JP2021176987A - Sintered alloy composed of precipitation-hardening stainless steel and carbide - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金に関し、より具体的には、析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる高硬度及び高靱性の焼結合金に関する。 The present invention relates to a sintered alloy composed of precipitation hardening stainless steel and carbides, and more specifically to a high hardness and toughness sintered alloy composed of precipitation hardening stainless steel and carbides.
金型や切削工具に使用される金属材料は、昨今の低コスト化に伴って、コストの安い材料をより過酷な環境下においても使用したいとの意向が強くなってきている。そのため、さらに低いコストで高硬度かつ高靱性を両立する材料が求められている。 As for the metal materials used for molds and cutting tools, with the recent cost reduction, there is a strong desire to use low-cost materials even in a harsher environment. Therefore, there is a demand for a material that has both high hardness and high toughness at a lower cost.
例えば切削工具材料を例にとれば、高速度鋼工具鋼や高硬度のセラミックスの粒子と金属をバインダーとしたＷＣ−Ｃｏ、ＴｉＣサーメットといった代表的な合金がある。もっとも、サーメットは、一般的には、高硬度であるため機械加工が極めて困難である。そこで、時効硬化性のあるマトリックスにＴｉ系の炭化物や窒化物を分散粒子とした材料がいくつか提案されている。 For example, taking a cutting tool material as an example, there are typical alloys such as high-speed steel tool steel, WC-Co, and TiC cermet in which particles of high-hardness ceramics and metal are used as a binder. However, cermets are generally extremely difficult to machine because of their high hardness. Therefore, some materials in which Ti-based carbides and nitrides are dispersed particles in a matrix having age hardening have been proposed.
たとえば、（１）Ｃが１．８〜２．２％で、かつ０．１≦Ｃ−Ｃｅｑ≦０．４であって、（２）基質粉末にＷ：６〜１０％、Ｍｏ：５〜８％をＷ＋２Ｍｏで１８〜２２％、Ｖ：３〜５％を含有し、（３）ＭＣ型炭化物の粒径を０．５〜２．０μｍの平均粒径に制御し、（４）ＴｉＮとＴｉＣＮの硬質粒子の添加量を３〜７％とし、平均粒径を２．０μｍ以下に制御し、さらに（５）被研削性に大きく影響を与えるＭ6Ｃ＋ＭＣ＋ＴｉＮ＋ＴｉＣＮの総量を２９〜３９％に規制することで優れた切削工具としての特性を有し、しかも被削性を大幅に改善できる、硬質合金が提案されている（特許文献１参照。）。これは、水アトマイズで作製した高速度工具鋼粉末とＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＴｉＣを混練し焼結した硬質合金であり、硬質粒子の総量を制御することで被削性に優れた材料を得ようとするものである。しかしながら、耐食性が十分ではない。 For example, (1) C is 1.8 to 2.2% and 0.1 ≤ C-Ceq ≤ 0.4, and (2) W: 6 to 10% and Mo: 5 to 5 in the substrate powder. 8% is W + 2Mo and contains 18 to 22%, V: 3 to 5%, (3) the particle size of MC-type carbide is controlled to an average particle size of 0.5 to 2.0 μm, and (4) TiN. The amount of hard particles added to TiCN is set to 3 to 7%, the average particle size is controlled to 2.0 μm or less, and (5) the total amount of M 6 C + MC + TiN + TiCN, which greatly affects grindability, is regulated to 29 to 39%. By doing so, a hard alloy having excellent characteristics as a cutting tool and capable of significantly improving machinability has been proposed (see Patent Document 1). This is a hard alloy obtained by kneading and sintering high-speed tool steel powder produced by water atomization with TiN, TiCN, and TiC, and trying to obtain a material with excellent machinability by controlling the total amount of hard particles. Is what you do. However, the corrosion resistance is not sufficient.
また、ヘキサンまたはキシレンを溶媒に湿式混合した硬質粒分散焼結鋼であって、時効硬化性の有するＦｅ基マトリックスにＴｉＣを分散させ、高強度および耐摩耗性を得ようとする提案がある（特許文献２参照。）。 Further, there is a proposal to obtain high strength and abrasion resistance by dispersing TiC in an Fe group matrix having aging hardening property, which is a hard grain dispersion sintered steel in which hexane or xylene is wet-mixed with a solvent. See Patent Document 2).
また、マルエージング鋼のマトリックスにＴｉおよびＭｏ炭化物を分散させた炭化物分散マルエージング鋼であって、機械加工が容易で、時効硬化によって高硬度が得られるものが提案されている（特許文献３参照。）。 Further, there has been proposed a carbide-dispersed maraging steel in which Ti and Mo carbides are dispersed in a matrix of maraging steel, which is easy to machine and can obtain high hardness by age hardening (see Patent Document 3). .).
また、ステンレス系組成のマトリックス中にＴｉおよびＭｏの炭化物を分散させた炭化物分散材料が提案されている（特許文献４参照。）。 Further, a carbide dispersion material in which carbides of Ti and Mo are dispersed in a matrix having a stainless steel composition has been proposed (see Patent Document 4).
