JPS631365B2

JPS631365B2 -

Info

Publication number: JPS631365B2
Application number: JP58143669A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; Akihisa Inoe; Yoshio Harakawa
Original assignee: TEIKOKU PISUTONRINGU KK
Current assignee: TEIKOKU PISUTONRINGU KK
Priority date: 1983-08-08
Filing date: 1983-08-08
Publication date: 1988-01-12
Also published as: JPS6036601A

Description

【発明の詳細な説明】

(イ) 技術分野本発明は高合金鋼粉末及びこの粉末の製造方法
に関するものである。 (ロ) 従来技術粉末冶金技術により製作される焼結品中の空孔
を少なくしその強度を高めるためには、微粉末の
製造が不可欠である。粉末冶金用金属粉末は主と
して破砕法及び水アトマイズ法により製造されて
いる。破砕法は、脆い金属であるマンガン、クロ
ム、アンチモン、ビスマス、コバルトの如き単一
金属又は人為的に脆化された金属である海綿鉄、
電解鉄等、粒界腐食を起こして脆化されたステン
レス鋼、あるいは本質的に脆い合金（金属間化合
物、電子化合物を含む）であるFe−Al、Fe−Al
−Ti、Ni−Al、Ni−Ti、Fe−Cr、Fe−Si等に
適用されている。また水アトマイズ法は金属又は
合金の溶湯を水により機械的に噴霧化する方法で
あり、固液体を形成する成分範囲で甚々しく酸化
性が低い金属・合金以外に広く適用される。これ
らの方法で得られた粉末の組織は例えばFe−Si
−Ｃ粉末について言えばα−Fe相、γ−Fe相、
グラフアイト相などの平衡状態で生成する相、す
なわち平衡相より、構成されている。上記従来法により製造された粉末について本発
明者は以下のような観点から基本的検討を行つ
た。 (a) 粉末製造の容易性：従来法、人為的に脆くし
た金属である海綿鉄及び電解鉄を粉末冶金の原
料とすると、製品のコスト上昇の原因となる。
また、粒界腐食によつて人為的に脆くしたステ
ンレス鋼では粒界割れは結晶粒界に沿つて起こ
るため、結晶粒の大きさによつて粉末の大きさ
が決められ、母材結晶粒の大きさにより粉末の
大きさが制約される。また、脆性相を消滅させ
るため脆性相を焼結体の母相へ完全拡散合金化
させないと、焼結体の靭性が損われる危険があ
る。 (b) 粉末の成分均質性：合金元素含有量が高い金
属の各種成分相がインゴツト内で偏析している
ので、インゴツトを粉砕しても粉末粒子毎で組
成の異なるものになる。また、３重量％以下の
合金元素量（Cr、Mo、Si）を添加した低合金
鋼の水アトマイズ粉は、10³K／secの冷却速度
で均一な過飽和の固溶体組織となる。しかし、
高Mo合金鋼を水アトマイズして得た粉末は
M₆C、M₂C型炭化物が晶出した炭化物偏析の
多い組織となつているために、成分の均質性が
劣つている。 (ハ) 発明の概要本発明は、上述の点(a)及び(b)の点を意識して超
急冷合金の研究を行つていた過程で、(a)重量比で
9.0〜40％のMoと、２〜4.8％のＣと、残部Feと
からなる組成、但し、Mo及びＣの量が第１図の
Ａ点−２％Ｃ、10％Mo、Ｂ点−２％Ｃ、40％
Mo、Ｃ点−４％Ｃ、40％Mo、Ｄ点−４％Ｃ、
15％Mo、Ｅ点−4.8％Ｃ、15％Mo、Ｆ点−4.8％
Ｃ、９％Mo、Ｇ点−3.8％Ｃ、９％Mo、Ｈ点−
