として
示した真空焼結炉に圧力調整弁を介して生成物ガスを含
まない新鮮な高純度の非酸化性ガスを導入する方法で、
加熱時のＣｒ蒸発の抑制に幾分かの効果があるとされる
もので、炉内の全圧は３０Ｔｏ　ｒ　ｒ以下であること
が好ましい。　この方法においては、炉内の全圧は、生
成物ガス圧と導入した非酸化性ガス圧の和で表されるが
、真空ポンプの排気速度が一定の場合、導入ガスの有無
にかかわらず、生成物ガスの加熱炉外への排気速度は一
定である。　しかし、炉内の全圧が３０Ｔｏｒｒを超え
ると、真空ポンプ（特に、メカニカルブースターと油回
転ポンプを組み合せた場合）の排気速度は急激に低下す
ること、および、生成物ガスの焼結体表面からの離脱速
度が低下することに起因して、生成物ガスの排気速度が
低下し、その結果、還元反応速度を低下させる。　その
ため、炉内の全圧の上限を３０Ｔｏｒｒとした。

前述のようにＣｒ系酸化物の還元反応を含有Ｃにより容
易に促進させることができるが、その際、焼結前の成形
体中のＣ１０モル比を適当に調整することが必要である
。　なぜならば、焼結体中のＣ，Ｏの低減は、 Ｃ＋Ｏ→Ｃ０ Ｃ＋２０−〇〇２ の反応が進行することによって達成される。

Ｃ１０モル比が不適当であると、ＣあるいはＯを過剰に
残した焼結体となり、 Ｃ５０，０６重量％ ０≦０．７重量％ が得られない。　Ｃ１０モル比（の下限）が０．３未満
の場合、焼結体中の０は０．３重量％を超え、焼結密度
の上昇が見られない。

方、Ｃ１０モル比が３．０を超えた場合、焼結体のＣ量
が０．０６重量％を超えるため液相の出現によって気孔
が粗大化して耐食性が劣化したり、形状が崩れる。　そ
こで、焼結前の成形体中のＣ１０モル比を０．３〜３．
０の範囲に規定した。

続いて、第２段の焼結を高密度化および拡散による合金
元素の均一化を達成するために非酸化性雰囲気中、１２
００〜１３５０℃で行う。

雰囲気を非酸化性としたのは、Ｃｒの蒸発を抑制するた
めである。　なお、ここで非酸化性雰囲気に用いるガス
はＡｒ、Ｈｅ％窒素等の不活性ガス、水素、−酸化炭素
、メタン、プロパン等の還元性ガス、または、燃焼排ガ
ス等である。　これらのガスの圧力は、Ｃｒの蒸気圧よ
りも十分に高くし、さらに、加熱炉内の流通量を極力押
えるか無くすことで、より効果的に、焼結体表面のＣｒ
蒸発を抑制できる。　その結果、焼結の第１段階に不可
避的に生成した焼結体内部から焼結体表面へのＣｒ濃度
低下の傾きを原動力として、焼結のままで焼結体内部か
ら焼結体表面の低Ｃｒ濃度部へＣｒ原子が拡散し、これ
によって、焼結体表面のＣｒｌＱ度は、焼結のままで焼
結体内部のＣｒ　ｉｌＪ度の８０％以上まで修復するこ
とができる。

また、焼結の第１段階および第２段階において、焼結温
度が一定である（Ｃｒ拡散速度が一定に相当）と、前記
表面の低Ｃｒ部の修復には、これを生成するのに要した
時間よりも長いことが必要であることを実験的に確認し
た。

従って、短時間で、効果的に前記表面の低Ｃｒ部の修復
を行うために、第２段階の焼結温度は第１段階の焼結温
度よりも高くするのが好ましい。　さらに、焼結緻密化
し、焼結残留気孔の微細化、球状化を促進するためにも
、第１段階よりも高温であることが好ましい。

１２００℃未満では、前記焼結体表面の低Ｃｒ部の修復
を効果的に行うことができないだけでなく、焼結緻密化
の不十分（低密度）な焼結体しか得られないので、第２
段階の焼結温度は１２００℃以上が好ましい。

一方、１３５０℃を超えると、液相の発生が過剰となる
ため焼結体形状が崩れたり、脆化相が残り焼結体の強度
低下を引き起す等の弊害がでる。　従って、第２段階の
焼結温度は１３５０℃以下が好ましい。

［２］本発明の高窒素成分の耐食性に優れた焼結合金鋼
は、 Ｃｒ：１６〜２５瓜量％、 Ｎｔ：６〜２０重量％、 Ｃ：０．０５重量％以下、 Ｎ　　：０．０５〜０．４０重量％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素とからなる
。

また、本発明の他の高窒素成分の耐食性に優れた焼結合
金鋼は、 Ｃｒ：１６〜２５３量％、 Ｎｉ：６〜２０重量％、 Ｃ２０，０５重量％以下、 Ｎ　　　：０．０５〜０．４０重量％、Ｍｏ　　：　　
０．　５〜４．　０重量％を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物元素とからなる。

本発明の高窒素成分の耐食性に優れた焼結合金鋼組成中
のＣｒ、Ｎｉ、Ｃ，Ｎ、Ｍｏは、耐食性を左右する重要
な元素であり、各々の含有量は、以下の理由によって限
定される。

Ｃｒ：Ｃｒは、その含有量が高いほど耐食性は向上する
。　含有量が１６重量％未満では、所望の耐食性が得ら
れず、一方、２５重量％を超えて添加しても、それ以上
の顕著な効果の向上は認められず、コストの点で不利と
なる。

さらに、Ｃｒ含有量が高いと、シグマ脆性、４７５℃脆
性といった問題が生ずる。

Ｎｉ　：Ｎｔは、オーステナイト相を安定化させるため
に必要な元素である。オーステナイト相が安定化すると
、耐食性および靭性等の機成的特性が向上する。　含有
量が６重量％未満では、安定なオーステナイト相の生成
能が乏しく、耐食性が劣化する。　一方、２０重量％を
超えて添加しても、それ以上の顕著な効果の向上は認め
られず、コストの点で不利となる。

Ｃ：Ｃは、その含有量が低いほど耐食性は向上する。　
含有量が０．０５重量％を越えると、液相が出現して気
孔が粗大化したり、ＦｅやＣｒの炭化物が生成されるた
めに低Ｃｒ帯が生じ、耐食性が劣化する。

Ｎ：Ｎは、ボアーの存在する焼結体の耐孔食性を著しく
改善する元素である。　含有量が０．０５ｆｉｉ１％未
満ではその効果は小さく、方、０．４ｆｆｉ量％を越え
ると、Ｃｒ窒化物が生成されるために低Ｃｒ帯が生じ、
耐食性が劣化する。

Ｍｏ：Ｍｏは、耐食性、耐酸化性改善に有効な元素であ
る。　含有量が０．５重量％未満では効果がなく、４ｆ
ｆｔｆｆｉ％を超えて添加しても、それ以上の顕著な効
果の向上は認められず、コストの点で不利となる。

