JP2021059745A - Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍｏ系合金材料、該合金材料の製造方法、およびＦｅ−Ｍｎ−Ｍｏ系合金製品 - Google Patents

Abstract

【課題】従来の鋼材よりも高い硬さと高温環境下における優れた高温軟化耐性とを兼ね備えたFe-Mn-Mo系合金材料、該合金材料の製造方法、およびFe-Mn-Mo系合金製品を提供する。【解決手段】本発明に係るFe-Mn-Mo系合金材料は、20〜40原子％のMnと、5〜15原子％のMoと、10原子％以下のAlとを含み、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする。当該Fe-Mn-Mo系合金材料は、母相の中にα-Mn相構造を有する相の粒子が微細分散析出した微細組織を有していることが好ましい。【選択図】図３

Description

本発明は、Fe（鉄）系合金材料の技術に関し、特にFe-Mn（マンガン）-Mo（モリブデン）系合金材料、該合金材料の製造方法、およびFe-Mn-Mo系合金製品に関するものである。

Fe系合金材料は、極めて広範囲の機械装置（例えば、車両や大型機械や大型プラントなど）に使用されている金属材料の一つである。それらの機械装置において、摺動部材や転動部材は、当該機械装置の動作精度を左右すると共にメンテナンス周期に強く影響を及ぼす非常に重要な部材である。

摺動部材や転動部材において、耐摩耗性は当該部材の寿命に関わる重要な特性の一つである。一般的に、耐摩耗性に影響を及ぼす大きな因子として部材の硬さが挙げられる。また、Fe系合金材料における耐摩耗性の向上には、合金組成において例えばC（炭素）、Cr（クロム）、Mo、W（タングステン）、V（バナジウム）などの添加が有効であるとされ、微細組織においてマルテンサイトが有効であるとされている。

例えば、特許文献１（特開2013-163833）には、0.40質量％以上0.60質量％以下のCと、0.15質量％以上0.35質量％以下のSi（珪素）と、0.10質量％以上1.10質量％以下のMnと、0.0010質量％以上0.0100質量％以下のB（ホウ素）と、0.50質量％以上1.00質量％以下のCrと、0.015質量％以上0.050質量％以下のTi（チタン）とを含有し、残部がFeおよび不純物からなる焼入硬化処理された鋼材の発明が開示されている。特許文献１の発明に係る鋼材は、従来技術の鋼材と同等以上の焼入れ性と転動疲労寿命を確保しながら、高価な成分の使用量を低減できるとされている。

特開２０１３−１６３８３３号公報

近年、機械装置自体のエネルギー効率や機械装置を使用する際の作業効率の向上の観点から、機械装置の運転最高温度（運転時に最も高温となる部位の温度）を高めようとする技術トレンドがある。摺動部材や転動部材は、しばしば運転最高温度となる部位の近傍に配設されることから、運転最高温度の上昇に伴って、摺動部材や転動部材にも高い耐熱性を求められるようになってきた。

摺動部材や転動部材では、前述したように耐摩耗性を確保する因子としての硬さが重要である。そのため、摺動部材や転動部材に求められる耐熱性では、耐摩耗性を維持するための高温軟化耐性（高温環境下でも軟化せずに耐える性状）が重要になる。すなわち、運転最高温度の高い機械装置の摺動部材や転動部材を構成する材料は、硬さと高温軟化耐性との両立が従来以上に求められるようになってきた。

特許文献１で教示されたようなマルテンサイト組織を利用する鋼材は、550℃程度以上（特に600℃以上）になるとマルテンサイト組織を維持できなくなるため、その硬さが急激に低下してしまうという弱点がある。

一方、高温高強度高硬度の合金としてNi（ニッケル）基合金材料やCo（コバルト）基合金材料が知られている。しかしながら、Ni基合金材料やCo基合金材料はコストが高いという弱点がある。摺動部材や転動部材において低コスト化は最重要課題の一つであり、Fe系合金材料の低コストは他に代え難い魅力である。