3.8％Ｃ、10％Moにより囲まれる領域及びこれら
のＡ〜Ｈ点を結んだ線上に位置する組成、及び(b)
重量比で２〜40％のMoと、2.0〜4.0％Ｃと、３
〜20％未満のCr及び３〜10.0％のＷの少なくとも
１種と、残部Feとからなる組成、ならびに上記
組成(a)に重量比で0.1〜1.5％Si及び0.1〜2.0％Mn
の少なくとも１種を含む組成(c)の高合金鋼粉末
が、非平衡単一結晶相を呈し、従来の粉末の問題
点を解消することを見出して、本発明を完成し
た。さらに、本発明は、上記組成(a)、(b)、(c)及び(d)
の合金を10⁴K／sec以上の冷却速度による急速凝
固により、非平衡単一結晶相を呈し、組成が均一
な高合金鋼粉末の製造方法を提供する。 (ニ) 発明の具体的な説明以下、本発明に係る高合金鋼粉末について具体
的に説明する。この高合金鋼粉末の組成(a)におい
て、Mo9〜40％、C2〜4.8％、残部Fe、但し、
Mo及びＣの量が第１図のＡ点−２％Ｃ、10％
Mo、Ｂ点−２％Ｃ、40％Mo、Ｃ点−４％Ｃ、
40％Mo、Ｄ点−４％Ｃ、15％Mo、Ｅ点−4.8％
Ｃ、15％Mo、Ｆ点−4.8％Ｃ、９％Mo、Ｇ点−
3.8％Ｃ、９％Mo、Ｈ点−3.8％Ｃ、10％Mo、に
より囲まれる領域及びこれらのＡ〜Ｈ点を結んだ
線上に位置するとしたのは、この範囲外では非平
衡単一結晶相が形成されず非晶質相あるいはフエ
ライト又はマルテンサイト組織中に、M₂C、
M₆C、等の炭化物の分散した平衡複合相が形成
されるからである。本発明の高合金鋼粉末では、
各粉末の組織は平衡状態では存在しえない非平衡
単一結晶相である。この相は、本発明者がＸ線回
折により同定したところ、第１図のABCDIH点
−但し、Ｉ点は3.8％Ｃ、15％Mo−を結んだ線上
及び線内の領域ではA12αMn型構造化合物（χ
（カイ）相）であり、DEFGHI点を結んだ線上及
び線内の領域ではε（イプシロン）相であること
がほぼ確実となつた。本発明と同一組成のFe−Mo−Si（Mn）−Ｃ系
合金或いはFe−Mo−Cr（Ｗ）−Ｃ系合金の通常の
溶製法で得られる組織は、マトリツクス相である
フエライト又はマルテンサイト組織に、M₂C炭
化物が晶出分散した多相組織となつている。とこ
ろが本発明の粉末は、フエライトやマルテンサイ
トも炭化物も構成相ではなく、非平衡単一結晶相
より構成される。なお、非晶質合金粉末は非平衡
相であるが結晶相でないため、延性が高く微粉化
が困難である。上述の非平衡単一結晶相では、組成の異なる複
数の相がFe−Mo−Ｃ、Fe−Mo−Cr（Ｗ）−Ｃ、
Fe−Mo−Si（Mn）−Ｃ合金中に存在せず、数μ
ｍの面積内においても均質性を有することを利用
して、粉末冶金製品の均質性を著しく高めた。す
なわち、数μｍの粉末にした場合でも粉末粒子間
の組成の均質性が高い。さらに、このような非平
衡単一結晶相は非常に脆いことも利用して、リボ
ン状で得られたFe−Mo−Ｃ合金等を容易に粉化
し、通常ボールミルによる搗砕法により、40μｍ
以下の微細な粉末を容易に調製し得るようにし
た。これに対して、従来の溶製法によりFe−Mo
−Ｃ合金等を溶製し、40μｍ以下の粒子寸法に粉
砕するとすれば多大なエネルギーと長時間を要
し、非経済的である。上記のような本発明の高合
金鋼粉末の特色は、従来のFe−Mo−Ｃ合金等で
は決して得られない。さらに、本発明の組成(b)のFe−Mo−Ｃ合金等
においては、多元系元素としてCr、及びＷの少
なくとも１種の添加元素は非平衡単一結晶相形成
範囲をMoの下限２％まで拡大することが可能で
ある。但し、本出願人の先願の特願昭57−157987
号との組成の重複を避けるためにCrの上限を20
％未満に制限する。また本発明の組成(c)のSi及び
