JP2007154284A

JP2007154284A - 高剛性鉄基合金

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Publication number: JP2007154284A
Application number: JP2005353952A
Authority: JP
Inventors: Hideaki Ikehata; 秀哲池畑; Koji Tanaka; 浩司田中; Yoshihiro Nakajima; 義弘中嶋; Tomoaki Nishikawa; 友章西川; Yukio Ito; 幸夫伊藤
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc; Aichi Steel Corp
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc; Aichi Steel Corp
Priority date: 2005-12-07
Filing date: 2005-12-07
Publication date: 2007-06-21

Abstract

【課題】効率のよい高剛性化が可能であり、かつ、機械的特性を改善できる新規な高剛性鉄基合金を提供する。
【解決手段】本発明の高剛性鉄基合金は、純鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マトリックスに晶出して分散されたホウ化物からなる分散粒子と、からなる高剛性鉄基合金であって、前記分散粒子は、チタン（Ｔｉ）からなるホウ化物粒子と、VIａ族元素および鉄（Ｆｅ）のうちの１以上の元素からなる少なくとも１種の他のホウ化物粒子と、からなり、該Ｔｉからなるホウ化物粒子は、前記マトリックスを構成する金属とＴｉからなるホウ化物との擬２元系状態図における共晶組成以下含まれることを特徴とする。
Ｔｉからなるホウ化物粒子の含有量を少なく（たとえば１３vol%以下）抑え、他のホウ化物粒子を併用することにより、ホウ化物粒子の粗大化を抑制しつつ高剛性を実現できる。
【選択図】図１

Description

本発明は、マトリックスよりも高剛性な分散粒子をマトリックスに分散させて高剛性化した鉄基合金に関する。

鉄鋼材料は、安価で、大量生産が可能なことから、各種構造部材に広く用いられている。鋼は、添加する合金元素の種類や量により、多様な性質が発現されるが、合金元素を変更するだけで鋼の剛性を大きく向上させることは困難である。そのため、現在では、鉄基マトリックス中に、チタン二ホウ化物（ＴｉＢ₂）などの高剛性な分散粒子を分散させることにより、鉄基合金の剛性を高める方法が採られている。

たとえば、特許文献１では、ステンレス鋼粉末とＴｉＢ₂粉末とを混合し、成形したものを焼結して得られた鉄基合金が開示されている。ＴｉＢ₂は、ステンレス鋼に比べ高剛性であるため、鉄基合金の高剛性化が期待できる。ところが、粉末を用いた製造方法では、大型の部品を製造するのに多大な圧力が必要となり成形が困難であるし、部品の全ての部位で粉末の密度を均一にするのが難しい。

特許文献２には、鋼にフェロボロンとスポンジチタンを添加し溶製して得られた鋼鋳塊が開示されている。得られた鋳塊は、鋼をマトリックスとし、主となるホウ化物としてＴｉＢ₂がマトリックス中に分散された高剛性鋼である。

特許文献２では、鉄基合金中のＴｉＢ₂の分散量が増加すると鉄基合金の剛性が高くなる傾向にあることが示されているが、一方で、ＴｉＢ₂の分散量がある程度の量を超えると、分散粒子が粗大化したり、融点が上昇したり、といった問題が生じる。マトリックス中に粗大な粒子が存在すると、鋳塊の組織が不均質となり、鉄基合金を高剛性化する効果が低減するとともに、延性など機械的特性の悪化を促す。また、融点が上昇すると、鋳造工程における型への焼付きや歩留まりの低下などにつながる。したがって、ＴｉＢ₂粒子の量を増加させて高い剛性をもつ鉄基合金を得ようとすると、製造性の低下や機械的特性の低下が生じるため、ＴｉＢ₂量を安易に増加させられないという問題がある。
特開平７−１８８８７４号公報特開２００４−２１８０６９号公報

本発明者等は、上記問題点に鑑み、効率のよい高剛性化が可能であり、かつ、機械的特性を改善できる新規な高剛性鉄基合金を提供することを目的とする。

本発明の高剛性鉄基合金は、純鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マトリックスに晶出して分散されたホウ化物からなる分散粒子と、からなる高剛性鉄基合金であって、前記分散粒子は、チタン（Ｔｉ）からなるホウ化物粒子と、VIａ族元素および鉄（Ｆｅ）のうちの１以上の元素からなる少なくとも１種の他のホウ化物粒子と、からなり、該Ｔｉからなるホウ化物粒子は、前記マトリックスを構成する金属とＴｉからなるホウ化物との擬２元系状態図における共晶組成以下含まれることを特徴とする。