これらのことから、本発明の目的は、従来の鋼材よりも高い硬さと高温環境下（例えば、600℃以上）における優れた高温軟化耐性とを兼ね備えたFe系合金材料としてのFe-Mn-Mo系合金材料、該合金材料の製造方法、およびFe-Mn-Mo系合金製品を提供することにある。

（I）本発明の一態様は、Fe-Mn-Mo系合金材料であって、
20原子％以上40原子％以下のMnと、
5原子％以上15原子％以下のMoと、
10原子％以下のAl（アルミニウム）とを含み、
残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料、を提供するものである。

本発明は、上記の本発明に係るFe-Mn-Mo系合金材料（I）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（i）母相の中にα-Mn相構造を有する相の粒子が微細分散析出した微細組織を有している。
（ii）前記α-Mn相構造を有する相の粒子は、平均粒径が1μm以下である。
（iii）前記母相がα-Fe相である。
（iv）前記母相がα-Fe相およびγ-Fe相である。
（v）ビッカース硬さが600 HV以上である。
（vi）700℃焼戻し処理を施した700℃焼戻し材のビッカース硬さが600 HV以上である。
（vii）900℃焼戻し処理を施した900℃焼戻し材のビッカース硬さが600 HV以上である。

（II）本発明の他の一態様は、上記のFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法であって、
前記Fe-Mn-Mo系合金材料の原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程と、
前記溶湯を鋳造して前記化学組成を有する鋳造材を形成する鋳造工程と、
前記鋳造材に対して1100℃以上1300℃以下の均質化熱処理を施して均質化処理材を用意する均質化処理工程と、
前記均質化処理材に対して600℃以上900℃以下の時効熱処理を施して時効処理材を用意する時効処理工程と、を有することを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法、を提供するものである。

本発明は、上記の本発明に係るFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法（II）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（viii）前記均質化処理工程と前記時効処理工程との間に、前記均質化処理材に対して塑性加工および／または機械加工を施して成形加工材を形成する成形加工工程を更に有し、前記時効処理工程を当該成形加工材に対して行う。
（ix）前記原料混合溶解工程は、前記原料を混合・溶解して溶湯を形成した後に一旦凝固させて原料合金塊を形成する原料合金塊形成素工程と、
前記原料合金塊を再溶解して清浄化溶湯を用意する再溶解素工程とからなる。

（III）本発明の他の一態様は、上記のFe-Mn-Mo系合金材料を用いた製品であって、
前記製品は、摺動部材または転動部材であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金製品、を提供するものである。

本発明は、上記の本発明に係るFe-Mn-Mo系合金製品（III）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（x）前記製品は、ベアリングまたは切削工具である。

本発明によれば、従来の鋼材よりも高い硬さと高温環境下（例えば、600℃以上）における優れた高温軟化耐性とを兼ね備えたFe系合金材料としてのFe-Mn-Mo系合金材料、該合金材料の製造方法、およびFe-Mn-Mo系合金製品を提供することができる。

本発明の実施形態に係る合金材料の製造工程の一例を示す模式図である。 本発明のFe-Mn-Mo系合金製品の一例であるベアリングを示す斜視模式図である。 発明合金材料IA-5の微細組織を示すTEM観察像（暗視野像）である。

本発明者等は、現段階で三元相平衡状態図が学術的に確立していないFe-Mn-Mo系合金材料において、化学組成、微細組織および機械的特性の関係について鋭意調査検討し、本発明を完成させた。

以下、本発明の実施形態について図面を参照しながら具体的に説明する。本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。なお、同義の状態・工程については、同じ符号を付して重複する説明を省略する。

［本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の化学組成］
まず、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の化学組成について説明する。

Mn：20原子％以上40原子％以下
Mn成分は、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の必須成分であり、α-Mn相構造（体心立方晶格子中に58原子を含む構造、空間群I4^bar3m-Td³の構造）を有する相の形成に寄与する。α-Mn相構造を有する相の粒子が母相の中に微細分散析出することにより、本合金材料の高い硬さと優れた高温軟化耐性とが得られる。