なお、上記の通り、ＭＯは耐食性、耐酸化性改善に有効
な金属であるから、ＭＯを含有する高窒素ステンレス鋼
焼結体は、より耐食性、耐酸化性に優れる。

特に酸素については規定していないが、後処理工程のこ
とを考慮するときは、０．７％を超えないことが好まし
い。

また、本発明の高窒素成分焼結合金鋼は、密度比が９２
％以上であり、組織内に存在する気孔の最大径は２０μ
ｍ以下である。

この理由についてはすでに述べた本発明の他の焼結合金
鋼の場合と同様である。

次に、上述した高窒素成分の耐食性に優れた焼結合金鋼
の製造方法について説明する。

上述した高窒素成分の焼結合金鋼の製造方法の好ましい
例として、以下に述べる本発明の方法がある。

即ち、Ｃｒを１６〜２５重量％、Ｎｉを６〜２０重量％
含む平均粒径１５μｍ以下のステンレス鋼粉を用い、ま
たは、Ｃｒを１６〜２５瓜量％、Ｎｉを６〜２０重量％
、ＭＯを０．５〜４．０重量％含む平均粒径１５μｍ以
下のステンレス鋼粉を用い、該鋼粉に結合剤を添加混合
して成形した後、該成形体中の結合剤を非酸化性７囲気
中で加熱して除去し、続いて、温度１０００〜１３５０
℃、圧力３０Ｔｏ　ｒ　ｒ以下の減圧下で焼結し、さら
に、温度１２００〜１４００℃で、Ｎ２を含む（不活性
）混合ガス雰囲気中で焼結する方法である。

なお、原料としてＭｏを０．５〜４．０重量％を含む鋼
粉を用いる後者の方法では、−層好ましい特性の焼結体
が得られる。

本発明の方法において、原料鋼粉中のＣｒ、Ｎｉ量を規
定するのは、本発明の焼結体を得るために必要だからで
ある。

用いる鋼粉の平均粒径は、１５μｍ以下とし、詳細につ
いては、すでに［１］で述べたものと同様である。

次に、原料に結合剤を添加した後、成形を行い、成形後
、結合剤を除去した後焼結を行う。

結合剤添加、成形、結合剤の除去については、すでに［
１］で詳述した。

焼結は、２段階によって構成されており、第１段階目は
、被焼結体に含有される酸化物と固溶炭素との還元、脱
炭同時反応を促進し、かつＣｒ蒸散を抑制することに主
眼を置き、第２段階目は、第１段階目で不可避的に起っ
た焼結体表面部のＣｒ濃度低下の修復、焼結緻密化の促
進および焼結体の窒素化に主眼を置くものである。

第１段目の焼結は、［１］で述べたものと同様であり、
温度１０００〜１３５０℃、圧力３０Ｔｏ　ｒ　ｒ以下
の条件で行う。

１０００℃未満では、還元、脱炭反応速度が遅く、低Ｃ
１低Ｏの焼結体を得るのに長時間を要し、１３５０℃を
超えるとＣｒの蒸発が著しいので、１０００〜１３５０
℃の範囲が好ましい。

また、真空排気のみを行う真空加熱炉で焼結する場合は
、０．ＩＴｏｒｒを超えると、真空排気と非酸化性ガス
の導入とを同時に行う真空加熱炉で焼結する場合は、３
０ＴｏｒｒｅＭえると、Ｃｒ酸化物の還元、脱炭の同時
反応が効率的に進行しないので、前者の場合は、０．Ｉ
Ｔｏｒｒ以下が、後者の場合は、３０Ｔｏｒｒ以下が好
ましい。

第２段目の焼結は、窒素を含む非酸化性混合ガス雰囲気
中、１２００℃〜１４００℃で焼結する。　ここで、高
窒素化、高密度化およびＣｒ濃度分布の均一化を達成す
る。

１２００℃未満では、焼結体密度比の向上が顕著ではな
く、また、前段階の真空焼結時に生成した焼結体表面の
低Ｃｒ部を、焼結体内部からのＣｒ原子の拡散により修
復することが、効率よく行えない。　一方、１４００℃
を超えると、一部が融解して形状が崩れることも多く、
所定の製品を得ることができない。　従って、１２００
〜１４００℃が好ましい。

また、この工程は、Ｎ、を含む（不活性）混合ガス７囲
気中で行うが、混合ガス中のＮ２は、体積％で１０〜９
０％が好ましい。

１０％未満では、焼結体の高窒素化が達成されにくいた
めに耐孔食性が十分達成されず、９０％を超えると、窒
素が多量に含有され、Ｃｒ窒化物が生成するため、低Ｃ
ｒ帯が生じ、耐食性が劣化する。

［３量本発明の耐食性に優れた焼結合金鋼は、Ｃｒ：１
８〜２８重量％、 Ｎｉ：　　４〜１２瓜量％、 Ｃ：６０．０６重量％、 ０　：６０．７重量％ を含有し、 残部Ｆｅと不可避不純物どからなる組成を有し、密度比
が９２％以上、組成内に存在する気孔の最大径が２０μ
ｍ以下、かつ焼結のままで焼結体表面のＣｒ　？Ｒ度が
焼結体内部のＣｒ濃度の８０％以上である。

また、本発明の他の耐食性に優れた焼結合金鋼は、Ｃｒ
％Ｎｉ、ＣおよびＯの上記組成にさらに Ｍｏ：０．５〜４．０重量％および／またはＮ　　：０
．０５〜０．３重量％ を含有し、残部Ｆｅと不可避的不純物とからなる組成を
有し、密度比が９２％以上、気孔の最大径２０μｍ以下
、かつ焼結のままで焼結体表面のＣｒ濃度が焼結体内の
Ｃｒ濃度の８０％以上である。

以下に、本発明において、焼結合金鋼の主成分として、
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃ，ＯｌＮを規定する理由を説明す
る。　これらいずれの元素も、耐食性を左右する重要な
元素である。

本発明においてＣｒ濃度は１８〜２８重量％と規定する
。

これは、Ｃｒ濃度が高い程、優れた耐食性が達成される
が、その含有量が１８重量％未満では所望の耐食性が得
られない。　一方２８重量％を越えて含有した場合には
、経済性が損なわれるばかりでなく、シグマ相による脆
化問題等が生じ好ましくない。

Ｎｉは、オーステナイト相を生成させるために有効な元
素であり、本発明の２相ステンレス鋼の組成を形成させ
る適正な範囲として、本発明において、含有量を４〜１
２重量％と定めた。

４重量％未満では、フェライト相単相となり、２相ステ
ンレス鋼とならず、一方、１２重量％を越えて含有して
もそれ以上の顕著な効果ばみられず経済性からも好まし
くない。

Ｃの含有量は低いほど耐食性は向上するのは周知の通り
である。　０．０６重量％超えて含有した場合、液相が
出現することによって気孔が粗大化したり（Ｆｅ、Ｃｒ
）Ｃの炭化物が生成することによって、低Ｃｒ帯が生じ
て耐食性が劣化するので不適である。

また、０の含有量は低いほど、ｍ密化が容易に進み焼結
密度が高くなり、その結果、耐食性は向上する。　しか
し、０．３重量％を超えてＯを含有する場合は、Ｃｒ系
酸化物が生成し、焼結が阻害され、高密度が得られず、
その結果耐食性を劣化させる。　従って、０含有量の上
限は０．３重量％とするのが好ましい。

