JP2023537707A - 鉄系合金及び合金粉末 - Google Patents

Abstract

本発明の一態様に係る鉄系合金及びこれにより得られる合金粉末は、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）及びニオブ（Ｎｂ）を含み、鉄１００重量部に対して、クロム１７．２２～５８．２３重量部、モリブデン１．２～２６．１重量部、及びニオブ０．１２～６．２２重量部を含むことができる。

Description

本発明の一態様は、鉄系合金及び合金粉末に関し、より詳細には、非晶質形成能に優れ、耐摩耗性及び耐食性に優れ、様々な目的に活用できる合金及びそれにより製造される合金粉末に関する。

非晶質（ａｍｏｒｐｈｏｕｓ）合金とは、合金に含まれる金属原子が結晶構造ではなく、無秩序かつ混沌とした構造からなる合金である。非晶質合金は、化学的、電気的及び機械的な性質に優れており、様々な用途で研究が行われているが、成形の困難性、及び製造が難しくて高価であるという限界があり、現在まで商用化された事例は多くない。

非晶質合金を製造するためには、２つの条件を満たす必要があるが、非晶質形成能の大きい合金組成が必要であり、溶融した合金の急激な冷却速度が必要である。すなわち、溶融した合金材料の急激な冷却が必要であり、急激な冷却が行われても合金材料の組成の非晶質形成能が低い場合は、非晶質相が形成されないのでありうる。

特に、非晶質合金でもって作製した合金粉末を使用して、コーティング体または成形体などの製品を製造する場合、合金粉末が溶融した後に冷却される過程で、十分な冷却速度が得られないことが多い。すなわち、非晶質化ではなく結晶化が主に行われ、製品内で非晶質相の比率が急激に減少するという問題が発生するため、非晶質合金素材が有する特性を活かした応用製品を製造し難くなる。

このような問題点により、非晶質合金を使用して成形体を製造したり、コーティング層を形成したりする場合に、非晶質相の比率が低くなり、所望の製品の物性が得られず、又は密度に優れず、耐腐食性が低下し、異物が浸透しやすくなるという現象が発生することがある。

そこで、非晶質相の比率が高く維持され、微細組織及び機械的物性を向上させることができる合金及び当該合金の応用方法についての研究が必要な実情である。

韓国登録特許第１０－０７２３１６７号

本発明の目的は、非晶質形成能に優れ、多様な用途及び目的に活用する場合に非晶質の比率が高く得られる合金を開発し、当該合金から製造可能であり、機械的、化学的物性、特に高温での耐酸化性、耐摩耗性、耐腐食性が向上した合金粉末を提供することにある。

また、酸化安定性に優れ、合金粉末の活用時に酸化が行われ難く、合金コーティング層に含まれる酸化物の比率が低く得られる合金粉末を提供することにその目的がある。

本発明の一態様に係る鉄系合金は、
鉄（Ｆｅ）１００重量部に対して、
クロム（Ｃｒ）１７．２２～５８．２３重量部、
モリブデン（Ｍｏ）１．２０～２６．１０重量部、及び
ニオブ（Ｎｂ）０．１２～６．２２重量部を含むことができる。

本発明の他の態様に係る鉄系合金粉末は、
鉄（Ｆｅ）１００重量部に対して、
クロム（Ｃｒ）１７．２２～５８．２３重量部、
モリブデン（Ｍｏ）１．２０～２６．１０重量部、及び
ニオブ（Ｎｂ）０．１２～６．２２重量部を含み、
非晶質相を含むことができる。

本発明の一態様に係る鉄系合金は、鉄、クロム、モリブデン、ニオブを含んでなり、ここで、各構成元素は、予め定められた重量比率で含まれ、製品の形成時に非晶質形成能に優れ、耐酸化性、耐腐食性といった化学的特性及び硬度、耐摩耗性など、機械的特性に優れた効果を有する。