当該作用効果を得るには、Mn成分の含有率は、20原子％以上が好ましく、22原子％以上がより好ましく、25原子％以上が更に好ましい。また、Mn含有率は、40原子％以下が好ましく、38原子％以下がより好ましく、35原子％以下が更に好ましい。Mn成分の含有率が20原子％未満または40原子％超になると、α-Mn相構造を有する相が析出しづらくなり、上記の作用効果が十分に得られなくなる。

Mo：5原子％以上15原子％以下
Mo成分も、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の必須成分であり、α-Mn相構造を有する相の形成に寄与する。上述したように、α-Mn相構造を有する相の粒子が母相の中に微細分散析出することにより、本合金材料の高い硬さと優れた高温軟化耐性とが得られる。

当該作用効果を得るには、Mo成分の含有率は、5原子％以上が好ましく、6原子％以上がより好ましく、8原子％以上が更に好ましい。また、Mo含有率は、15原子％以下が好ましく、14原子％以下がより好ましく、13原子％以下が更に好ましい。Mo成分の含有率が5原子％未満になると、α-Mn相構造を有する相が析出しづらくなり、上記の作用効果が十分に得られなくなる。一方、Mo成分の含有率が15原子％超になると、粗大な金属間化合物相（例えば、R相（菱面体晶格子中に159原子を含む構造の相、空間群C² _3i-R3^barの構造の相））が過剰析出して靭性が低下する。

Al：10原子％以下
Al成分は、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の任意成分（必須成分ではなく、添加してもよいし添加しなくてもよい成分）であり、耐酸化性の向上や固溶強化が期待できる成分である。また、Al成分は、Fe-Mn-Mo系合金材料の母相となるα-Fe相（体心立方晶の相、フェライト相）を安定形成させ、α-Mn相構造を有する相の安定析出に寄与する。

Al添加による作用効果を得るには、1原子％以上が好ましく、2原子％以上がより好ましく、3原子％以上が更に好ましい。Al含有率が1原子％未満になると、上記作用効果が十分に得られないだけであり、特段の不具合はない。一方、Al含有率が10原子％超になると、望まない金属間化合物相が粗大に析出して靭性が低下したり、割れが生じ易くなったりする。Al含有率は、10原子％以下が好ましく、8原子％以下がより好ましく、7原子％以下が更に好ましい。

残部：Fe成分＋不純物
Fe成分は、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の主成分（最大含有率の成分）であり、本合金材料の低コスト化に寄与する。

本発明のFe-Mn-Mo系合金材料における代表的な不純物として、例えば、Sn（スズ）、Pb（鉛）、As（ヒ素）、Sb（アンチモン）、P（リン）、S（硫黄）、C、N（窒素）、およびO（酸素）が挙げられる。当然のことながら、これらの不純物は意図的に含有させる成分ではない。ただし、本合金材料に対して特段の悪影響を及ぼさない範囲は許容される。少なくとも以下に示す含有率は、本合金材料に対して特段の悪影響を及ぼさない範囲である。

Sn含有率は、0.05質量％以下ならば許容され、0.02質量％以下がより望ましい。Pb含有率は、0.05質量％以下ならば許容され、0.01質量％以下がより望ましい。As含有率は、0.05質量％以下ならば許容され、0.01質量％以下がより望ましい。Sb含有率は、0.02質量％以下ならば許容され、0.01質量％以下がより望ましい。P含有率は、0.05質量％以下ならば許容され、0.02質量％以下がより望ましい。S含有率は、0.02質量％以下ならば許容され、0.01質量％以下がより望ましい。C含有率は、0.5質量％以下ならば許容され、0.1質量％以下がより望ましい。N含有率は、0.02質量％以下ならば許容され、0.01質量％以下がより望ましい。O含有率は、0.01質量％以下ならば許容され、0.003質量％以下がより望ましい。