さて、上述の提案の工夫のように、Ｔｉの炭化物または窒化物を硬質な分散粒子として使用する場合には、高硬度を得るために、これら分散粒子の添加量を増やす必要があった。しかしながら、硬質な分散粒子の添加量を増やすことは靱性の低下を招来しやすく、かつ、硬質な分散粒子の添加量の増加はコストアップに直結する。高硬度化に対して、高靱性と低コストは常に相反する関係にあるので、これらを両立させることは難しく、容易ではない。そこで、本発明は、高硬度で、高靭性かつ低コストな材料を提供することを目的としている。 When Ti carbides or nitrides are used as hard dispersed particles as in the above-mentioned device, it is necessary to increase the amount of these dispersed particles added in order to obtain high hardness. However, increasing the amount of hard dispersed particles added tends to cause a decrease in toughness, and increasing the amount of hard dispersed particles added directly leads to an increase in cost. Since high toughness and low cost are always in conflict with each other for increasing hardness, it is difficult and not easy to achieve both. Therefore, an object of the present invention is to provide a material having high hardness, high toughness, and low cost.
上記の課題を解決するために、発明者らは鋭意検討した結果、従来の材料組織とは反対の形態である硬質相を連続相（マトリックス）とし、比較的軟質な相を粒子として分散させることで、少ないセラミックス粒子の添加量で、高硬度かつ高靱性が得られることを見出した。特に、ＴｉＣとＴｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＦｅを含むＭＣ炭化物を連続相とし、析出硬化型ステンレス鋼をＦｅ基粒子として島状に分散させたＦｅ基焼結合金であれば、低コストで、高硬度かつ高靱性が得られることを見出した。 As a result of diligent studies to solve the above problems, the inventors have made a hard phase (matrix), which is a form opposite to the conventional material structure, as a continuous phase (matrix), and disperse a relatively soft phase as particles. Therefore, it was found that high hardness and high toughness can be obtained with a small amount of ceramic particles added. In particular, it is low if it is an Fe-based sintered alloy in which MC carbide containing TiC and Ti, Nb, Cr, Mo, Co and Fe is used as a continuous phase and precipitation hardening stainless steel is dispersed as Fe-based particles in an island shape. It has been found that high hardness and high toughness can be obtained at a low cost.
すなわち、本発明の課題を解決するための第１の手段は、必須成分として、質量％で、Ｃ：４．０〜１０．８％、Ｃｒ：４．０〜１２．０％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．２〜１．４％、Ｃｕ：０．２〜１．４％、Ｔｉ：１６．０〜４１．０％、Ｃｏ：２．０〜１０．０％、Ｎｂ：０〜１８．０％を含有し、
さらに任意的成分としてＳｉとＭｎから選択される１種または２種を合計で０．４％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ＭＣ炭化物を連続相とし、
Ｆｅ基粒子が島状に分散していること
を特徴とする析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金である。
That is, the first means for solving the problem of the present invention is, as an essential component, in terms of mass%, C: 4.0 to 10.8%, Cr: 4.0 to 12.0%, Ni: 1. .0 to 4.0%, Mo: 1.0 to 4.0%, Al: 0.2 to 1.4%, Cu: 0.2 to 1.4%, Ti: 16.0 to 41.0 %, Co: 2.0 to 10.0%, Nb: 0-18.0%,
Furthermore, one or two types selected from Si and Mn as optional components are added in a total of 0.4% or less.
The rest consists of Fe and unavoidable impurities,
MC carbide is used as a continuous phase
It is a sintered alloy composed of precipitation hardening stainless steel and carbides, characterized in that Fe group particles are dispersed in an island shape.
その第２の手段は、ミクロ組織においてＦｅ基粒子に描ける最大内接円の直径が１２μｍ以上であることを特徴とする第１の手段に記載の析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金である。 The second means is a sintered alloy composed of precipitation hardening stainless steel and carbides according to the first means, wherein the diameter of the maximum inscribed circle that can be drawn on the Fe group particles in the microstructure is 12 μm or more. Is.
その第３の手段は、ミクロ組織においてＦｅ基粒子の真円度が０．２５以上であることを特徴とする第１又は第２のいずれか１の手段に記載の析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金である。 The third means is the precipitation hardening stainless steel and carbides according to any one of the first or second means, wherein the Fe group particles have a roundness of 0.25 or more in the microstructure. It is a sintered alloy made of.
その第４の手段は、時効処理後の硬さが６０ＨＲＣ以上かつ時効処理後の抗折強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする第１〜第５のいずれか１の手段に記載の析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金である。 The precipitation hardening according to any one of the first to fifth means, wherein the fourth means has a hardness of 60 HRC or more after the aging treatment and a bending strength of 1000 MPa or more after the aging treatment. It is a sintered alloy composed of type stainless steel and carbide.
その第５の手段は、Ｆｅ基粒子が析出硬化型ステンレス鋼であること、を特徴とする第１〜第４のいずれか１の手段に記載の析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金である。 The fifth means is a sintered alloy composed of the precipitation hardening stainless steel and carbides according to any one of the first to fourth means, wherein the Fe group particles are precipitation hardening stainless steel. Is.