但し、Ｃｒ酸化物の存在に起因する密度低下が著しくな
い場合、０含有量の増加に伴う直接的な耐食性の劣化は
、極端なものでは無いため、用途によっては、必要な耐
食性を確保できる。　また、焼結体のＣ１０の低減は、
Ｃ＋０−Ｃｏまたは（：　＋　：２０　＝　ＣＯ２の反
応で進行し、その反応速度はＣ重量％と０重量％との積
に比例する。　そのため、耐食性を極端に劣化させる原
因となるＣ含有量を０．０６重量％以下にするのに必要
な反応時間は、最終焼結体の０含有愈の許容値を高くす
ることで短縮できる。　　したがって、耐食性の要求レ
ベルが極端に高くない場合は、経済的な観点より、含有
Ｏ量は０．３％を超えることが好ましい。　しかし、含
有０量が、０．７重量％を超えると、耐食性劣化が著し
いため、含有０量の上限を０．７重量％とした。

また、Ｍｏは、耐食性、耐酸化性改善に最も有効で、さ
らに生地中への固溶強化によって機械的特性の向上にも
有利な元素である。

本発明に於いて、Ｍｏは、０．５〜４．０重量％含有す
るのがよい。　０．５重量％未満では、所望の耐食性が
得られず、また４、０重量％超ではシグマ脆性、４７５
℃脆性等の問題が生じるため好ましくない。

また、ＮはＮｉとともにオーステナイトフォーマ−の元
素であり、本発明における２相ステンレス鋼の安定化に
際し、必要の場合は適正な範囲内で含有してもよい。　
　０．０５重量％未満ではオーステナイト生成が不充分
であり、一方０，３重量％を越えて含有した場合には、
窒化物を生成し、耐食性を損ねることになるので好まし
くない。

焼結密度比９２％以上、気孔の最大径２０μｍ以下およ
び焼結のままの焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体内部の
Ｃｒ含有量の８０％以上であることは前述のとおりであ
り、この理由についてもすでに述べたとおりである。

次に、本発明の耐食性に優れた焼結合金鋼の好ましい製
造方法を説明する。

Ｃｒを１８〜２８重量％、Ｎｉを４〜１２重量％含む平
均粒径１５μｍ以下のステンレス鋼粉を用い、または、
Ｃｒを１８〜２８重量％、Ｎｉを４〜１２重量％、Ｍｏ
を０．５〜４．０皿量％含む平均粒径１５μｍ以下のス
テンレス鋼粉を用い、該鋼粉に結合剤を添加混合して成
形した後、該成形体中の結合剤を非酸化性雰囲気中で加
熱して除去し、続いて、温度１０００〜１３５０℃、圧
力３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結し、さらに、温度１
２００〜１３５０℃で非酸化性７囲気中で焼結する方法
である。

ｔｔ　オ、原１としてＭｏを０．５〜４．ｏｉ量％を含
む鋼粉を用いる後者の方法では、−層好ましい特性の焼
結体が得られる。

本発明の方法において、原料鋼粉中のＣｒ、Ｎｉ量を規
定するのは、本発明の焼結体を得るために必要だからで
ある。

用いる鋼粉の平均粒径は、１５μｍ以下とし、詳細につ
いては、すでに［１］で述べたものと同様である。

次に、原料に結合剤を添加した後、成形を行い、成形後
、結合剤を除去した後焼結を行う。

結合剤の添加、成形、結合剤の除去については、すでに
［１］で詳述した。

焼結は、すでに［１］で詳述したものと同様であり、２
段階によって構成されており、第１段階目は、被焼結体
に含有される酸化物と固溶炭素との還元、脱炭同時反応
を促進し、かつＣｒ蒸散を抑制することに主眼を置き、
第２段階目は、第１段階目で不可避的に起った焼結体表
面部のＣｒ濃度低下の修復および焼結緻密化の促進に主
眼を置くものである。

第１段目の焼結は、温度１０００〜１３５０℃、圧力３
０Ｔｏｒｒ以下の条件で行う。

１０００℃未満では、還元、脱炭反応速度が遅く、低Ｃ
１低０の焼結体を得るのに長時間を要し、１３５０℃を
超えると、焼結緻密化が速く、ｃｏガスの拡散が妨げら
れるため、還元、脱炭反応が効率よく進行しないばかり
か、Ｃｒの蒸発が著しいため、１０００〜１３５０℃の
範囲が好ましい。

また、真空排気のみを行う真空加熱炉で焼結する場合は
、０．ＩＴｏｒｒを超えると、真空排気と非酸化性ガス
の導入とを同時に行う真空加熱炉で焼結する場合は、３
０Ｔｏ　ｒ　ｒを超えると、Ｃｒ酸化物の還元、脱炭の
同時反応が効率的に進行しないので、前者の場合は、０
．ＩＴｏｒｒ以下が、後者の場合は、３０Ｔｏｒｒ以下
が好ましい。

第２段目の焼結は、非酸化性雰囲気中、１２００℃〜１
３５０℃で焼結する。　こ　こで、高密度化およびＣｒ
濃度分布の均一化を達成する。

１２００℃未満では、焼結体密度比の向上が顕著ではな
く、また、前段階の真空焼結時に生成した焼結体表面の
低Ｃｒ部を、焼結体内部からのＣｒ原子の拡散により修
復することが、効率よく行えない。　一方、１３５０℃
を超えると、一部が融解して形状が崩れることも多く、
所定の製品を得ることができない。　従って、１２００
〜１３５０℃が好ましい。

減圧下で焼結後、非酸化性雰囲気で焼結することにより
、十分な耐食性を得ることができるが、非酸化性雰囲気
下で焼結した後、必要な場合は、 （１）９００〜３００℃間を２時間以下で冷却する。

（２）ひきつづき９００〜１２００℃で１分以上保持し
た後、９００〜３００℃間を２時間以下で冷却する。

（３）冷却した後、９００〜１２００℃に再加熱した後
、９００〜３００℃を２時間以下で冷却することにより
、より優れた耐食性を得ることができる。

以上のように焼結することによって本発明の耐食性およ
び機械的特性に優れる焼結体が得られる。

［４］本発明の耐食性に優れた焼結合金鋼は、 Ｃｒ　：　１３〜２５重量％、 Ｃ：０．０４重量％以下、 ０：０．７重量％以下を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物元素とからなる組成で、フェ
ライト相の単相組織を有し、かつ密度比が９２％以上、
組織内に残留する気孔の最大径が２０μｍ以下、焼結の
ままの焼結体表面のＣｒ濃度が焼結体中心部のＣｒ濃度
の８０％以上である。

また、本発明の他の耐食性に優れた焼結合金鋼は、 Ｃｒ：１３〜２５重量％、 Ｍｏ：ｉ０重量％以下、 Ｃ：０．０４重量％以下、 ０：０．７重量％以下を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物元素とからなる組成で、フェ
ライト相の単相組織を有し、かつ密度比が９２％以上、
組織内に残留する気孔の最大径が２０μｍ以下、焼結体
表面のＣｒ濃度が焼結体中心部のＣｒ濃度の８０％以上
である。

本発明において焼結合金鋼組成中のＣｒ、Ｍｏ、Ｃ，Ｏ
を規定したのは、これらのいずれの元素も耐食性を左右
する重要な元素と考えられるからである。

Ｃｒ：Ｃｒは高いほど耐食性は向上するが、その含有量
が１３重量％未満では、Ｆｅ−Ｃｒ状態図より焼結温度
（１０００〜１３５０℃）において、γループ内にあり
、α相焼結を阻害し高密度化がなされない。　その上、
耐食性が損なわれるために下限を１３重量％とじた。