これ以下、VIａ族元素およびＦｅのうちの１以上の元素からなるホウ化物粒子を単に「他のホウ化物粒子」と略記する。すなわち、本発明の高剛性鉄基合金において、分散粒子は、「Ｔｉからなるホウ化物粒子」と、少なくとも１種の「他のホウ化物粒子」と、からなる２種以上のホウ化物粒子を含み、それ以外のホウ化物粒子は実質的に含まない。

この際、本発明の高剛性鉄基合金の全体を１００vol%としたとき前記分散粒子を５〜６０vol%、該分散粒子を１００vol%としたとき前記他のホウ化物粒子を３０vol%以上、含むのが好ましい。

また、本発明の高剛性鉄基合金の全体を１００ｗｔ％としたとき、Ｔｉを２〜５．５ｗｔ％、Ｂを２〜５ｗｔ％、Ｃｒを１５ｗｔ％以下、Ｍｏを８ｗｔ％以下、Ｗを１０ｗｔ％以下、含み、全体を１００mol%としたときのＴｉの含有率をＸmol%、Ｂの含有率をＹmol%としたとき、（Ｙ−２Ｘ）＞０であるのが好ましい。

前記分散粒子は、前記他のホウ化物粒子が前記Ｔｉを含むホウ化物粒子を核として該核の周りに晶出してなる複合分散粒子を含むのが望ましい。

本発明の高剛性鉄基合金では、硬質で高剛性をもつホウ化物からなる分散粒子を用いる。分散粒子は、Ｔｉからなるホウ化物粒子を、マトリックスを構成する金属とＴｉからなるホウ化物との擬２元系状態図における共晶組成以下に制御し、さらに、Ｔｉからなるホウ化物粒子の他に、少なくとも１種の他のホウ化物粒子を分散させる。その結果、Ｔｉからなるホウ化物粒子と、他のホウ化物粒子との相乗効果により、Ｔｉからなるホウ化物粒子を単独で分散粒子として用いる場合よりも、高剛性化の効果が高い。また、既に述べたように、従来、Ｔｉからなるホウ化物粒子の含有量が多いと、粒子が粗大となったり、融点が上昇したり、といった問題があったが、Ｔｉからなるホウ化物粒子の量を共晶組成以下に制御した上で、他のホウ化物粒子を併用することにより、晶出する粒子の粗大化や融点の上昇を抑制するのみでなく、高剛性を実現できる。

さらに、Ｔｉからなるホウ化物粒子は鉄基合金よりも低比重であるため、Ｔｉからなるホウ化物粒子を含む本発明の高剛性鉄基合金は、高い剛性を有し、かつ、鉄基合金に比べて軽量な合金である。

Ｔｉからなるホウ化物の含有量を、マトリックスを構成する金属との擬２元系状態図における共晶組成以下とすることにより、晶出するホウ化物粒子の粗大化を防止することができる理由は、以下の通りである。すなわち、亜共晶域の組成では、共晶点よりも高い温度で晶出を開始する初晶によるホウ化物の生成を避けることができる。初晶は液相温度に達した時点で生じるため、初晶により生じたホウ化物は凝固が終了するまでに成長して粗大化しやすい。その結果、マトリックスには、共晶反応により晶出した微細な粒子と、初晶により生じた粗大粒子と、が共存する。粗大化した粒子が混在することで、分散粒子の均質性が損なわれ、伸びが低下したり、粗大粒子が破壊の起点となるなど、鉄基合金の機械的特性に影響を及ぼす。つまり、初晶を抑えれば、鉄基合金の有する機械的特性の低下を抑制できる。

ただし、単にＴｉからなるホウ化物の含有量を減少させるだけでは、高剛性を実現することはできない。本発明者等は、さらなる検討の結果、Ｔｉ以外のホウ化物を使用する、特に、従来から知られているIVａ族元素、Ｖａ族元素、VIａ族元素のホウ化物のうち、VIａ族元素のホウ化物を限定して使用することにより、さらにホウ化物粒子の粗大化を防止でき、効果的に剛性を高めることができることを見出した。