本発明によると、硬質粒子のＭＣ炭化物の連続相中に比較的軟質なＦｅ基粒子が分散しており、セラミックス粒子の添加量を低減できることから、低コストで、高硬度かつ高靱性なＦｅ基焼結合金を得ることができる。
また、Ｆｅ基粒子の最大内接円の直径が大きいことで、応力負荷時のクラックの進展を抑制して、容易には破断に至らず、靭性を確保することができる。
また、Ｆｅ基粒子の真円度が高いと、ＭＣ炭化物の連続相と分散したＦｅ基粒子との間の応力集中を抑制することができるので、抗折強度が向上する。
そして、本発明の焼結合金は、適切な時効処理を経ることで、硬さが６０ＨＲＣ以上であって、かつ、抗折強度が１０００ＭＰａ以上となることができる。
According to the present invention, relatively soft Fe group particles are dispersed in the continuous phase of MC carbide of hard particles, and the amount of ceramic particles added can be reduced. Therefore, Fe groups having high hardness and high toughness at low cost. A sintered alloy can be obtained.
Further, since the diameter of the maximum inscribed circle of the Fe group particles is large, the growth of cracks at the time of stress loading can be suppressed, the fracture does not easily occur, and the toughness can be ensured.
Further, when the roundness of the Fe group particles is high, the stress concentration between the continuous phase of the MC carbide and the dispersed Fe group particles can be suppressed, so that the bending strength is improved.
The sintered alloy of the present invention can have a hardness of 60 HRC or more and a bending strength of 1000 MPa or more by undergoing an appropriate aging treatment.
本発明の実施の形態の説明に先立って、本発明のＦｅ基焼結合金の化学成分について説明する。本願発明の焼結合金の製造方法は、特に限定されないが、一般には、ＭＣ炭化物の成分とＦｅ基粒子とを混合してからＨＩＰ法などで焼結する方法を用いて製造することができる。ＭＣ炭化物は、最終的に鋼に分散する炭化物と同一のものを用いる他に、焼結中の反応を予測して、炭化物または金属粒子として添加するものであってもよい。 Prior to the description of the embodiment of the present invention, the chemical composition of the Fe-based sintered alloy of the present invention will be described. The method for producing the sintered alloy of the present invention is not particularly limited, but in general, it can be produced by using a method of mixing the components of MC carbide and Fe-based particles and then sintering them by the HIP method or the like. As the MC carbide, in addition to using the same carbide that is finally dispersed in steel, it may be added as carbide or metal particles in anticipation of the reaction during sintering.
（Ｃ：４．０〜１０．８％）
Ｃは炭化物を形成するうえで必須の元素である。本発明でのＣ量は、主にＴｉＣおよびＮｂＣの量に起因する。Ｃが４．０％未満であると焼結合金が十分な硬さを得られない。他方、Ｃが１０．８％超えると、セラミックス相の体積が多くなり十分な靱性が得られない。そこで、Ｃは４．０〜１０．８％とする。好ましくはＣは４．５〜１０．０％、さらに好ましくはＣは５．０〜９．０％である。
(C: 4.0 to 10.8%)
C is an essential element for forming carbides. The amount of C in the present invention is mainly due to the amount of TiC and NbC. If C is less than 4.0%, the sintered alloy cannot obtain sufficient hardness. On the other hand, if C exceeds 10.8%, the volume of the ceramic phase becomes large and sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, C is set to 4.0 to 10.8%. C is preferably 4.5 to 10.0%, and more preferably C is 5.0 to 9.0%.
（Ｃｒ：４．０〜１２．０％）
Ｃｒはマルテンサイト変態に必須な元素であり、また耐食性向上に寄与する。Ｃｒが４．０％未満であるとその効果が十分に得られない。Ｃｒが１２．０％を超えると、残留オーステナイトが多くなるため、十分な硬さが得られない。そこで、Ｃｒは４．０〜１２．０％とする。好ましくはＣｒは５．０〜１１．０％、さらに好ましくはＣｒは４．７〜８．０％である。
(Cr: 4.0 to 12.0%)
Cr is an essential element for martensitic transformation and also contributes to the improvement of corrosion resistance. If Cr is less than 4.0%, the effect cannot be sufficiently obtained. If Cr exceeds 12.0%, retained austenite increases, so that sufficient hardness cannot be obtained. Therefore, Cr is set to 4.0 to 12.0%. Cr is preferably 5.0 to 11.0%, and more preferably Cr is 4.7 to 8.0%.
（Ｎｉ：１．０〜４．０％）
Ｎｉは、マルテンサイト変態に必須な元素であり、かつ析出強化および耐食性向上に寄与する。Ｎｉが１．０％未満であるとその効果が十分に得られない。Ｎｉが４．０％を超えると残留オーステナイトが多くなるため、十分な硬さが得られない。そこで、Ｎｉは、１．０〜４．０％とする。好ましくは、Ｎｉは１．５〜３．５％、さらに好ましくはＮｉは２．０〜３．０％である。
(Ni: 1.0 to 4.0%)
Ni is an essential element for martensitic transformation and contributes to strengthening precipitation and improving corrosion resistance. If Ni is less than 1.0%, the effect cannot be sufficiently obtained. If Ni exceeds 4.0%, retained austenite increases, so that sufficient hardness cannot be obtained. Therefore, Ni is set to 1.0 to 4.0%. Preferably, Ni is 1.5 to 3.5%, and more preferably Ni is 2.0 to 3.0%.