［本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法］
次に、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法について説明する。

図１は、本発明に係るFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法の一例を示す工程図である。図１に示すように、まず、所望の組成（必須成分＋任意成分）となるようにFe-Mn-Mo系合金材料の原料を混合・溶解して溶湯10を形成する原料混合溶解工程（S1）を行う。原料の混合方法や溶解方法に特段の限定はなく、合金材料の製造における従前の方法を利用できる。

また、合金材料中の不純物成分の含有率をより低減する（合金の清浄度を高める）ため、原料混合溶解工程S1が、Fe-Mn-Mo系合金材料の原料を混合・溶解して溶湯10を形成した後に一旦凝固させて原料合金塊11を形成する原料合金塊形成素工程（S1a）と、該原料合金塊11を再溶解して清浄化溶湯12を準備する再溶解素工程（S1b）とからなることはより好ましい。合金の清浄度を高められる限り再溶解方法に特段の限定はないが、例えば、真空アーク再溶解（VAR）を好ましく利用できる。

次に、所定の鋳型を用いて溶湯10を鋳造して鋳造材20を形成する鋳造工程（S2）を行う。なお、上述したように再溶解素工程S1bを行った場合は、鋳造工程S2は、清浄化溶湯12を鋳造して鋳造材20を形成する工程となる。精密鋳造の場合（最終製品形状に近い形状となる鋳造材を得ようとする場合）は、原料混合溶解工程S1で成分調整した溶湯10を一旦鋳造して大型の母合金塊を作製し、該母合金塊を適度な大きさに分割した後、再溶解して、精密鋳造用鋳型で鋳造を行うことがある。その場合、機械的性状の均等性の観点から、凝固時の結晶粒粗大化（粗大な鋳造凝固組織）を抑制できる冷却速度を確保することが好ましい。

次に、鋳造材20に対して1100℃以上1300℃以下の均質化熱処理を施して均質化処理材30を用意する均質化処理工程（S3）を行う。熱処理における保持時間は、保持温度および被熱処理材の熱容量を考慮しながら時間長さを適宜調整すればよい（例えば、0.5時間以上20時間以下）。均質化熱処理の装置／手段に特段の限定はない。均質化熱処理を施すことにより、鋳造工程S2の冷却過程で生じる可能性がある溶質元素（Mn、Mo、Al）の偏析や異相（例えば、γ-Fe相、金属間化合物相）の析出が、母相となるα-Fe相に均質化（固溶化や相変態）する。

均質化処理材30では、溶質元素が母相中に十分に溶体化した微細組織を有することが望ましい。言い換えると、溶質元素に起因する相（特に、α-Mn相構造を有する相）が析出していない微細組織が望ましい。当該微細組織を維持するため、均質化処理工程S3における冷却過程は、熱処理保持温度から少なくとも900℃までの冷却速度を高めること（例えば10℃／分以上）が好ましい。600℃までの冷却速度を高めることがより好ましい。

溶質元素の明確な偏析が解消する限り、均質化処理材30の母相は、α-Fe相の単相である必要はなく、占有率が50面積％以上であればよい。α-Fe相の占有率は、70面積％以上がより好ましく、90面積％以上が更に好ましい。母相の残部は、γ-Fe相で構成されることが好ましい。占有率5面積％以下であれば、R相などの金属間化合物が均質化処理材30中に残存していてもよい。また、均質化処理材30全体としての金属組織は、通常、母相の再結晶粒が見られる組織（再結晶組織）となる。

γ-Fe相は、α-Fe相に比して軟質であり、α-Fe相結晶粒の粒界上／粒間に存在する傾向があることから、Fe-Mn-Mo系合金材料の靭性の向上（割れの防止）に寄与する。母相におけるα-Fe相の占有率（残部としてのγ-Fe相の占有率）は、使用環境において要求される機械的特性（例えば、硬さと靭性とのバランス）に応じて適宜調整すればよい。