なお、一般に、凝固時の冷却速度が速くなる程、晶出する粒子が小さくなることが知られている。したがって、冷却速度が速い条件で得られた高剛性鉄基合金において粗大粒子と見なされる大きさの粒子が、冷却速度が遅い条件で得られた高剛性鉄基合金において微細な粒子と同等の大きさをもつ場合もある。そのため、「粗大粒子」は、粒径などにより定量的に定義することはできない。ただし、高剛性鉄基合金の粗大粒子の有無は、粒子の分散状態を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）等などで観察すれば、判別可能である。

また、本発明の高剛性鉄基合金では、分散粒子は、晶出時に、マトリックスに均一に分散する。また、分散粒子の中でもＴｉからなるホウ化物粒子は、ＴｉとＢとの反応性が高いため、他のホウ化物粒子よりも先に晶出してマトリックス中に分散する。そのため、冷却条件によっては、既に晶出したＴｉからなるホウ化物粒子が核として利用され、後に晶出する他の分散粒子は分散性のよい核の周りに晶出するため、分散粒子全体の分散状態が均一化される。

以下に、本発明の高剛性鉄基合金を実施するための最良の形態を、図１９を用いて説明する。

本発明の高剛性鉄基合金は、純鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マトリックスに晶出して分散されたホウ化物からなる分散粒子と、からなる。ホウ化物からなる分散粒子は、硬質で高剛性をもつため、鉄基合金の剛性を向上させる分散粒子として好適である。

分散粒子は、Ｔｉからなるホウ化物粒子と、少なくとも１種の他のホウ化物粒子と、を含む。なお、Ｔｉからなるホウ化物とは、化学式で表すならばＴｉＢ₂であるため、以下の説明では、単に「ＴｉＢ₂粒子」と記載する。他のホウ化物粒子は、VIａ族元素（具体的には、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ）およびＦｅを含む群のうちの１以上の元素からなる。すなわち、他のホウ化物粒子の具体的な種類としては、クロムホウ化物の他、ＣｒとＦｅとの複合化物などのＣｒ系ホウ化物粒子、また、モリブデンホウ化物やＭｏとＦｅとの複合化物などのＭｏ系ホウ化物粒子など、が挙げられる。分散粒子には、ＴｉＢ₂粒子とともに、これらのうちの少なくとも１種が含まれる。

他のホウ化物粒子としては、VIａ族元素のなかでも鋼の合金元素として一般に用いられるＣｒやＭｏからなるホウ化物粒子であるのがよいが、Ｗを用いてもＭｏと同様な挙動を示すため、有効である。特に、Ｃｒを用いると、合金の融点が低下するとともに、耐食性が向上するため、本発明の高剛性鉄基合金の用途が拡大する。

分散粒子は、その添加量が多い方が剛性が高くなるが、高剛性鉄基合金を１００vol%としたとき、５〜６０vol%であるのが好ましい。分散粒子が５vol%以上であれば剛性が効果的に向上し、さらに好ましくは、１０vol%以上、２０vol%以上である。また、６０vol%を超えると、分散粒子を均一に分散させることが困難となる。さらに好ましくは、４０vol%以下である。

また、本発明では、高剛性を得るために、ＴｉＢ₂粒子の量を、マトリックスを構成する金属とＴｉＢ₂との擬２元系状態図における共晶組成以下に制御し、さらに、他のホウ化物粒子を分散させることが必要であることは、前述の通りである。この際、他のホウ化物粒子は、分散粒子を１００vol%としたとき３０vol%以上含まれるとよい。さらに好ましくは、３０〜８０vol%である。なお、特許文献２では、ＴｉＢ₂以外のホウ化物が増加すると、剛性の向上効果が小さくなることは記載されている。一方、本発明の高剛性鉄基合金は、ＴｉＢ₂粒子の量を共晶組成以下に制御し、分散させる他のホウ化物粒子をVIａ族元素に限定した結果、ＴｉＢ₂以外のホウ化物を積極的に利用することによって、剛性を効率よく高めることに成功したものである。