一方、２５重量％を超えて添加しても、それ以上の顕著
な効果の向上は認められず、コストの点で不利となる。

　さらに、Ｃｒ含有量が高いと、シグマ脆性、４７５℃
脆性といった問題が生ずるために上限を２５重量％とじ
た。

Ｃ：Ｃは、その含有量が低いほど耐食性は向上する。　
含有量がｏ、ｏ４ｇＢ％を超えると、液相が出現して気
孔が粗大化したり、ＦｅやＣｒの炭化物が生成されるた
めに低Ｃｒ帯が生じ、耐食性が劣化する。

０：ｏは、低いほど緻密化が容易に進み焼結密度が高く
なり、その結果、耐食性は向上する。　　しかし、０．
３重量％を超えて０を含有する場合は、Ｃｒ系酸化物が
生成し、焼結が阻害され、高密度が得られず、その結果
耐食性を劣化させる。

但し、Ｃｒ酸化物の存在に起因する密度低下が著しくな
い場合、０含有量の増加に伴う直接的な耐食性の劣化は
、極端なものでは無いため、用途によっては、必要な耐
食性を確保できる。　また、焼結体のＣ，Ｏの低減は、
Ｃ＋Ｏ→ＣＯまたはＣ＋２０→ＣＯ２ の反応で進行し、その反応速度はＣ重量％と０重量％と
の積に比例する。　そのため、耐食性を極端に劣化させ
る原因となるＣ含有量を０．０４重量％以下にするのに
必要な反応時間は、最終焼結体の０含有量の許容値を高
くすることで短縮できる。　したがって、耐食性の要求
レベルが極端に高くない場合は、経済的な観点より、含
有Ｏ量は０．３％を超えてもよい。

しかし、含有０量が、０．７重量％を超えると、耐食性
劣化が著しいため、含有Ｏ量の上限を０．７重量％とじ
た。

Ｍｏ　：　Ｍｏは、耐食性、耐酸化性改善に最も有効で
、さらに生地中への固溶強化によって機械的特性の向上
にも有利な元素である。　しかし、１０重量％を超えた
場合にはシグマ脆性、４７５℃脆性といった問題が生ず
るため上限を１０重量％と定めた。

なお、上記の通り、ＭＯは耐食性、耐酸化性改善に有効
な金属であるから、ＭＯを含有する焼結合金鋼は、より
耐食性、耐酸化性に優れる。

焼結密度比９２％以上、気孔の最大径２０μｍ以下およ
び焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体内部のＣｒ含有量の
８０％以上であることは前述のとおりであり、この理由
についてもずでに述べたとおりである。

次に、上記焼結合金鋼の製造方法の１例について説明す
る。

即ち、Ｃｒを１３〜２５重量％含む平均粒径１５μｍ以
下の合金鋼粉を用い、または、Ｃｒを１３〜２５重量％
、Ｍｏを１０重量％以下含む平均粒径１５μｍ以下の合
金鋼粉を用い、該鋼粉に結合剤を添加混合して成形した
後、該成形体中の結合剤を非酸化性雰囲気中で加熱して
除去し、続いて、温度１０００〜１３５０℃、３０Ｔｏ
ｒｒ以下の真空中で焼結し、さらに、温度１２００〜１
３５０℃、常圧、非酸化性雰囲気中で焼結する方法であ
る。

なお、原料としてＭｏを１０重量％以下含む鋼粉を用い
る後者の方法では、−層、好ましい特性の焼結体が得ら
れる。

用いる鋼粉の平均粒径は、１５μｍ以下とし、詳細につ
いては、すでに［１］で述べたものと同様である。

次に、原料に結合剤を添加した後、成形を行い、成形後
、結合剤を除去した後焼結を行う。

結合剤の添加、成形、結合剤の除去については、すでに
［１］で詳述した。

焼結は、すでに［１］で詳述したものと同様であり、２
段階によって構成されており、第１段階目は、被焼結体
に含有される酸化物と固溶炭素との還元、脱炭同時反応
を促進し、かつＣｒ蒸散を抑制することに主眼を置き、
第２段階目は、第１段階目で不可避的に起った焼結体表
面部のＣｒ濃度低下の修復および焼結緻密化の促進に主
眼を置くものである。

第１段目の焼結は、温度１０００〜１３５０℃、圧力３
０Ｔｏｒｒ以下の条件で行う。

１０００℃未満では、還元、脱炭反応速度が遅く、低Ｃ
１低０の焼結体を得るのに長時間を要し、１３５０℃を
超えると、焼結緻密化が速く、ＣＯガスの拡散が妨げら
れるため、還元、脱炭反応が効率よく進行しないばかり
か、Ｃｒの蒸発が著しいため、１０００〜１３５０℃の
範囲が好ましい。

また、真空排気のみを行う真空加熱炉で焼結する場合は
、０．ＩＴｏｒｒを超えると、真空排気と非酸化性ガス
の導入とを同時に行う真空加熱炉で焼結する場合は、３
０Ｔｏｒｒ’を超えると、Ｃｒ酸化物の還元、脱炭の同
時反応が効率的に進行しないので、前者の場合は、０．
ＩＴｏｒｒ以下が、後者の場合は、３０Ｔｏｒｒ以下が
好ましい。

第２段目の焼結は、非酸化性雰囲気中、１２００℃〜１
３５０℃で焼結する。　　こ　こで、高密度化およびＣ
ｒ濃度分布の均一化を達成する。

１２００℃未満では、焼結体密度比の向上が顕著ではな
く、また、前段階の真空焼結時に生成した焼結体表面の
低Ｃｒ部を、焼結体内部からのＣｒ原子の拡散により修
復することが、効率よく行えない。　一方、１３５０℃
を超えると、一部が融解して形状が崩れることも多く、
所定の製品を得ることができない。　従って、１２００
〜１３５０℃が好ましい。

減圧下で焼結後、非酸化性雰囲気で焼結することにより
、十分な耐食性を得ることができるが、非酸化性雰囲気
下で焼結した後、必要な場合は、 （１）９００〜３００℃間を２時間以下で冷却する。

（２）ひきつづき９００〜１２００℃で１分以上保持し
た後、９００〜３００℃間を２時間以下で冷却する。

（３）冷却した後、９００〜１２００℃に再加熱した後
、９００〜３００℃を２時間以下で冷却することにより
、より優れた耐食性を得ることができる。

〈実施例〉 以下、本発明を実施例に基づいて説明するが、本発明は
これらに限定されない。

（実施例１〜６、比較例１〜７） 原料粉末として、 Ｃｒ：１２〜２８重量％ Ｎｉ：　　５〜２６重量％ ＭＯ：　０〜１２重量％ Ｃ：５０．０５重量％ ０　　：０．２〜１．０重１％ の組成を有する水アトマイズ鋼粉を用意した。

分級によって平均粒径を８μｍに調整し・、これに熱可
塑性樹脂とワックスを添加混合し、加圧ニーダを用いて
混練した。　この時の混合比は重量比で９：１とした。

　成形体の試料」法および形状は、 長さ：４０ｍｍ 幅　　：２０ｍｍ 厚さ：　　３ｍｍ の直方体で、射出成形機を用いて成形した。

次に窒素雰囲気中で昇温速度１０℃／ｈで６００℃まで
加熱して、その成形体中のＣ１０モル比が１．０〜２．
０になるように結合剤を除去した。　それを真空中（＜
１ｏ−３Ｔｏ　ｒ　ｒ）で１時間以上焼結し、続いて常
圧のＡｒガス雰囲気中、１３００℃で３時間保持した。