（Ｍｏ：１．０〜４．０％）
Ｍｏは、金属間化合物を析出させ析出強化に寄与し、かつＣｒとの複合効果により耐食性向上に寄与する。Ｍｏが１．０％未満であるとその効果は十分に得られない。Ｍｏが４．０％を超えると多量の金属間化合物が生成するため、十分な靱性が得られない。そこで、Ｍｏは１．０〜４．０％とする。好ましくは、Ｍｏは１．５〜３．５％、さらに好ましくはＭｏは２．０〜３．０％である。
(Mo: 1.0 to 4.0%)
Mo contributes to precipitation strengthening by precipitating intermetallic compounds, and contributes to improvement of corrosion resistance due to the combined effect with Cr. If Mo is less than 1.0%, the effect cannot be sufficiently obtained. If Mo exceeds 4.0%, a large amount of intermetallic compounds are formed, so that sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, Mo is set to 1.0 to 4.0%. Preferably, Mo is 1.5 to 3.5%, and more preferably Mo is 2.0 to 3.0%.
（Ａｌ：０．２〜１．４％）
Ａｌは、金属間化合物を析出させ析出強化に寄与する。Ａｌは０．２％未満ではその効果が十分に得られず、Ａｌは１．４％を超えると多量の金属間化合物が生成するため、十分な靱性が得られない。そこで、Ａｌ：０．２〜１．４％とする。好ましくは、Ａｌは０．３〜１．３％、さらに好ましくはＡｌｊは０．７〜０．８％である。
(Al: 0.2 to 1.4%)
Al precipitates an intermetallic compound and contributes to precipitation strengthening. If Al is less than 0.2%, the effect cannot be sufficiently obtained, and if Al exceeds 1.4%, a large amount of intermetallic compounds are produced, so that sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, Al: 0.2 to 1.4%. Al is preferably 0.3 to 1.3%, and more preferably Alj is 0.7 to 0.8%.
（Ｃｕ：０．２〜１．４％）
Ｃｕは、金属間化合物を析出させ析出強化に寄与し、かつＣｒとの複合効果により耐食性向上に寄与する。Ｃｕは０．２％未満であるとその効果が十分に得られない。Ｃｕは１．４％を超えると残留オーステナイトが多くなるため、十分な硬さが得られない。そこで、Ｃｕは０．２〜１．４％とする。好ましくは、Ｃｕは０．３〜１．３％、さらに好ましくはＣｕは０．４〜１．２％である。
(Cu: 0.2 to 1.4%)
Cu precipitates an intermetallic compound and contributes to precipitation strengthening, and also contributes to improvement of corrosion resistance due to the combined effect with Cr. If Cu is less than 0.2%, the effect cannot be sufficiently obtained. If Cu exceeds 1.4%, retained austenite increases, so that sufficient hardness cannot be obtained. Therefore, Cu is set to 0.2 to 1.4%. Preferably, Cu is 0.3 to 1.3%, more preferably Cu is 0.4 to 1.2%.
（Ｔｉ：１６．０〜４１．０％）
Ｔｉは炭化物を形成する上で必須元素であり、かつ金属間化合物を析出させ析出強化に寄与する。Ｔｉは１６．０％未満であると十分な硬さが得られない。Ｔｉが４１．０％超えると、セラミックス相の体積が多くなり十分な靱性が得られない。そこで、Ｔｉは１６．０〜４１．０％とする。好ましくはＴｉは２２．０〜３３．０、さらに好ましくはＴｉは２４．０〜３３．０％である。
(Ti: 16.0 to 41.0%)
Ti is an essential element for forming carbides, and it also precipitates intermetallic compounds and contributes to precipitation strengthening. If Ti is less than 16.0%, sufficient hardness cannot be obtained. If Ti exceeds 41.0%, the volume of the ceramic phase becomes large and sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, Ti is set to 16.0 to 41.0%. Ti is preferably 22.0 to 33.0, and more preferably Ti is 24.0 to 33.0%.
（Ｃｏ：２．０〜１０．０％）
Ｃｏは、時効硬化時の析出反応を促進する。Ｃｏが２．０％未満では、十分な硬さが得られない。Ｃｏが１０．０％を超えるとマルテンサイトは脆化し、十分な靱性が得られない。そこで、Ｃｏは２．０〜１０．０％とする。好ましくは３．０〜９．０％、さらに好ましくは４．０〜９．０％である。
(Co: 2.0 to 10.0%)
Co promotes the precipitation reaction during age hardening. If Co is less than 2.0%, sufficient hardness cannot be obtained. If Co exceeds 10.0%, martensite becomes brittle and sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, Co is set to 2.0 to 10.0%. It is preferably 3.0 to 9.0%, more preferably 4.0 to 9.0%.
（Ｎｂ：０〜１８．０％）
Ｎｂは炭化物を形成する元素である。ＮｂはＴｉＣと全率固溶体を形成し、セラミックス相の靱性を向上させる。その効果は、Ｎｂが１８．０％を超えるとセラミックス相の体積が多くなり十分な靱性が得られない。そこで、添加する場合のＮｂの上限は１８．０％とする。好ましくは、Ｎｂは０〜１５．０％、さらに好ましくはＮｂは０〜９．０％である。
(Nb: 0 to 18.0%)
Nb is an element that forms carbides. Nb forms a total solid solution with TiC and improves the toughness of the ceramic phase. The effect is that when Nb exceeds 18.0%, the volume of the ceramic phase increases and sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, the upper limit of Nb when added is set to 18.0%. Preferably, Nb is 0 to 15.0%, and more preferably Nb is 0 to 9.0%.