ＴｉＢ₂粒子は、既に説明した通り、その含有量が共晶組成を超えて多くなると、初晶ＴｉＢ₂が粗大化した粒子が生じ、合金の機械的特性に影響する。この粗大化した粒子の発生を抑えるために、本発明では、ＴｉＢ₂は、合金組成において、マトリックスを構成する金属と、ＴｉＢ₂と、の擬２元系状態図における共晶組成以下とする。

説明のために、図１９に、ＴｉＢ₂／Ｆｅ擬二元系状態図（A.K.Shurin, V.E.Panarin ：Izvest. Akad. Nauk. SSSR-Metally，5 (1974), p.235 ）を示す。ＴｉＢ₂とＦｅとが完全に溶け合う液体状態（図１９のＬで示される部分）から温度が低下すると、ＴｉＢ₂またはδ鉄が析出する。ここで、ＴｉＢ₂が合金組成において共晶組成を超えて含まれる場合には、晶出過程において、Ｌから最初にＴｉＢ₂（初晶ＴｉＢ₂）が晶出し、温度が共晶温度Ｔ_euに達するとＴｉＢ₂（共晶ＴｉＢ₂）とδ鉄とが晶出することが、図１９から明らかである。このようにして得られた合金は、微細な共晶ＴｉＢ₂と粗大になった初晶ＴｉＢ₂とが共存する。一方、ＴｉＢ₂が合金組成において共晶組成以下である場合には、初晶ＴｉＢ₂は晶出しない。したがって、合金組成においてＴｉＢ₂を共晶組成以下とすることにより、初晶ＴｉＢ₂の晶出を抑え、粗大化したＴｉＢ₂粒子を排除することができる。

また、図１９の状態図において、共晶点Ｐ_euは、ＴｉＢ₂の濃度で９．３mol%（Ｔ_eu＝1340℃）であるが、これを体積分率に換算すると１３vol%程度である。ＴｉＢ₂粒子の晶出が１３vol%を超えると、初晶ＴｉＢ₂が晶出する。つまり、ＴｉＢ₂の含有量は１３vol%以下である必要があり、これにより初晶ＴｉＢ₂の晶出を抑え、粗大なＴｉＢ₂粒子の発生が抑制される。ところが、ＴｉＢ₂粒子は高剛性であるため、初晶ＴｉＢ₂粒子の晶出が抑制できる範囲であれば可能な限り多量に分散させるのが好ましい。したがって、ＴｉＢ₂の含有量は、６〜１３vol%が好ましく、さらに好ましくは１０〜１３vol%である。

なお、本発明の高剛性鉄基合金を１００ｗｔ％としたとき、全てのＴｉがＴｉＢ₂として晶出する条件の下、Ｔｉの含有量が５．５ｗｔ％以下であれば、ＴｉＢ₂粒子の含有量が１３vol%以下である高剛性鉄基合金が得られる。既に説明したように、Ｔｉは反応性が高いため、分散粒子のうちで最も早く晶出しはじめるのは、ＴｉＢ₂粒子である。したがって、Ｔｉと反応するＢが充分に存在する条件の下、Ｔｉの含有量が５．５ｗｔ％以下であれば、ＴｉＢ₂粒子は１３vol%以下の割合で晶出する。さらに好ましいＴｉの含有量は、２〜５．５ｗｔ％であって、２ｗｔ％以上であれば、剛性が効果的に向上される。ここで、Ｔｉと反応するＢが充分に存在する条件とは、本発明の高剛性鉄基合金を１００mol%としたときのＴｉの含有率をＸmol%、Ｂの含有率をＹmol%としたとき、（Ｙ−２Ｘ）＞０である。残りのＢは、VIａ族元素およびＦｅを含む群のうちの１以上の元素とホウ化物を形成する。

また、本発明の高剛性鉄基合金を１００ｗｔ％としたとき、Ｂの含有量は、ＴｉやVIａ族元素の量にもよるが、２〜５ｗｔ％であるのが好ましい。Ｂの含有量が２〜５ｗｔ％であれば、十分な量のホウ化物を分散粒子として晶出させることができるため、剛性が効果的に向上される。

また、本発明の高剛性鉄基合金を１００ｗｔ％としたとき、Ｃｒは１５ｗｔ％以下、Ｍｏは８ｗｔ％以下、Ｗは１０ｗｔ％以下、であるのが好ましい。VIａ族元素の含有量を上記範囲とすれば、他のホウ化物粒子の粗大化が抑制されるため好ましい。