冷却後、アルキメデス法による密度および真密度から密
度比を求め、また、焼結体のＣ，０二を分析した。　他
に耐食性を評価するために、人工汗中に２４時間放蓋し
、その後発錆があるかどうか、実体顕微鏡で確認した。

　請が全く見られない場合を良好、少しでも錆が見られ
たり変色した場合を発錆とした。

最大気孔径（Ｄｍａｘ）は、焼結体を樹脂に埋め込み、
研磨した後、光学顕微鏡で観察し、画像処理を行い、次
式によって算出したにこで、Ｓｍａｘ：最大気孔断面積
を有する気孔の断面積である。

焼結合金鋼内の合金成分の濃度分布は、上記と同一試料
を用いて、焼結体の断面を焼結体表面から中心までＥ　
Ｐ　Ｍ　Ａの線分析により求めた。　またＣｒその他の
元素について濃度分布を調べた。

その結果を第１表に示す。

第１表から分るように、実施例１〜６では組成が、 Ｃｒ：１６〜２５重二％ Ｎ重量　コ　　　８〜２４ｆｉ　＝ｉ　％Ｃ：　≦０　
、０６重量％ ０　　：　≦０　、３重量％ であり、さらにＭｏを含むものでは、 ＭＯ：５１０重量％ であり、密度比９２％以上で、最大気孔径が２０μｍ以
下で合金元素が均一な濃度分布をしているため、人工汗
試験の腐食試験で全く錆が見られず変色もなく健全な焼
結体が得られた。

一方、比較例１〜７は合金元素量が規定外にあるか、あ
るいは液相焼結により密度は上がっているが、Ｃが０．
０６瓜量％を上廻り気孔も粗大化しているので人工汗試
験で多数の錆が見られた。　また、０が０．３重量％よ
り大きいものでは酸化物による焼結阻害で、密度比が９
２％未満となり、最大気孔径も２０μｍを超えたため耐
食性が劣化したと考えられる。

比較例２および５はＣｒまたはＭＯ含有量が多く０相が
析出したため、耐食性が劣化した。

（実施例７〜８、比較例８） 実施例１で用いた原料粉を分級によって平均粒径８μｍ
、１２μｍ、１８μｍの鋼粉に調整した。　実施例１と
同様な方法で成形、焼結後、密度比測定と人工汗試験に
よる耐食性を調べた。　その結果を第２表に示す。

この結果、平均粒径８μｍ、１２μｍでは焼結密度比９
２％以上、最大気孔径２０μｍ以下の試験片が得られた
。　この試験片を用いて耐食試験した結果、試験前後で
何ら変化が見られなかった。　一方、平均粒径】８μｍ
の原料粉を用いた結果、密度比が９１％と低く、最大気
孔径は２０μｍを超える大きさであり、腐食し易くなり
、孔食が発生し多数の錆が見られた。

第 表 註）＊：焼結体表面のＣｒｙＱ度が内部のＣｒの温度の
８０％以上のものを「均一」と表示し、８０％未満のも
のをＦ不均一」と表示した。

（実ｔｒｆｌＵ　９〜１．　Ｏ１比較例９〜ｌｏ）実施
例１で用いた平均粒径８μｍの原料粉を用いて実施例１
ど同様な方法で、混錬、成形後、結合剤を除去した。

次に真空中（１０−３７’ｏｒｒ）で￥温から１３００
℃まで昇温し、１時間保持後Ａ、　ｒガス雰囲気中に変
えて２０！間保持した（実施例９　）。

実ｊ１例１０は真空中での保持温度を１１００℃とした
結果を示す６　比較例９．１ｏは真空焼結のみの場合を
示す。

これらの結果を第３表に示す。

実施例９、実施例１０は真空焼結後、Ａ、　ｒガス雰囲
気で焼結しているため、焼結体表面のＣｒ含有量が焼結
体中心部のＣｒ含有量の９５％以上で耐食性に僅れた焼
結体が得られた。

これは真空焼結により、 Ｃ５０，０６重量％ ０≦０．３重量％ とし、続いて１３００℃以上の高温で焼結することによ
って緻密化が進み密度比９２％以上を得ると同時に最大
気孔率は１８μｍと抑制さね、合金元素が均一化したこ
とに起因していると考えられる。

比較例９は真空焼結温度を１３００ｔ：とじているため
、Ｃ，Ｏ旦が低いが、真空焼結のみで表面のＣｒ含有量
が焼結体中心部のＣｒ含有量の１０％となり、その結果
、耐食性が劣化している。　比較例１０も真空焼結のみ
で表面のＣｒ含有量が低くなり、またＣ量が高く、液相
焼結により高密度化しているが、高Ｃのために耐食性が
劣化している。

（実施例１１〜１３、比較例１１．１２）原料粉末とし
て Ｃｒ：１８重景％ Ｎｉ：１２重重量 Ｍｏ：２．５重量％ Ｃ：≦０．０５重全％ ０　　：０．５〜１．Ｏｆｆｉｍ％ の鋼粉を用いて、実施例１と同様な方法で混練、成形後
、結合剤を除去した。　次に、湿水素雰囲気中、４００
〜７００℃で加熱し、温度の変更によって成形体のＣ１
０モル比を調整した。　これを真空中（＜１Ｏ−３Ｔｏ
ｒｒ）で室温から１２００℃まで！Ａ−温し、１時間保
持後Ａｒガスを装入して３時間保持した。　その結果を
第４表に示す。

第４表から明らかなように焼結体のＣ，Ｏ量は０７０モ
ル比に依存しており、すなわち耐食性にｔｅを及ぼすこ
とが分る。

実施例１１〜１３はモル比が０．３〜３．０の範囲にあ
るので低Ｃ，ｏの焼結体が得られた。　　しかし、比較
例１１で示されるようにモル比が小さいということは成
形体の０が過剰であることを意味しており焼結体におい
ても０が残留して、焼結を阻害し、気孔も大きく、高密
度が得られず耐食性が劣化した。　また、比較例１２で
示されるようにモル比が大きいということは成形体のＣ
が過剰であることを意味しており、焼結体においてもＣ
が残留して液相が出現し、密度は増加したが気孔の粗大
化と高Ｃ量により耐食性が劣化した。

（実施例１４〜１７、比較例１３） 実施例１の成形原料を使用して、長さ：４０ｍｍ、幅：
２０ｍｍ、厚さ：８ｍｍの直方体試料を、射出成形した
。

次に窒素雰囲気中、昇温速度５℃／ｈで５００℃まで加
熱して脱脂処理を行った。　さらに、湿水素雰囲気中、
５００〜７００℃で加熱し、Ｃ１０量を副部した。　つ
づいて、真空中（＜０．００１Ｔｏｒｒ　）　、？　１
７０℃まで昇温・保持し、さらに、Ａｒガスを導入、１
３５０℃まで昇温、１時間保持した。　　　１１７０℃
での保持時間、焼結体のＣ，Ｏ量、密度比、最大気孔径
、濃度分布および人工汗試験の結果を第５表に示す。

第５表より、０量の０．３ｗｔ％を超える焼結体は、２
４時間の人工汗試験では発錆が見られるものの、０量の
０．７ｗｔ％以下の焼結体である限り、１２時間の人工
汗試験では発錆が検出されない。　また、Ｏｉが高いほ
ど、Ｃ量を０．０６ｗｔ％以下にするのに必要とする時
間は短い（実施例１４〜１７、比較例１３では、Ｃ量が
約０．０２％程度に減少するまでの時間を比較した）。