（任意的成分：ＳｉとＭｎのいずれか一方あるいは双方を合計で０．０〜０．４％）
Ｓｉ及びＭｎは脱酸剤であり、また焼入れ性の向上と硬さ向上のために有効な元素であることから、本発明の成分に任意的に添加してもよい。ただし、ＳｉとＭｎの合計量が０．４％を超えると、靭性が低下しやすくなる。そこで、本発明のＦｅ基礎合金にいずれか一方あるいは双方を添加する場合は、ＳｉとＭｎの合計で０．４％以下までの含有とする。好ましくはＳｉとＭｎの合計で０．１〜０．４％までの含有とする。
(Optional component: 0.0 to 0.4% in total of either or both of Si and Mn)
Since Si and Mn are deoxidizers and are effective elements for improving hardenability and hardness, they may be optionally added to the components of the present invention. However, if the total amount of Si and Mn exceeds 0.4%, the toughness tends to decrease. Therefore, when either one or both are added to the Fe basic alloy of the present invention, the total content of Si and Mn is 0.4% or less. The total content of Si and Mn is preferably 0.1 to 0.4%.
次に、Ｆｅ基焼結合金のミクロ組織を規定する理由について説明する。
（ミクロ組織においてＦｅ基粒子に描ける最大内接円の直径が１２μｍ以上であること）
Ｆｅ基粒子の最大内接円の直径が１２μｍ未満であると、応力負荷時のクラックの進展を十分に抑制することができず、容易に破断に至り、十分な靱性が得られない。そこで、ミクロ組織においてＦｅ基粒子に描ける最大内接円の直径が１２μｍ以上とする。好ましくは最大内接円の直径が１４μｍ以上、さらに好ましくは最大内接円の直径が１６μｍ以上である。
Next, the reason for defining the microstructure of the Fe-based sintered alloy will be described.
(The diameter of the maximum inscribed circle that can be drawn on the Fe group particles in the microstructure is 12 μm or more)
If the diameter of the maximum inscribed circle of the Fe group particles is less than 12 μm, the growth of cracks under stress loading cannot be sufficiently suppressed, and the particles easily break and cannot obtain sufficient toughness. Therefore, the diameter of the maximum inscribed circle that can be drawn on the Fe group particles in the microstructure is set to 12 μm or more. The diameter of the maximum inscribed circle is preferably 14 μm or more, and more preferably the diameter of the maximum inscribed circle is 16 μm or more.
ミクロ組織においてＦｅ基粒子に描ける最大内接円とは、焼結合金の断面のミクロ組織を光学顕微鏡で観察し、１視野当たり約３４０００μｍ2の計３視野、Ｆｅ基粒子を撮像した際に、３視野中で最も大きいＦｅ基粒子に描くことのできる最大の内接円のことである。粒子の少なくとも一部に触れる最大の内接円の直径の大きさを求める。 The maximum inscribed circle that can be drawn on the Fe group particles in the microstructure is when the microstructure of the cross section of the sintered alloy is observed with an optical microscope and the Fe group particles are imaged in a total of 3 fields of view of about 34,000 μm 2 per field of view. It is the largest inscribed circle that can be drawn on the largest Fe group particle in the three fields of view. Find the size of the diameter of the largest inscribed circle that touches at least a part of the particle.
（ミクロ組織においてＦｅ基粒子の真円度が面積加重平均で０．２５以上であること）
分散しているＦｅ基粒子の真円度を０．２５以上とすることで、応力負荷時に生じるセラミックス相と分散粒子間の応力集中を抑制することができるので、抗折強度が向上する。そこで、ミクロ組織においてＦｅ基粒子の真円度が０．２５以上とする。好ましくは真円度は０．３以上、より好ましくは真円度は０．３５以上である。
(The roundness of Fe-based particles in the microstructure is 0.25 or more on an area-weighted average)
By setting the roundness of the dispersed Fe-based particles to 0.25 or more, the stress concentration between the ceramic phase and the dispersed particles generated at the time of stress loading can be suppressed, so that the bending strength is improved. Therefore, the roundness of the Fe group particles is set to 0.25 or more in the microstructure. The roundness is preferably 0.3 or more, and more preferably 0.35 or more.
なお、本発明にいう真円度は、４π×面積／輪郭長2で求める。値が１．０であれば真円であり、０に近づくほど長細くなる、もしくは複雑な形状となる。光学顕微鏡画像中の各Ｆｅ基粒子を観察し、測定された粒子面積で重みづけした真円度の面積加重平均値を求める。 The roundness referred to in the present invention is obtained by 4π × area / contour length 2 . If the value is 1.0, it is a perfect circle, and as it approaches 0, it becomes elongated or becomes a complicated shape. Each Fe group particle in the optical microscope image is observed, and the area-weighted average value of roundness weighted by the measured particle area is obtained.