なお、本発明において、析出相の占有率および析出粒子（α-Mn相構造を有する相の粒子）の平均粒径は、微細組織観察像に対する従前の画像処理技術で解析・算出される面積占有率（面積％）および平均粒径を採用する。例えば、合金材料の断面の光学顕微鏡観察像または電子顕微鏡観察像を画像解析ソフト（例えば、ImageJ、米国National Institutes of Health開発のパブリックドメインソフト）で読み込んで、解析対象となる析出相の面積率および析出粒子の平均粒径を算出することができる。

次に、均質化処理材30に対して所望の形状となるように塑性加工および／または機械加工を施して成形加工材40を形成する成形加工工程（S4）を行ってもよい。成形加工工程S4は、必須の工程ではなく、行ってもよいし行わなくてもよい。塑性加工の種類・方法に特段の限定はなく、従前の種類・方法（例えば、鍛造、押出、引抜、圧延、それぞれ熱間、冷間を含む）を利用できる。また、機械加工の種類・方法にも特段の限定はなく、従前の種類・方法（例えば、切削加工、研削加工、放電加工、レーザー加工、ウォータージェット加工）を利用できる。

次に、均質化処理材30または成形加工材40に対して600℃以上900℃以下の時効熱処理を施して時効処理材50を用意する時効処理工程（S5）を行う。熱処理における保持時間は、保持温度および被熱処理材の熱容量を考慮しながら時間長さを適宜調節すればよい（例えば、0.5時間以上20時間以下）。時効熱処理の装置／手段に特段の限定はない。時効熱処理を施すことにより、均質化処理材30または成形加工材40の母相結晶粒内にα-Mn相構造を有する相の微細粒子が分散析出した高硬度の時効処理材50が得られる。すなわち、本発明の合金材料は、時効熱処理によって析出硬化する。

時効熱処理の当該温度領域（600〜900℃）は、α-Mn相構造を有する相にとって過冷度が大きい温度領域である一方で、γ-Fe相やR相が生成・成長しにくい温度領域である。そのため、γ-Fe相やR相の占積率がほとんど変化することなく、母相内（特にα-Fe相内）でα-Mn相構造を有する相が一気に多核生成して、当該相の微細粒子が分散析出した微細組織になる。言い換えると、時効熱処理の温度領域でα-Mn相構造を有する相の多核生成を起こさせるために、均質化処理材30または成形加工材40の段階ではα-Mn相構造を有する相ができるだけ析出していない微細組織とする。

α-Mn相構造を有する相の粒子サイズに特段の限定はないが、分散析出硬化の観点から平均粒径1μm以下が好ましく、平均粒径200 nm以下がより好ましく、平均粒径150 nm以下が更に好ましい。α-Mn相構造を有する相は、900℃超の温度領域まで熱平衡相として存在すると考えられるため、一旦析出すると高温安定性が高く、優れた高温軟化耐性に大きく貢献する。

なお、図示していないが、時効処理工程S5の後に、必要に応じて時効処理材50に対して仕上加工（例えば、表面研磨）を施してFe-Mn-Mo系合金材料を完成させる仕上加工工程を行ってもよい。仕上加工工程は必須の工程ではなく、時効処理材50をもってFe-Mn-Mo系合金材料の完成品としてもよい。

［本発明のFe-Mn-Mo系合金材料の他の製造方法］
上では、合金材料の代表的な製造方法である鋳造法をベースにした製造方法について説明したが、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料を製造する方法は、上記のような鋳造法に限定されるものではない。

例えば、鋳造工程S2の代わりにアトマイズ工程（例えば、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法）を行って、Fe-Mn-Mo系合金粉末を形成してもよい。アトマイズ工程によって得られる合金粉末（アトマイズ粉末と称する）は、急速凝固材であることから鋳型を用いた鋳造材20に比して母相結晶粒が小さくかつ組成の均質性に優れる利点がある。アトマイズ粉末に対する均質化処理工程S3は、必須の工程ではなく、行ってもよいし行わなくてもよい。