したがって、本発明の高剛性鉄基合金を１００ｗｔ％としたとき、Ｔｉを２〜５．５ｗｔ％、Ｂを２〜５ｗｔ％、Ｃｒを１５ｗｔ％以下、Ｍｏを８ｗｔ％以下、Ｗを１０ｗｔ％以下、含み、全体を１００mol%としたときのＴｉの含有率をＸmol%、Ｂの含有率をＹmol%としたとき、（Ｙ−２Ｘ）＞０であれば、粒子の粗大化を抑えて機械特性を保持するとともに、良好に剛性が高められる。この際、残部は主としてＦｅと不可避不純物であって、マトリックスを構成する鉄基合金の合金元素も含まれる。

また、ＴｉＢ₂粒子が他のホウ化物粒子よりも先に晶出することにより、ＴｉＢ₂粒子を核とし、他のホウ化物粒子が核の周りに晶出してなる複合分散粒子が形成されることがある。共晶ＴｉＢ₂粒子は、晶出過程において極端に粗大化したり不均一に晶出し難い特徴をもつ。そのため、ＴｉＢ₂粒子を核として他のホウ化物粒子が晶出することで、分散粒子全体の分散状態が均一化される。

マトリックスは、純鉄または鉄合金からなれば特に限定はない。Ｂの含有量によっては、VIａ族元素のうちの１以上の元素がマトリックスに残留するため、マトリックスは、VIａ族元素を含む鉄合金であってもよい。

したがって、通常の鉄合金に含まれる炭素（Ｃ）、珪素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）やステンレス鋼で使用されるニッケル（Ｎｉ）等の元素を含む鉄合金をマトリックスとして使用できることは言うまでもない。また、ホウ化物として分散せずにマトリックス中に残留して存在するのであれば、IVａ族元素やＶａ族元素であっても使用可能である。ただし、本発明の高剛性鉄基合金は、ＴｉＢ₂量が比較的少ない（共晶組成以下）ため、ＴｉＣの生成を防止し、有効Ｔｉ量を確実に確保して剛性を高めるためには、マトリックス（鉄合金）中のＣの含有量を０．１５ｗｔ％以下とするのが望ましく、さらに望ましくは０．１０ｗｔ％以下である。Ｃの含有量が０．０５ｗｔ％以下であれば、優れた熱間加工性が保持される。

本発明の高剛性鉄基合金は、溶融法により作製することができる。所望の組成の原料を高温で溶融した液体（溶湯）を利用して、その流動性により所望の形状に成形し、冷却して凝固させることにより、鋳塊が得られ、さらに圧延等の熱間加工により所定の寸法に仕上げることができる。このような鋳造は、一般的な方法により行えばよい。原料としては、一般的に用いられる溶融原料であればよく、工業用純鉄、ＴｉやVIａ族元素を含む合金鉄、スポンジチタン、フェロボロン、純クロム、フェロクロム、純モリブデン、フェロモリブデン等の溶融原料を用いることができる。

鋳造時の温度は、液相線温度＋５０℃〜１６５０℃であるのが望ましい。本発明の高剛性鉄基合金は、２種類以上のホウ化物を含むため、融点が低い。さらに、合金組成においてＴｉＢ₂が共晶組成以下であれば融点が大きく上昇することがないことは、図１９の状態図よりも明らかである。したがって、本発明の高剛性鉄基合金は、鋳造工程において、比較的低温（１６５０℃以下）で作業でき、鋳造金型の焼き付きや破損、歩留まりの低下、といった不具合を低減できる。

以上、本発明の高剛性鉄基合金の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の高剛性鉄基合金の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。

以下に、本発明の高剛性鉄基合金の実施例を比較例とともに、表１および図１〜図１８を用いて説明する。

実施例としてＮｏ．１〜Ｎｏ．７の高剛性鉄基合金を作製した。また、比較例としてＮｏ．８〜Ｎｏ．１５の鉄基合金を作製した。各試料は、真空誘導溶解炉を用い、減圧された閉空間内（雰囲気圧の実績値１８０〜２００Ｐａ）で行った。そして、所望の組成に調製した溶融原料を溶融し、その溶湯を鋳造金型へ注湯したあと放冷して、各合金を製造した。この際、溶解量は１ｋｇ、鋳造温度は１６００℃とした。各試料の合金組成を表１に示す。