（ＭＣ炭化物を連続相とし、Ｆｅ基粒子が島状に分散していること）
ＭＣ炭化物とは、炭化物生成元素Ｍ（たとえばＴｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｆｅ。）が鋼中に形成するＭＣ型の炭化物のことである。
そして、本発明のＦｅ基焼結合金においては、ＴｉＣをはじめとするＭＣ炭化物は、硬質分散粒子として連続相（マトリックス）を構成している。図１は、本発明の実施例１の焼結合金の光学顕微鏡画像である。濃いグレーの領域（１）がＭＣ炭化物であり、マトリックスとして連続的に存在している。
(MC carbide is a continuous phase, and Fe group particles are dispersed in an island shape)
The MC carbide is an MC-type carbide formed in steel by a carbide-forming element M (for example, Ti, Nb, Cr, Mo, Co, Fe.).
In the Fe-based sintered alloy of the present invention, MC carbides such as TiC form a continuous phase (matrix) as hard dispersed particles. FIG. 1 is an optical microscope image of the sintered alloy of Example 1 of the present invention. The dark gray area (1) is the MC carbide and is continuously present as a matrix.
他方、図１の光学顕微鏡画像で島状に点在するやや白っぽい円形の部分（２）は、Ｆｅ基粒子がマトリックス上に分散している様子である。このＦｅ基粒子としては、たとえば、ステンレス系の組成、たとえば析出硬化型ステンレス鋼の組成が好適である。析出硬化型ステンレス鋼は、時効処理で硬化することから、焼結合金を時効処理前に加工をしたうえで、時効処理によって最終的な高硬度を得ることができるので、本発明に好適に適用できる。 On the other hand, in the slightly whitish circular portion (2) scattered in the island shape in the optical microscope image of FIG. 1, Fe group particles appear to be dispersed on the matrix. As the Fe group particles, for example, a stainless steel composition, for example, a precipitation hardening stainless steel composition is suitable. Since precipitation hardening stainless steel is cured by aging treatment, it is possible to obtain the final high hardness by aging treatment after processing the sintered alloy before aging treatment, so that it is suitably applied to the present invention. can.
このように、硬質粒子のＭＣ炭化物の連続相中に比較的軟質なＦｅ基粒子が分散しており、セラミックス粒子の添加量を低減できることから、低コストで、高硬度かつ高靱性なＦｅ基焼結合金を得ることができる。 In this way, relatively soft Fe-based particles are dispersed in the continuous phase of the MC carbide of hard particles, and the amount of ceramic particles added can be reduced. Therefore, low-cost, high-hardness and high-toughness Fe-based firing is possible. You can get a bond.
（時効処理後の硬さが６０ＨＲＣ以上かつ時効処理後の抗折強度が１０００ＭＰａ以上であること）
本発明のＦｅ基焼結合金は、時効処理前であれば、加工することもできるが、適切に時効処理すると、時効処理後の硬さが６０ＨＲＣ以上であって、かつ、抗折強度が１０００ＭＰａ以上となるので、高硬度と高靭性が両立するものとなる。
(The hardness after aging treatment is 60 HRC or more and the bending strength after aging treatment is 1000 MPa or more)
The Fe-based sintered alloy of the present invention can be processed before the aging treatment, but when properly aged, the hardness after the aging treatment is 60 HRC or more and the bending strength is 1000 MPa. As described above, high hardness and high toughness are compatible.
従来の焼結金属では、炭化物質量が３０％で硬さが５８ＨＲＣ程度であった。本発明の焼結合金においては、時効処理した後の硬さは、炭化物質量が２５％程度で６０ＨＲＣ以上であるから、低コストである。より好ましくは、時効処理した後の硬さは６２ＨＲＣ以上、さらに好ましくは、６５ＨＲＣ以上である。 In the conventional sintered metal, the amount of carbide is 30% and the hardness is about 58 HRC. In the sintered alloy of the present invention, the hardness after aging treatment is low because the amount of carbide is about 25% and 60 HRC or more. More preferably, the hardness after the aging treatment is 62 HRC or more, and even more preferably 65 HRC or more.
本発明の焼結合金においては、これを時効処理した後の抗折強度が１０００ＭＰａ以上である。本発明の焼結合金の靱性は、抗折強度が増加するほど向上する。抗折強度は、より好ましくは１２５０ＭＰａ以上である。さらに好ましくは、抗折強度は、１３７０ＭＰａ以上である。 In the sintered alloy of the present invention, the bending strength after aging treatment is 1000 MPa or more. The toughness of the sintered alloy of the present invention increases as the bending strength increases. The bending strength is more preferably 1250 MPa or more. More preferably, the bending strength is 1370 MPa or more.
（実施例）
本発明の焼結合金は、たとえば以下の手順で得ることができる。なお、以下の記載に限られるものではなく、実施例に基づいて本発明が限定的に解されるものではない。
(Example)
The sintered alloy of the present invention can be obtained, for example, by the following procedure. It should be noted that the present invention is not limited to the following description, and the present invention is not limitedly understood based on Examples.