　　したがって、ｏ量が０．３重量％を超え、０．７重
量％の焼結体は、耐食性の極端な劣化のない、経済性に
優れるものであるといえる。　特に、本例のように、肉
厚の部品の製造においては、Ｃ９Ｏの両方を低減するに
は、時間を要するため、耐食性により有害なＣ量を０．
０６重量％以下に低減した、０．３重量％超、０．７重
量％の０を含有する焼結体において、特に経済的である
。

第　　５　　表 （実施例１８〜２５、比較例１４．１５）実施例１と同
様の成形体を用意し、実施例１と同様の脱脂処理を行っ
た。　焼結においては、第１段目の真空焼結条件で雰囲
気を種々に変更し、１１２０℃で１時間保持することに
よって行った。　引続き、いずれの場合も、大気圧のＡ
ｒ中、１３２０℃で２時間保持して焼結鋼を得た。　た
だし、真空焼結時には、真空排気系のバルブを絞ること
、あるいは、真空排気系はそのままにしてＡｒガスをニ
ードルバルブより微量導入することによって、真空度を
調整・制御した。　焼結鋼は、実施例１と同様の試験を
行った。　焼結鋼の焼結条件、密度比、Ｃ，Ｏ量、最大
気孔径、Ｃｒ濃度分布、耐食性試験結果を、第６表にま
とめた。　第６表において、真空焼結時に、真空排気系
のバルブを絞ることによフて真空度を調整した場合は、
その圧力を記し、Ａｒガスの微量導入によって真空度を
調整した場合は、圧力のすぐ後にＡｒと明記した。

第６表より明らかなように、真空焼結時においては、真
空排気が不十分で真空度が低下する場合（実施例１８，
２４．２５および比較例１５の比較）は、焼結鋼のＣ，
Ｏ量は高くなり、ＩＴｏｒｒの真空度（比較例１５）で
は焼結鋼に錆を生じ、０．ＩＴｏｒｒ以下の圧力（実施
例１８，２４．２５）では、低いｃ、　。

量を確保できるため発錆を生じることはなかった。　一
方、十分な真空排気を行い、非酸化性ガスを導入する場
合（実施例１９〜２３および比較例１４）、炉内圧力の
３０Ｔｏｒｒ未満までの上昇においては（実施例１９〜
２３）、幾分かのＣ２０量の上昇はみられるものの、発
錆を生じることはなく、３０Ｔｏ　ｒ　ｒを超えると（
比較例１４）、Ｃ，Ｏの上昇が著しくなるため錆を生じ
た。

以上のように、真空焼結においては、十分に排気を行い
、０．ＩＴｏｒｒ以下の圧力とするか、もしくは、非酸
化性ガスを導入する場合は、３０Ｔｏｒｒ未溝にするこ
とによる本発明の製造方法によって、 耐食性に優れる焼結鋼が 得られるのである。

（実施例２６、比較例１６〜１８） 原料粉末として、 Ｃｒ：１４〜２９重量％、 Ｎｉ：　　４〜２１重量％、 Ｃ：０．０２〜０．０６重量％、 Ｎ　　：０．０１〜０．０２重量％、 Ｍｏ　：　Ｏまたは２．２重量％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素とからなる
組成を有する水アトマイズステンレス鋼粉を用意した。

　これを分級し、平均粒径１２μｍに調整した後、ポリ
エチレン４重量％とパラフィンワックス８重量％とを加
え、加圧ニーダを用いて混練した。　これを射出温度１
５０℃、射出圧力１０００　ｋｇ／ｃｍ’で射出成形を
行い、４０ｍｍＸ　２０ｍｍｘ　２ｍｍの成形体とした
。

つぎに、Ａｒ雰囲気中で、１０℃／ｈの昇温速度で６０
０℃まで昇温し、結合剤を除去した。

さらに、１１５０℃まで昇温し、圧力１Ｏ−３Ｔｏｒｒ
で１時間保持した後、温度を１３００℃まで昇温し、Ｎ
２量１５％（他はＡｒで全圧ｌａｔｍ）の雰囲気中で２
時間保持し、焼結体を得た。

冷却後、アルキメデス法による密度および真密度より密
度比を求め、また、焼結体中のＣ１Ｎ量をそわぞれ燃焼
赤外線吸収法、不活性ガス融解熱伝導度法によって分析
した。

Ｃｒ％Ｎｉ、Ｍｏについては、原料粉末中の組成とほぼ
同様であるので、特に分析は行わなかった。

さらに、耐食性の評価、最大気孔径（ＤｍａＸ）は、実
施例１と同様に測定した。

結果は、第７表に示した。

（実施例２７、比較例１９） 原料粉末として、Ｃｒ：１８．１％、Ｎｉ８．５％、Ｃ
：０．０５％、Ｎ：０．０２％を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物元素とからなる組成を有する水アトマイ
ズステンレス鋼粉で、平均粒径が８μｍ、１２μｍおよ
び１８μｍのものを用いた以外は、実施例２６と同様の
方法で焼結体を作り、同じ〈実施例２６に示した各種の
試験を行った。

結果は、第８表に示した。

（実施例２８、比較例２０） 原料粉末として、Ｃｒ：１８．１％、 Ｎｉ：８．５％、Ｃ：０．０５％、 Ｎ：０．０２％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
元素とからなる組成を有する水アトマイズステンレス鋼
粉を用い、結合剤除去後の第一段の焼結の温度および圧
力を第９表に示す値とした以外は、実施例２６と同様の
方法で焼結体を作り、同じ〈実施例２６に示した各種の
試験を行った。　結果は、第９表に示した。

（実施例２９、比較例２１．２２） 原料粉末として、Ｃｒ：１８．１％、 Ｎｉ：８．５％、Ｃ：０．０５％、 Ｎ：０．０２％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
元素とからなる組成を有する水アトマイズステンレス鋼
粉を用い、第二段の焼結の温度および窒素ガス分圧を第
１０表に示す値とした以外は、実施例２６と同様の方法
で焼結体を作り、同じ〈実施例２６に示した各種の試験
を行った。

結果は、第１０表゛に示した。

実施例２６は、原料鋼粉および得られた焼結体の化学組
成の耐食性に対する影響を検討したものである。

本発明例は、得られた焼結体の化学組成、密度比および
最大気孔径は適当であり、いずれも良好な耐食性を示し
た。　一方、比較例は、得られた焼結体の密度比および
最大気孔径は適当であったが、比較例１６．１８は、耐
食性に有効なＣｒ、Ｎｉが少なく、錆が発生した。　ま
た、比較例１７は、ＣｒおよびＮが過剰であるため、σ
相が出現し、また、Ｃｒ窒化物が生成したため耐食性が
劣化し、錆の発生があった。

実施例２７は、原料鋼粉の平均粒径の耐食性等への影グ
を検討したものである。

本発明例は、平均粒径８μｍ５１２μｍの鋼粉を用いた
ので、焼結密度比９２％以上、最大気孔径２０μｍ以下
の焼結体が得られた。

そして、いずれも良好な耐食性を示した。

一方、比較例は、平均粒径１８μｍの鋼粉を用いたので
、密度比が８９％と低く、最大気孔径は２０μｍを超え
る大きさとなった。　そのために、孔食が発生し、多数
の錆が見られた。