次に、アトマイズ粉末を用いて、所望の形状となるように造形加工（例えば、熱間等方圧加圧：HIPや積層造形：AM）を行って造形加工材を形成してもよい。その後、造形加工材に対して時効処理工程S5を行うことで時効処理材50を製造することができる。

［本発明のFe-Mn-Mo系合金材料を用いた製品］
次に、本発明のFe-Mn-Mo系合金材料を用いた製品（Fe-Mn-Mo系合金製品）の例について簡単に説明する。

本発明のFe-Mn-Mo系合金材料は、従来の高硬度鋼材に比して、高い硬さと優れた高温軟化耐性とを兼ね備えることから、摺動部材や転動部材に好適に利用できる。図２は、本発明のFe-Mn-Mo系合金製品の一例であるベアリング60を示す斜視模式図である。ベアリング以外にも、高い硬さと優れた高温軟化耐性とが要求される切削工具が好適である。また、本発明のFe-Mn-Mo系合金製品は、Fe系合金材料からなることから、Ni基合金材料やCo基合金材料よりもはるかに低コストであり、高温環境下（例えば、600℃以上）で使用される摺動部材や転動部材の低コスト化に貢献する。

以下、実施例および比較例により本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

［実験１］
（発明合金材料IA-1〜IA-8および比較合金材料CA-1〜CA-3の作製）
下記の表１に示す名目化学組成となるように、原料を混合し高周波溶解法により溶解して溶湯を形成した後（原料混合溶解工程S1の後）、所定の鋳型に鋳造して鋳造材（直径20 mm、長さ50 mm）を作製した（鋳造工程S2）。なお、比較合金材料CA-3は市販品を用意した。

表１に示したように、発明合金材料IA-1〜IA-8は、本発明に係る合金材料である。比較合金材料CA-1はMn成分量が本発明の規定を外れる合金材料であり、比較合金材料CA-2はMo成分量が本発明の規定を外れる合金材料である。比較合金材料CA-3は高炭素クロム軸受鋼材料として従来から利用されているSUJ2（JIS G 4805）である。

鋳造材に対して、均質化熱処理（1200℃で30分間保持の後、室温まで水中冷却、大気雰囲気中）を施して均質化処理材を用意した（均質化処理工程S3）。次に、均質化処理材に対して、切削加工を施して所定形状の成形加工材を用意した（成形加工工程S4）。

次に、成形加工材に対して、時効熱処理（700℃で30分間保持の後、室温まで水中冷却、大気雰囲気中）を施して時効処理材を用意した（時効処理工程S5）。本実験では、時効処理材をもって発明合金材料IA-1〜IA-8および比較合金材料CA-1〜CA-2の完成品とした。なお、前述したように、比較合金材料CA-3は、高炭素クロム軸受鋼材料として好適な状態に調製された市販品を用意した。

［実験２］
（合金材料に対する試験・評価）
（１）微細組織観察
合金材料IA-1〜IA-8およびCA-1〜CA-2の時効処理材からそれぞれ試験片を採取し、透過型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分析装置（TEM-EDX、株式会社日立ハイテクノロジーズ製、型式：HF-2100 Cold-FE-TEM）を用いて微細組織観察を行った。結果の一例を図３に示す。

図３は、発明合金材料IA-5の微細組織を示すTEM観察像（暗視野像）である。図示していない電子線回折像の解析から、図３において、母相となる白色領域はα-Fe相であり、分散している黒色領域はα-Mn相構造を有する相であることが確認された。すなわち、α-Fe相の母相の中にα-Mn相構造を有する相の粒子が微細分散析出した様子が確認される。画像解析ソフト（ImageJ）を用いて算出したα-Mn相構造を有する相の粒子の平均粒径は約150 nmであった。他の発明合金材料IA-1〜IA-4、IA-6〜IA-8においても、図３と同様の微細組織を有することを別途確認した。