まず、本発明の焼結合金に用いる粉体は、たとえば、Ａｒもしくは窒素雰囲気化でガスアトマイズ法により得ることができ、形状は球状である。得られた粉末は所定の粒度、たとえば２５μｍ以下に分級する。
粉体の混合は、不定形の２〜３μｍのＴｉＣおよび１〜３μｍのＮｂＣ粉末に、ガスアトマイズ粉末を所定量加え、ポットミルで１０ｍｉｎ間乾式混合する。
次いで混合された粉末をミルから取り出して軟鋼カプセルに充填し、真空脱気により封入した後、ＨＩＰ法にて焼結体を得る。
このように球状ガスアトマイズ粉末と不定形のＴｉＣ及びＮｂＣ粉末を混合、焼結することで、ＭＣ炭化物が連続相で、Ｆｅ基粒子が島状に分散した組織が得られる。
First, the powder used in the sintered alloy of the present invention can be obtained, for example, by the gas atomization method in Ar or nitrogen atmosphere, and has a spherical shape. The obtained powder is classified into a predetermined particle size, for example, 25 μm or less.
To mix the powder, add a predetermined amount of gas atomizing powder to amorphous 2-3 μm TiC and 1-3 μm NbC powder, and dry-mix for 10 minutes with a pot mill.
Next, the mixed powder is taken out from the mill, filled in a mild steel capsule, sealed by vacuum degassing, and then a sintered body is obtained by a HIP method.
By mixing and sintering the spherical gas atomizing powder and the amorphous TiC and NbC powders in this way, a structure in which MC carbides are in a continuous phase and Fe group particles are dispersed in an island shape can be obtained.
具体的には、表１の実施例Ｎｏ．１〜１１及び比較例Ｎｏ．１〜３に示す化学成分の成分組成の材料（なお、表１の各化学成分は、球状ガスアトマイズ粉末と不定形のＴｉＣ及びＮｂＣ粉末の合計量である。）について、温度：１３５０℃、圧力：１４７ＭＰａ、保持時間：５時間の条件にて、ＨＩＰ法を実施した。 Specifically, Example No. of Table 1 1-11 and Comparative Example No. For the materials having the composition of the chemical components shown in 1 to 3 (note that each chemical component in Table 1 is the total amount of the spherical gas atomized powder and the amorphous TiC and NbC powder), the temperature: 1350 ° C., the pressure: The HIP method was carried out under the conditions of 147 MPa and holding time: 5 hours.
なお、実施例Ｎｏ．１〜４は、ＭＣ炭化物としてＴｉＣのみが添加された例である。実施例Ｎｏ．５〜１１は、ＭＣ炭化物としてＴｉＣとＮｂＣが添加されている例である。比較例１〜３は、Ｃ成分が１０．８％超の場合の比較例である。 In addition, Example No. 1 to 4 are examples in which only TiC was added as the MC carbide. Example No. 5 to 11 are examples in which TiC and NbC are added as MC carbides. Comparative Examples 1 to 3 are comparative examples in the case where the C component exceeds 10.8%.
ＨＩＰ法にて得られた焼結体は、これを１０５０℃で３時間保持した後、空冷して溶体化熱処理をした後、４８０℃で６時間保持し、炉冷による時効処理を行った。 The sintered body obtained by the HIP method was held at 1050 ° C. for 3 hours, then air-cooled and subjected to solution heat treatment, then held at 480 ° C. for 6 hours, and aged by furnace cooling.
時効処理された試験片について、日本産業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４５に基づき、ロックウェル硬さ試験法により硬さを測定した。それぞれ５回測定した。表１の値はそれらの測定の平均値である。 The hardness of the aged test piece was measured by the Rockwell hardness test method based on the Japanese Industrial Standard JIS Z 2245. Each was measured 5 times. The values in Table 1 are the average of those measurements.
また、時効処理後の試料について、抗折強度を測定した。厚さ（ｔ）：１．８ｍｍ×幅（Ｗ）：１．８ｍｍ×長さ（Ｌ）：２０ｍｍの試験片を用意し、三点曲げ試験によって評価した。測定は２回行った。表１の値はその平均値である。
三点曲げ試験は、支点間距離１０ｍｍで実施し、縦方向に圧下しその時の荷重（Ｎ）を測定し、次の式に基づき、三点曲げ強度とした。
三点曲げ強度（ＭＰａ）＝（３×荷重（Ｎ）×支点間距離（ｍｍ））／（２×試験片の幅（ｍｍ）×（試験片厚さ（ｍｍ）2）。
この三点曲げ強度を抗折強度（ＭＰａ）で表示した。
In addition, the anti-folding strength of the sample after the aging treatment was measured. A test piece having a thickness (t) of 1.8 mm × width (W): 1.8 mm × length (L): 20 mm was prepared and evaluated by a three-point bending test. The measurement was performed twice. The values in Table 1 are the average values.
The three-point bending test was carried out at a distance of 10 mm between the fulcrums, and the load (N) at that time was measured by rolling down in the vertical direction, and the three-point bending strength was determined based on the following formula.
Three-point bending strength (MPa) = (3 × load (N) × distance between fulcrums (mm)) / (2 × width of test piece (mm) × (thickness of test piece (mm) 2 ).
This three-point bending strength is indicated by the bending strength (MPa).