実施例２８は、第一段の焼結条件（温度、圧力）が、焼
結体の化学組成および耐食性等に与える影響を検討した
ものである。

発明例は、得られた焼結体の密度比および最大気孔径は
適当であり、Ｃが０．０５重量％以下、Ｎが０，０５〜
０．４０重量％の範囲にあり、良好な耐食性を示した。

一方、比較例は、得られた焼結体の密度比および最大気
孔径は適当であり、Ｎは０．０５〜０．４０重量％の範
囲にあったが、Ｃが０．０５重量％超であるため、Ｃｒ
炭化物が生成して低Ｃｒ帯が生じていると考えられ、部
分的な耐食性低下によると思われる錆の発生があった。

実施例２９は、第二段の焼結条件（温度、Ｎ２分圧）が
、焼結体の化学組成および耐食性等に与える影響を検討
したものである。

発明例は、得られた焼結体の密度比および最大気孔径は
適当であり、Ｃが０．０５重量％以下、Ｎが０，０５〜
０．４０重量％の範囲にあり、良好な耐食性を示した。

　一方、比較例２１は、得られた焼結体の密度比および
最大気孔径は適当であり、Ｃは０．０５重量％以下の範
囲にあったが、焼結時のＮ２分圧が不適当なために、Ｎ
が０．０５〜０．４０重量％の範囲外である。　従って
、比較例２１では、Ｃｒ窒化物が生成して低Ｃｒ帯が生
じていると考えられ、部分的な耐食性低下によると思わ
れる。

比較例２２は、焼結温度が低いために、得られた焼結体
の密度比は９１．５％と低く、最大気孔径は２０μｍを
超える大きさとなった。　そのために、孔食が発生し、
多数の錆が見られた。

（実施例３０） 原料粉末として、Ｃｒ：１８．１％、Ｎｉ：８．５％、
Ｃ：０．０５％、Ｎ：０．０２％を含み、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物元素からなる組成を有する水アトマイ
ズステレンス鋼粉を用い、結合剤除去後の第１段の焼結
温度、第２段の焼結温度、Ｎ２分圧を第１１表に示す値
とした以外は、実施例２６と同様の方法で焼結体を作り
、同じ〈実施例２６に示した各種の試験を行った。　結
果を第１１表に示す。

（実施例３１〜３６、比較例２４〜２９）各原料粉末と
して、第１２表に示す成分・組成を水アトマイズ鋼粉と
して用意をした。

前記鋼粉末とアクリルを主体とする熱可塑性樹脂有機バ
インダとワックスとを９：１の重量比で添加混合し、加
圧ニーダを用いて混練した。

成形体の試料寸法および形状は長さ：４０ｍｍ、巾２０
ｍｍ、厚さ３ｍｍの直方体で射出成形機を用いて成形し
た。

次に窒素雰囲気中で昇温速度１０℃／ｈで６００℃まで
加熱して、その成形体中のＣ１０モル比が１．０〜２．
０になるように結合剤を除去した。　それを真空中（＜
ｔｏ”’Ｔｏ　ｒ　ｒ）で、１時間以上焼結し、続いて
常圧のＡｒガス雰囲気中、１３００℃で３時間保持した
。　さらに、１０８０℃で３０分保持後、水冷の熱処理
を施し、２相ステンレス鋼を作製した。

冷却後、アルキメデス法による密度および真密度から、
密度比を求め、また、焼結体のＣ，Ｏ量を分析した。

また、耐食性の評価、最大気孔径Ｄｍａ　ｘは実施例１
と同様に求めた。

焼結合金鋼内の合金成分の濃度分布は、上記と同一試料
を用いて、焼結体の断面を焼結体表面から中心までＥＰ
ＭＡの線分析により求めた。　またＣｒその他の元素に
ついて濃度分布を調べた。

その結果を第１２表中に示す。

第１２表から明らかなように、発明例では、いずれも密
度比９２％以上で、最大気孔径が２０μｍ以下で焼結体
表面のＣｒ濃度が内部のＣｒ？！Ａ度の８０％以上であ
るため、人工汗試験の腐食試験で全く錆がみられず、健
全な焼結体が得られた。

一方、含有量が本発明の範囲外にある比較例では、密度
比が９２％未満であったり、発錆が生じてしまい、焼結
合金鋼として不適である。

（実施例３７．３８、比較例３０．３１）実施例３１で
用いた原料粉を用いて実施例３１と同様な方法で、混練
、成形後、結合剤を除去した。

次に真空中（１０−’Ｔｏｒｒ）で室温から１２５０℃
まで昇温し、１時間保持後Ａｒガス霊囲気中に変えて１
３００℃で２時間保持した（実施例３７）。

実施例３８は真空中での保持温度を１０００℃とした結
果を示す。　比較例３０．３１は真空焼結のみの場合を
示す。

これらの結果を第１３表に示す。

実施例３７、実施例３８は真空焼結後、Ａｒガス雰囲気
で焼結しているため、焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体
中心部のＣｒ含有量の９５％以上で耐食性に優れた焼結
体が得られた。

これは真空焼結により、 Ｃ５０，０６重量％に、０≦０．３重量％とじ１．続い
て１３００℃以上の高温で焼結することによりて緻密化
が進み密度比９２％以上を得ると同時に最大気孔率は１
８μｍと抑制され、合金元素が均一化したことに起因し
ていると考えられる。

比較例３０は真空焼結温度を１３００℃としているため
、０１０量が低いが、真空焼結のみで表面のＣｒ含有量
が焼結体中心部のＣｒ含有量の１０％となり、その結果
、耐食性が劣化している。

比較例３１も真空焼結のみで表面のＣｒ含有量が低くな
り、またＣ量が高く、液相焼結により高密度化している
が、高Ｃのために耐食性が劣化している。

（実施例３９〜４２、比較例３２〜３５）原料粉末とし
て、 Ｃｒ：１０〜２８重量％、 ＭＯ二　０〜１２重量％、 Ｃ：０．０５重量％以下、 ０：０．３重量％以下 を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とからなる組成
を有する水アトマイズ鋼粉を用意した。　これを分級し
、平均粒径１２μｍに調整した後、熱可塑性樹脂とワッ
クスとを加え、加圧ニーダを用いて混練した。　これを
、１２０〜１６０℃、８００〜１２００ｋｇｆ／ｃｍ’
で射出成形を行い、４０ｍｍｘ　２０ｍｍｘ　２ｍｍの
成形体とした。　つぎに、Ｎ２雰囲気中で、１０ｔ／ｈ
の昇温速度で６００℃まで昇温し、２〜６時間保持して
成形体中のＣ１０モル比が０．５〜２．０となるように
結合剤を除去した。　さらに、、１１５０℃まで昇温し
、圧力１Ｏ−３Ｔｏｒｒで１時間以上保持した後、温度
を１３００℃まで昇温し、Ａｒ雰囲気中で３時間保持し
、焼結体を得た。

冷却後、アルキメデス法による密度および真密度より密
度比を求め、また、焼結体中のＣ１０量を分析した。

耐食性および最大気孔径（Ｄｍａｘ）は、実施例１と同
様に測定した。

焼結合金鋼内の合金成分の濃度分布は、上記と同一試料
を用いて、焼結体の断面を焼結体表面から中心までＥＰ
ＭＡの線分析により求めた。　また、Ｃｒその他の元素
について濃度分布を調べた。