なお、表１において、分散粒子の欄のホウ化物量（ＴｉＢ₂と他のホウ化物との総量）およびＴｉＢ₂量は、合金全体を１００vol%としたときの体積割合であって、合金組成より算出した計算値である。また、各試料の密度は、実測値である。参考のため、鉄の密度は、７．８７ｇ／ｃｍ³である。

また、各試料の剛性を調べるためにヤング率を測定した。ヤング率は、超音波厚さ計を用いて、密度・波長より算出した。測定結果を表１および図１８に示す。

なお、表１には示していないが、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７の晶出ホウ化物中におけるＦｅおよびVIａ族元素を含むホウ化物の量は、分散粒子全体のうち３５〜８０vol%であった。

さらに、各試料における分散粒子の晶出状態を調べるために、ＳＥＭ観察を行った。得られたＳＥＭ像を図１〜図１７に示す。なお、図中の黒色粒子はＴｉＢ₂粒子、白色粒子がＭｏ系のホウ化物粒子、灰色粒子は（Ｆｅ，Ｃｒ）系のホウ化物粒子である。

比較例のうちＮｏ．１２〜Ｎｏ．１５の鉄基合金は、分散粒子としてＴｉＢ₂粒子のみを１種類だけ晶出させたものである。ＴｉＢ₂粒子の晶出量が多い程、ヤング率は高くなり高剛性であるが、ＴｉＢ₂量が１３vol%を超えているＮｏ．１３〜Ｎｏ．１５の試料では、粗大化した分散粒子の存在が確認された（図１３、図１４、図１５参照）。したがって、ＴｉＢ₂粒子のみを用いる場合には、２５０ＧＰａ以上のヤング率を示す高剛性な鉄基合金を得るためには、初晶ＴｉＢ₂の生成が避けられないことがわかる。

また、Ｎｏ．１５の鉄基合金では、ＴｉＢ₂粒子の晶出量が２５vol%と多い割に剛性を高くする効果が大きく得られなかった。これは、ＴｉＢ₂量が増加したことによる融点の上昇により、歩留まりの悪化や、ＴｉＢ₂粒子の粗大化、分散の不均一、といった問題が生じたため、効果が低減されたと考えられる。すなわち、ＴｉＢ₂の増量によって２５０ＧＰａ以上のヤング率をもつ優れた高剛性鉄基合金を得るのは困難を伴うことがわかる。

一方、ＴｉＢ₂と他のホウ化物とを晶出させたＮｏ．１〜Ｎｏ．１１の試料では、２５０ＧＰａを超える高いヤング率が達成された。

このうちＮｏ．１〜Ｎｏ．７では、ＴｉＢ₂の他、（Ｆｅ，Ｃｒ）系、Ｍｏ系のホウ化物が分散粒子として晶出しており、高いヤング率をもつ高剛性鉄基合金であり、かつ、ＴｉＢ₂量を共晶組成以下の１３vol%以下としたため、図１〜図７に示されるように、微細な粒子が分散した組織が得られた。これに対し、ＴｉＢ₂量を１３vol%以上としたＮｏ．８、Ｎｏ．９では、図８、図９に示されるように、粗大な粒子が確認された。また、Ｎｏ．８およびＮｏ．９は、Ｎｏ．４と比較して、マトリックスの組成を変化させずＴｉＢ₂の分散量のみを増加させたものであるが、ヤング率は、Ｎｏ．４と同程度であった。これは、粒子が粗大化した影響で、ＴｉＢ₂を増量させた効果が得られなかったのだと考えられる。

なお、参考のため、Ｎｏ．３を図３よりも高倍率で観察した結果を図１６に示す。図１６では、微細なＴｉＢ₂クラスターが集合した部分が観察された。すなわち、図３で粗大な粒子のように見える部分は、クラスターが密集してなる部分である。これは、図４においても同様である。

次に、Ｎｏ．５〜Ｎｏ．７は、合金組成中のＣｒ量を変化させた試料である。合金組成中のＣｒ量を１２ｗｔ％に増加させても、粗大化した分散粒子は確認されなかった（図５〜図７参照）。