（最大内接円の直径について）
各実施例、比較例について、焼結合金の断面のミクロ組織を光学顕微鏡で観察し、図１に示すような撮像されたＦｅ基粒子に対して、その粒子内に描くことのできる最大内接円の直径、すなわち、粒子の少なくとも一部に触れる最大の内接円の直径の大きさを求めたものである。Ｆｅ基粒子の最大内接円の直径が大きいことで、応力負荷時のクラックの進展を抑制して、容易には破断に至らず、靭性を確保することができる。
(About the diameter of the maximum inscribed circle)
For each example and comparative example, the microstructure of the cross section of the sintered alloy is observed with an optical microscope, and the maximum inscribed circle that can be drawn in the imaged Fe group particles as shown in FIG. 1 is observed. The size of the diameter of the circle, that is, the diameter of the largest inscribed circle that touches at least a part of the particles is obtained. Since the diameter of the maximum inscribed circle of the Fe group particles is large, it is possible to suppress the growth of cracks at the time of stress loading, to prevent fracture easily, and to secure toughness.
（真円度について）
ここでの真円度は、４π×面積／輪郭長2で求めることができる。値が１．０であれば真円であり、０に近づくほど長細くなる、もしくは複雑な形状となる。真円度は、光学顕微鏡の投影画像を２値化した後、各Ｆｅ基粒子の真円度を面積で重みづけして平均した面積加重平均として求めた。
Ｆｅ基粒子の真円度が高いと、ＭＣ炭化物の連続相と分散したＦｅ基粒子との間の応力集中を抑制することができるので、抗折強度が向上する。
(About roundness)
The roundness here can be obtained by 4π × area / contour length 2. If the value is 1.0, it is a perfect circle, and as it approaches 0, it becomes elongated or becomes a complicated shape. The roundness was obtained as an area-weighted average obtained by weighting the roundness of each Fe group particle with an area after binarizing the projected image of the optical microscope.
When the roundness of the Fe group particles is high, the stress concentration between the continuous phase of the MC carbide and the dispersed Fe group particles can be suppressed, so that the bending strength is improved.
図１に実施例１のミクロ組織の光学電子顕微鏡画像を示すとおり、ＭＣ炭化物（１）であるＴｉＣが濃い灰色の連続相としてマトリックスとして観察されている。他方、Ｆｅ基粒子（２）は、やや明るい灰色で、マトリックス中に島状に分散している様子が確認された。
これらの実施例１は、高硬度、高靭性であることから、従来、Ｆｅ基粒子がマトリックスでＴｉＣが分散していた場合に比して、本発明は、低い炭化物量でありながら、所望の硬さと靭性を備えている低コストな焼結合金といえる。
As shown in FIG. 1 as an optical electron microscope image of the microstructure of Example 1, TiC, which is the MC carbide (1), is observed as a matrix as a dark gray continuous phase. On the other hand, the Fe group particles (2) were slightly light gray, and it was confirmed that they were dispersed in an island shape in the matrix.
Since these Examples 1 have high hardness and high toughness, the present invention has a desired amount of carbides, as compared with the case where TiC is dispersed in a matrix of Fe-based particles. It can be said that it is a low-cost sintered alloy having hardness and toughness.
実施例１〜１１は、いずれも、本発明の規定する成分範囲にある焼結合金である。実施例１〜４はＴｉＣが２５〜５０質量％含有しており、実施例５〜１１ではＴｉＣが２５〜４０％とＮｂＣが５〜２０％含有しており、連続相となっており、Ｆｅ基粒子が島状に形成されている。これらの実施例では、時効処理後の硬さが、６１．６〜６９．７ＭＰａであり、高硬度であった。また、実施例では、時効処理後の抗折強度は、１０２０〜１６３０ＭＰａとなった。 Examples 1 to 11 are all sintered alloys within the component range specified by the present invention. Examples 1 to 4 contain 25 to 50% by mass of TiC, and Examples 5 to 11 contain 25 to 40% of TiC and 5 to 20% of NbC, forming a continuous phase, and Fe. The base particles are formed in an island shape. In these examples, the hardness after the aging treatment was 61.6 to 69.7 MPa, which was a high hardness. Further, in the examples, the bending strength after the aging treatment was 1020-1630 MPa.
他方、比較例１〜３は、いずれもＣ濃度が本発明の規定する範囲よりも高いことから、セラミックス相の体積が多くなり、時効処理後の硬さは得られたものの、靭性はいずれも１０００ＭＰａ以下となった。 On the other hand, in Comparative Examples 1 to 3, since the C concentration was higher than the range specified by the present invention, the volume of the ceramic phase was increased and the hardness after the aging treatment was obtained, but the toughness was all obtained. It became 1000 MPa or less.
１ 連続相のＭＣ炭化物
２ 島状のＦｅ基粒子
1 Continuous
Claims (5)
さらに任意的成分としてＳｉとＭｎから選択される１種または２種を合計で０．４％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ＭＣ炭化物を連続相とし、
Ｆｅ基粒子が島状に分散していること
を特徴とする析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金。 As essential components, in mass%, C: 4.0 to 10.8%, Cr: 4.0 to 12.0%, Ni: 1.0 to 4.0%, Mo: 1.0 to 4.0. %, Al: 0.2 to 1.4%, Cu: 0.2 to 1.4%, Ti: 16.0 to 41.0%, Co: 2.0 to 10.0%, Nb: 0 to 0 Contains 18.0%,
Furthermore, one or two types selected from Si and Mn as optional components are added in a total of 0.4% or less.
The rest consists of Fe and unavoidable impurities,
MC carbide is used as a continuous phase
A sintered alloy composed of precipitation hardening stainless steel and carbides, characterized in that Fe group particles are dispersed in an island shape.
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