その結果を第１４表に示す。

第１４表から明らかなように、実施例３９〜４２は、組
成が、Ｃｒ：１３〜２５重量％、Ｃ：０．０４重量％以
下、０２０．３重量％以下であり、さらにＭＯを含むも
のでは、ＭＯ：１０重量％以下であり、密度比が９２％
以上で、最大気孔径が２０μｍ以下で、合金元素が均一
な濃度分布（焼結体表面Ｃｒ濃度≧０．８×焼結体内部
Ｃｒ濃度）をしているため、人工汗試験の腐食試験で全
く錆が見られず変色もなく健全な焼結体が得られた。

一方、比較例３２は、Ｃｒ含有量が、１０！を量％であ
るため、α相焼結の効果が得られず、密度が十分でなく
、最大気孔径も２４μｍと大であるため、発錆したと考
えられる。

比較例３３は、Ｃｒ含有量が２９重量％と過剰であるた
め、α相が析出し、これによって焼結が阻害され、その
結果、高Ｃとなり発錆したと考えられる。

比較例３４も同時に高Ｃｒ、高ＭＯであるため、α相が
析出し、焼結が阻害され、その結果、発錆したと考えら
れる。

比較例３５は、Ｃ量が０．０９ｍ！量％と高く、液相が
生じたために高密度焼結体が得られたが、高Ｃ量、最大
気孔径が２０μｍ以上と大となった結果、発錆したと考
えられる。

（実施例４３，４４、比較例３６．３７）実施例３９で
用いた平均粒径８μｍの原料粉を用い°〔実施例３９と
同様の方法で、混練、成形後、結合剤を除去した。

次に真空中（１０−３Ｔｏｒｒ）で室温から１２００℃
まで昇温し、１時間保持後Ａｒガス雰囲気中に変えて１
３００℃で２時間保持した（実施例４３）。

実施例４４は真空中での保持温度を１１００℃とした結
果を示す。　比較例４０．４１は真空焼結のみの場合を
示す。

これらの結果を第１５表に示す。

実施例４３、実施例４４は真空焼結後、Ａｒガス霊囲気
で焼結しているため、焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体
中心部のＣｒ含有量の９５％以上で耐食性に優れた焼結
体が得られた。

これは、真空焼結により、 Ｃ６０，０４重量％、 ０≦０．３重量％ とし、続いて１３００℃以上の高温で焼結することによ
って緻密化が進み、密度比９２％以上を得ると同時に最
大気孔率は１８μｍと抑制され、合金元素が均一化した
ことに起因していると考えられる。

比較例３６は真空焼結温度を１３００℃としているため
、Ｃ，Ｏ量が低いが、真空焼結のみで表面のＣｒ含有量
が焼結体中心部のＣｒ含有量の１０％となり、その結果
、耐食性が劣化している。　比較例３７も真空焼結のみ
で表面のＣｒ含有量が低くなり、また、Ｃ量が高く、液
相焼結により高密度化しているが、高Ｃのために耐食性
が劣化している。

〈発明の効果〉 本発明の焼結合金鋼は、以上のように構成されているの
で、耐食性に優れ、機械的性質に優れた特性を有し、過
酷な条件下における材料として広く使用することができ
る。

このような焼結合金鋼は、本発明方法を用いて、ステン
レス鋼粉以外に合金鋼粉を添加せず、再圧縮、再焼結の
工程を行うこともなく、特別な装置を必要とせずに、比
較的低い温度での減圧焼結とその後の比較的高温での非
酸化性７囲気下での焼結の二段焼結によって容易に製造
することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、焼結体の表面近傍のＣｒＱｉ度のＥＰＭＡ線
分析結果を示したグラフである。

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. （１）ステンレス鋼粉末を用い、該鋼粉に結合剤を添加
   混合して成形した後、該成形体中の結合剤を加熱して除
   去する工程［１］と、３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結
   する工程［２］と、さらに実質的に常圧下での非酸化性
   雰囲気で前記工程［１］、［２］よりも高い温度で焼結
   する工程［３］とを有することを特徴とする耐食性に優
   れた焼結合金鋼の製造方法。
2. （２）前記３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結する工程２
   が、１０００℃〜１３５０℃で行われる請求項１記載の
   製造方法。
3. （３）前記非酸化性雰囲気で焼結する工程３が、１２５
   ０℃〜１４００℃で行われる請求項１または２に記載の
   製造方法。
4. （４）前記非酸化性雰囲気が、Ｎ＿２を含む不活性混合
   ガスである請求項１ないし３のいずれかに記載の製造方
   法。
5. （５）前記ステンレス鋼粉末が、平均粒径１５μｍ以下
   である請求項１ないし４のいずれかに記載の製造方法。
6. （６）前記成形体中の結合剤を加熱して除去する工程１
   において、前記成形体中のＣ／Ｏモル比を０．３〜３．
   ０に調整する請求項１ないし５のいずれかに記載の製造
   方法。
7. （７）前記３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結する工程［
   ２］に際し、予め成形体中のＣ／Ｏモル比を０．３〜３
   ．０に調整する請求項１ないし６のいずれかに記載の製
   造方法。
8. （８）Ｃｒ：１６〜２５重量％ Ｎｉ：８〜２４重量％ を含み、平均粒径１５μｍ以下の鋼粉を用い、該鋼粉に
   結合剤を添加混合して成形した後、該成形体中の結合剤
   を非酸化性雰囲気中で加熱して除去し、続いて温度１３
   ５０℃以下、圧力３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結し、
   さらに非酸化性雰囲気下で焼結する請求項１ないし７の
   いずれかに記載の耐食性に優れた焼結合金鋼の製造方法
   。
9. （９）Ｃｒ：１６〜２５重量％、 Ｎｉ：６〜２０重量％ を含む平均粒径１５μｍ以下のステンレス鋼粉を用い、
   該鋼粉に結合剤を添加混合して成形した後、該成形体中
   の結合剤を非酸化性雰囲気中で加熱して除去し、続いて
   、温度１３５０℃以下、圧力３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下
   で焼結し、さらに、Ｎ＿２を含む（不活性）混合ガス雰
   囲気中で焼結することを特徴とする請求項１ないし７の
   いずれかに記載の耐食性に優れた焼結合金鋼の製造方法
   。
10. （１０）Ｃｒ：１８〜２８重量％ Ｎｉ：４〜１２重量％ を含み、平均粒径１５μｍ以下の鋼粉を用い、該鋼粉に
    結合剤を添加混合して成形した後、該成形体中の結合剤
    を非酸化性雰囲気中で加熱して除去し、続いて温度１３
    ５０℃以下、圧力３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結し、
    さらに非酸化性雰囲気下で焼結する請求項１ないし７の
    いずれかに記載の耐食性に優れた焼結合金鋼の製造方法
    。
11. （１１）Ｃｒ：１３〜２５重量％ を含み、平均粒径１５μｍ以下の鋼粉を用い、該鋼粉に
    結合剤を添加混合して成形した後、該成形体中の結合剤
    を非酸化性雰囲気中で加熱して除去し、続いて温度１３
    ５０℃以下、圧力３０Ｔｏｒｒ以下の減圧下で焼結し、
    さらに非酸化性雰囲気下で焼結する請求項１ないし７の
    いずれかに記載の耐食性に優れた焼結合金鋼の製造方法
    。
12. （１２）ステンレス鋼組成を有し、かつ、密度比が９２
    ％以上、組織内に存在する気孔の最大径が２０μｍ以下
    、焼結のままで焼結体表面のＣｒ含有量が焼結体内部の
    Ｃｒ含有量の８０％以上である耐食性にすぐれた焼結合
    金鋼。