また、Ｎｏ．５の合金を再加熱すると、1150℃で液相が発生し、1300℃付近で完全に溶融した。これは、図１９に示すＴｉＢ₂／Ｆｅ擬二元系状態図における共晶温度（Ｔ_eu）と同程度である。すなわち、Ｎｏ．５は、Ｆｅ−１３vol%ＴｉＢ₂合金と同程度の融点をもち、２０vol%以上のＴｉＢ₂を含有するＦｅ−ＴｉＢ₂合金（具体的にはＮｏ．１４，１５）よりも高いヤング率を示す。したがって、VIａ族元素およびＦｅを含む群のうちの１以上の元素からなる他のホウ化物粒子を少なくとも１種含む分散粒子は、融点を上昇させることなく、高ヤング率を実現することができた。なお、２０vol%以上のＴｉＢ₂を含有するＦｅ−ＴｉＢ₂合金では、融点は約1600℃となり融点が大幅に上昇するため、鋳造がかなり困難になる。

Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１では、分散粒子としてＭｏとともにＶａ族元素であるバナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）を用いた。図１０および図１１によれば、ＴｉＢ₂量が１３vol%であるにもかかわらず、粗大化したＴｉＢ₂粒子が観察された。これは、ＴｉＢ₂の一部にＶやＮｂが固溶してＴｉＢ₂粒子が粗大化したものと考えられる。したがって、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１のようにＶａ族元素を含む鉄基合金は、高いヤング率を得ることができるものの、分散粒子が粗大化し、機械的特性が低下する。

なお、図１７は、Ｎｏ．５を図５よりも高倍率で観察した結果である。図１７では、ＴｉＢ₂粒子を核とし、Ｍｏ系のホウ化物粒子がＴｉＢ₂粒子の周りに晶出してなる複合分散粒子の存在が確認できた。この複合分散粒子は、Ｎｏ．１〜４やＮｏ．６〜１１の試料においても部分的に観察されるものである。

試料Ｎｏ．１の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．２の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．３の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．４の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．５の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．６の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．７の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．８の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．９の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．１０の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．１１の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．１２の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．１３の鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．１４の鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．１５の鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真である。試料Ｎｏ．３の高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真であって、分散粒子が集合している部分の拡大写真である。高剛性鉄基合金における分散粒子の晶出状態を示す図面代用写真であって、ＴｉＢ₂からなる核とその周りに晶出したＭｏ系のホウ化物からなる複合粒子を示す。Ｎｏ．１〜１５の試料のヤング率を示すグラフである。ＴｉＢ₂／Ｆｅ擬二元系状態図であって、ＴｉＢ₂量を体積分率に変換した場合の目盛を図下に示す。

Claims

純鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マトリックスに晶出して分散されたホウ化物からなる分散粒子と、からなる高剛性鉄基合金であって、
前記分散粒子は、チタン（Ｔｉ）からなるホウ化物粒子と、VIａ族元素および鉄（Ｆｅ）のうちの１以上の元素からなる少なくとも１種の他のホウ化物粒子と、からなり、該Ｔｉからなるホウ化物粒子は、前記マトリックスを構成する金属とＴｉからなるホウ化物との擬２元系状態図における共晶組成以下含まれることを特徴とする高剛性鉄基合金。
全体を１００vol%としたとき前記分散粒子を５〜６０vol%、該分散粒子を１００vol%としたとき前記他のホウ化物粒子を３０vol%以上、含む請求項１記載の高剛性鉄基合金。
全体を１００ｗｔ％としたとき、Ｔｉを２〜５．５ｗｔ％、Ｂを２〜５ｗｔ％、Ｃｒを１５ｗｔ％以下、Ｍｏを８ｗｔ％以下、Ｗを１０ｗｔ％以下、含み、全体を１００mol%としたときのＴｉの含有率をＸmol%、Ｂの含有率をＹmol%としたとき、（Ｙ−２Ｘ）＞０である請求項１または２記載の高剛性鉄基合金。
前記分散粒子は、前記他のホウ化物粒子が前記Ｔｉを含むホウ化物粒子を核として該核の周りに晶出してなる複合分散粒子を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高剛性鉄基合金。