一方、図示は省略するが、比較合金材料CA-1では、α-Mn相構造を有する相の粒子の析出量が図３に比して極端に少なかった（ほとんど析出していないと言ってよいレベル）。また、比較合金材料CA-2では、α-Mn相構造を有する相の粒子の析出量が図３に比して極端に少ないことに加えて、粗大なR相粒子の析出が確認された。

（２）時効処理材の硬さ試験
合金材料IA-1〜IA-8およびCA-1〜CA-2の時効処理材および別途用意した合金材料CA-3に対して、ビッカース硬さ試験（JIS Z 2244：2009に準拠）を行って室温でのビッカース硬さ（HV）を測定した。各試料に対して、マイクロビッカース硬度計（株式会社マツザワ製、型式：AMT-X7FS）を用いて10点計測し（荷重：100 gf、保持時間：15秒）、該10点のビッカース硬さのうちの最大値と最小値とを除いた8点の平均値を当該試料のビッカース硬さとした。

ビッカース硬さ試験の結果、「HV＜600」をＣグレードと評価し、「600≦HV＜700」をＢグレードと評価し、「700≦HV＜800」をＡグレードと評価し、「800≦HV」をＳグレードと評価した。Ｂグレード以上を合格と判定し、Ｃグレードを不合格と判定した。硬さ評価の結果を表２に示す。

（３）時効処理材の高温軟化耐性試験
合金材料IA-1〜IA-8およびCA-1〜CA-2の時効処理材および別途用意した合金材料CA-3からそれぞれ試験片を採取した。高温軟化耐性を調査するため、それぞれの試験片を用いて、700℃焼戻し処理（700℃で6時間保持後、室温まで炉冷）を施した700℃焼戻し材および900℃焼戻し処理（900℃で6時間保持後、室温まで炉冷）を施した900℃焼戻し材を用意した。

用意した700℃焼戻し材および900℃焼戻し材に対して、上記（２）と同様の硬さ試験を行ってビッカース硬さ（HV）を測定した。ビッカース硬さ試験の結果、「HV＜600」をＣグレードと評価し、「600≦HV＜700」をＢグレードと評価し、「700≦HV＜800」をＡグレードと評価し、「800≦HV」をＳグレードと評価した。Ｂグレード以上を合格と判定し、Ｃグレードを不合格と判定した。硬さ評価の結果を表２に併記する。

表２に示したように、時効処理材において、発明合金材料IA-1〜IA-8は、いずれもビッカース硬さがＡグレード以上であり合格と判定される。本発明の規定を外れる比較合金材料CA-1〜CA-2は、ビッカース硬さがＣグレードであり不合格と判定される。従来の高炭素クロム軸受鋼材料である比較合金材料CA-3（SUJ2）は、高温焼戻し前の状態でＡグレードのビッカース硬さを有していることが分かる。

一方、700℃焼戻し材において、発明合金材料IA-1〜IA-8は、依然としてビッカース硬さがＡグレード以上であり合格と判定される。これに対し、比較合金材料CA-1〜CA-3は、いずれもビッカース硬さがＣグレードであり不合格と判定される。特に、比較合金材料CA-3での硬さの低下度合が大きい。

さらに、900℃焼戻し材において、発明合金材料IA-1〜IA-8は、Ｂグレート以上のビッカース硬さを保ち、全ての試料で合格と判定される。これに対し、比較合金材料CA-1〜CA-3は、いずれもビッカース硬さがＣグレードであり不合格と判定される。

上述したように、発明合金材料IA-1〜IA-8は、時効処理材の段階で700 HV以上という非常に高いビッカース硬さを有し、かつ700〜900℃の高温焼戻し処理に対しても600 HV以上のビッカース硬さを保つという極めて良好な高温軟化耐性を有する。これは、母相の中に微細分散析出したα-Mn相構造を有する相が高い高温安定性を示すことに起因すると考えられる。