Mnはε相又はA12α−Mn型化合物（χ相）構造
を有する結晶への固溶範囲内で過飽和に固溶し、
粉末の焼結後の靭性及び強度を向上させる。本発明による高合金鋼粉末は、通常の溶解・粉
砕法により得られた粉末と比較して著しく微細な
結晶粒組織をもつている。一般に後者の粉末の結
晶粒は10ミクロンを越えるが、前者の粉末の結晶
粒は10ミクロン未満、好ましくは２〜３ミクロン
である。なお、本発明の高合金鋼粉末の結晶粒
は、通常の光学顕微鏡では検出されないが、リボ
ンを薄膜に加工し、この薄膜を透過型電子顕微鏡
で観察することにより、結晶粒は明確に観察され
る。上述のように、結晶粒が微細であるために、
本発明の高合金粉末の圧粉体焼結時の結晶粒成長
が少なく、結果として焼結体の結晶粒は微細とな
る。リボンを粉砕して調製された本発明の高合金鋼
粉末が単結晶かあるいは多結晶かについては、単
結晶の粉末もあり、多結晶の粉末もあると考えら
れ、また結晶粒界の存在場所については、粉末の
表面が結晶粒界に沿つているか又は結晶粒内を横
切つて伸びる二つの場合があると考えられる。上記非平衡単一結晶相は、所定組成の溶融金属
を片ロール法、双ロール法等により冷却速度
10⁴K／sec以上に超急冷することにより得られ
る。なお冷却速度は10⁴K／sec以上で工業的に可
能な範囲で選定され特に上限はない。焼結製品製
造の際には本発明の粉末を単独で使用するのが好
ましいが、通常の粉末と混合して使用してもよ
い。以下本発明の実施例を説明する。実施例１金属モリブデン、白銑（4.23％Ｃ）及び活性炭
を内径30mm、深さ120mmのタンマン管へ装入し、
底部から活性炭、金属モリブデン及び白銑の順に
セツトし高周波溶解した。溶落後1600Kの溶湯を
＃４不透明石英管で吸い上げ、凝固させ放冷後前
記石英管からFe−Mo−Ｃ母合金を取り出した。
その組成は、重量比で10.0％Mo、4.0％Ｃ残部Fe
であつた。次に、第２図に示す急冷装置により超
急冷を行つた。第２図において、１はヒータ、２
は底に直径0.5mmの孔のある透明石英管、３はア
ルゴンガス吹き込み装置、４は冷却ロールであ
る。母合金を10gr秤量し、1600Kの温度で底に直
径0.5ｍ／ｍの孔のある透明石英管２の底部より
アルゴンガスにより吹き出して、30ｍ／secで回
転する冷却ロール４に吹きつけ、約10⁵K／secの
速度で超急冷した。それをスタンプミルにより２
時間粉砕したところ、10μｍ以下の粉末を得た。
粉末をＸ線回析したところ、ε相と同一の結晶構
造であり、非平衡単一結晶相であることが確認さ
れた。実施例２金属モリブデン、白銑（4.23％Ｃ）、活性炭を
実施例１と同様に溶解し、Fe−Mo−Ｃの母合金
を得た。その組成は、重量比で15.0％Mo、3.0％
Ｃと、残部Feであつた。それを実施例１と同様
の超急冷装置を用いかつ同一方法及び条件で急速
凝固し、スタンプミルにより２時間粉砕したとこ
ろ、10μｍ以下の粉末を得た。粉末をＸ線回析し
たところ、粉末は非平衡単一結晶相（χ相）であ
ることが確認された。実施例３金属モリブデン、白銑（4.23％Ｃ）、活性炭、
金属シリコン、電解マンガンを実施例１と同様に
溶解し、Fe−Mo−Ｃ−Si−Mnの母合金を得た。
その組成は、重量比で10.0％Mo、4.5％Ｃ、0.5％
Si、0.5％Mn、と残部Feであつた。それを実施例
１と同様の超急冷装置を用いかつ同一方法及び条
件で急速凝固し、スタンプミルにより２時間粉砕
したところ、10μｍ以下の粉末を得た。Ｘ線回析
したところ、非平衡単一結晶相（ε相）であるこ
とが確認された。実施例４実施例１と同様の方法で粉末を調製し、急冷組
織と結晶粒径を調べた結果を次表に示す。