なお、発明合金材料の一部の試料において、時効処理材よりも700℃焼戻し材の方が高いビッカース硬さを示しているが、これは、当該試料に対する時効熱処理がやや不足していたために、700℃焼戻し処理中にα-Mn相構造を有する相の時効析出が更に進行したことに起因すると考えられる。また、高硬度Ni基合金であっても700℃における高温硬さは500 HV程度と言われていることから、本発明合金材料における高温軟化耐性の優秀さが確認される。

これらに対し、本発明の規定を外れる比較合金材料CA-1〜CA-2は、α-Mn相構造を有する相の析出が不十分であったことから、硬さおよび高温軟化耐性が望ましいレベルに到達しなかったものと考えられる。また、従来の高炭素クロム軸受鋼材料である比較合金材料CA-3（SUJ2）では、高温焼戻し処理によってマルテンサイト組織を維持できなくなったことから、700℃焼戻し材および900℃焼戻し材のビッカース硬さが急激に低下したものと考えられる。

上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実施例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成による置換・他の構成の追加をすることが可能である。

10…溶湯、11…原料合金塊、12…清浄化溶湯、
20…鋳造材、30…均質化処理材、40…成形加工材、50…時効処理材、
60…ベアリング。

Claims (13)

1. Fe-Mn-Mo系合金材料であって、
   20原子％以上40原子％以下のMnと、
   5原子％以上15原子％以下のMoと、
   10原子％以下のAlとを含み、
   残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
2. 請求項１に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   母相の中にα-Mn相構造を有する相の粒子が微細分散析出した微細組織を有していることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
3. 請求項２に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   前記α-Mn相構造を有する相の粒子は、平均粒径が1μm以下であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
4. 請求項２または請求項３に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   前記母相がα-Fe相であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
5. 請求項２または請求項３に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   前記母相がα-Fe相およびγ-Fe相であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
6. 請求項２乃至請求項５のいずれか一項に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   ビッカース硬さが600 HV以上であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
7. 請求項２乃至請求項５のいずれか一項に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   700℃焼戻し処理を施した700℃焼戻し材のビッカース硬さが600 HV以上であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
8. 請求項２乃至請求項５のいずれか一項に記載のFe-Mn-Mo系合金材料において、
   900℃焼戻し処理を施した900℃焼戻し材のビッカース硬さが600 HV以上であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料。
9. 請求項２乃至請求項８のいずれか一項に記載のFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法であって、
   前記Fe-Mn-Mo系合金材料の原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程と、
   前記溶湯を鋳造して前記化学組成を有する鋳造材を形成する鋳造工程と、
   前記鋳造材に対して1100℃以上1300℃以下の均質化熱処理を施して均質化処理材を用意する均質化処理工程と、
   前記均質化処理材に対して600℃以上900℃以下の時効熱処理を施して時効処理材を用意する時効処理工程と、を有することを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法。
10. 請求項９に記載のFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法において、
    前記均質化処理工程と前記時効処理工程との間に、前記均質化処理材に対して塑性加工および／または機械加工を施して成形加工材を形成する成形加工工程を更に有し、
    前記時効処理工程を当該成形加工材に対して行うことを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法。
11. 請求項９または請求項１０に記載のFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法において、
    前記原料混合溶解工程は、前記原料を混合・溶解して溶湯を形成した後に一旦凝固させて原料合金塊を形成する原料合金塊形成素工程と、
    前記原料合金塊を再溶解して清浄化溶湯を用意する再溶解素工程とからなることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金材料の製造方法。
12. 請求項２乃至請求項８のいずれか一項に記載のFe-Mn-Mo系合金材料を用いた製品であって、
    前記製品は、摺動部材または転動部材であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金製品。
13. 請求項１２に記載のFe-Mn-Mo系合金製品において、
    前記製品は、ベアリングまたは切削工具であることを特徴とするFe-Mn-Mo系合金製品。

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