【表】

【表】【図面の簡単な説明】

第１図は、ＣとMoの含有量を示す図面、第２
図は急冷凝固装置の概念図である。１……ヒータ、２……透明石英管、３……アル
ゴンガス加圧噴射口、４……冷却ロール。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比で、９〜40％のMoと２〜4.8％のＣ
と、残部Feとからなり、但し、Mo及びＣの量が
第１図のＡ点−２％Ｃ、10％Mo、Ｂ点−２％
Ｃ、40％Mo、Ｃ点−4.0％Ｃ、40％Mo、Ｄ点−
４％Ｃ、15％Mo、Ｅ点−4.8％Ｃ、15％Mo、Ｆ
点−4.8％Ｃ、９％Mo、Ｇ点−3.8％Ｃ、９％
Mo、Ｈ点−3.8％Ｃ、10％Mo、により囲まれる
領域及びこれらのＡ−Ｈ点を結んだ線上に位置す
るとともに、非平衡単一結晶相を呈する、組成が
均一な高合金鋼粉末。２重量比で、２〜40％Moと、2.0〜4.0％のＣ
と、３〜20％未満のCr及び３〜10％のＷの少な
くとも１種と、残部Feとからなる組成を有し、
かつ非平衡単一結晶相を呈する、組成が均一な高
合金鋼粉末。３重量比で0.1〜1.5％のSi、及び0.1〜2.0％Mn
の少なくとも１種と、９〜40％のMoと、２〜4.8
％のＣと、残部Feとからなる組成を有し、但し、
Mo及びＣの量が第１図のＡ点−２％Ｃ、10％
Mo、Ｂ点−２％Ｃ、40％Mo、Ｃ点−４％Ｃ、
40％Mo、Ｄ点−４％Ｃ、15％Mo、Ｅ点−4.8％
Ｃ、15％Mo、Ｆ点−4.8％Ｃ、９％Mo、Ｇ点−
3.8％Ｃ、９％Mo、Ｈ点−3.8％Ｃ、10％Mo、に
より囲まれる領域及びこれらのＡ〜Ｈ点を結んだ
線上に位置するとともに、非平衡単一結晶相を呈
する、組成が均一な高合金鋼粉末。４重量比で、９〜40％のMoと、２〜4.8％のＣ
と、残部Feとからなる組成、但し、Mo及びＣの
量が第１図のＡ点−２％Ｃ、10％Mo、Ｂ点−２
％Ｃ、40％Mo、Ｃ点−４％Ｃ、40％Mo、Ｄ点
−４％Ｃ、15％Mo、Ｅ点−4.8％Ｃ、15％Mo、
Ｆ点−4.8％Ｃ、９％Mo、Ｇ点−3.8％Ｃ、９％
Mo、Ｈ点−3.8％Ｃ、10％Mo、により囲まれる
領域及びこれらのＡ〜Ｈ点を結んだ線上に位置す
る組成を有する該合金を溶解し、冷却速度、
10⁴K／sec以上で急速凝固させ、しかる後所定粒
度に粉砕することを特徴とする非平衡単一結晶相
を呈する組成が均一な高合金鋼粉末の製造方法。