本発明の他の態様に係る鉄系合金粉末は、鉄、クロム、モリブデン、ニオブを含む組成からなり、積層製造、粉末冶金、粉末射出または溶射コーティングなどの様々な方式で活用することができ、当該鉄系合金粉末を用いて製造される製品は、非晶質相とセラミック結晶の両方を含む複合構造を有するため、耐酸化性、耐摩耗性及び高温特性に優れるという利点を有する。

特に、本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、高温での酸化による質量の増加比率が非常に低く、合金粉末の活用時に酸化物の形成による問題点がほとんど発生せず、高温での耐酸化性と耐摩耗性などが向上するという効果がある。

実施例３及び比較例１の粉末の断面を観察した結果を示す図である。 実施例３及び比較例１の粉末の粒度分析結果を示すグラフである。 実施例３及び比較例１の合金粉末をＸＲＤ分析して観察した結果を示す図である。 実施例３及び比較例１の合金粉末をエレクトロンプローブマイクロアナライザ（ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｐｒｏｂｅ ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ）分析装置で観察した結果を示す図である。

本発明を詳細に説明する前に、本明細書で使用する用語は、特定の実現例を記述するためのものであり、添付の特許請求の範囲によってのみ限定される範囲に本発明の範囲を限定しようとする意図ではないことに留意する必要がある。本明細書で使用するすべての技術用語及び科学用語は、特に断らない限り、通常の技術を有する者に一般に理解されるものと同じ意味を有するものと解釈することができる。

以下、添付の図面を参照して、本発明の実現例及びそれによる技術的効果について説明する。

本発明の一態様に係る鉄系合金は、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、ニオブ（Ｎｂ）を含むことができる。本発明の一態様に係る鉄系合金は、合金を構成する金属として鉄を含むため、合金の剛性及び経済性の点で優れるという利点を有する。

クロムは、鉄系合金の耐摩耗性、耐腐食性といった物理的または化学的な特性を改善させるために、合金に含まれうる。

非晶質形成能及び耐摩耗性を確保するために、クロムは鉄１００重量部に対して１７．２２重量部以上の範囲で含まれてもよい。好ましくは１８．３２重量部以上の範囲で含まれてもよく、さらに好ましくは２１．９６重量部以上の範囲で含まれてもよい。一方、クロムが過度に含まれる場合、金属間化合物の形成に伴う脆性の増加及び耐腐食性の低下が懸念されるため、クロムは鉄１００重量部に対して５８．２３重量部以下の範囲で含まれうる。好ましくは４４．２５重量部以下の範囲で含まれてもよく、さらに好ましくは３４．１１重量部以下の範囲で含まれてもよい。

クロムは、鉄系合金に１４．５重量％以上のレベルで含まれてもよく、好ましくは１５ｗｔ％以上、さらに好ましくは１７ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよい。一方、クロムは、鉄系合金に２９ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよく、好ましくは２５ｗｔ％以下、さらに好ましくは２２ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよい。

モリブデンは、鉄系合金の耐摩耗性と耐食性及び耐摩擦性を向上させるために添加することができる。

このような効果を達成するために、モリブデンは鉄１００重量部に対して１．２重量部以上の範囲で含まれてもよい。好ましくは２．４４重量部以上の範囲で含まれてもよく、より好ましくは４．５２重量部以上の範囲で含まれてもよい。

一方、モリブデンが過度に含まれる場合、モリブデンが基材に固溶せず、拡散及び析出して素材の熱的特性が低下する可能性があるため、モリブデンは鉄１００重量部に対して２６．１０重量部以下の範囲で含まれることができる。好ましくは１９．４７重量部以下の範囲で含まれてもよく、さらに好ましくは１２．４０重量部以下の範囲で含まれてもよい。

モリブデンは、鉄系合金に１ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよく、好ましくは２ｗｔ％以上、さらに好ましくは３．５ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよい。一方、モリブデンは、鉄系合金に１３ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよく、好ましくは１１ｗｔ％以下、さらに好ましくは８ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよい。

ニオブは、基材組織に固溶して基材の高温安定性を大きく向上させる元素であって、高温では大気中の酸素と反応せず、ほとんどの化学物質と反応を起こさず、腐食しないという特性を有する。

このような効果を達成するために、ニオブは、鉄１００重量部に対して０．１２重量部以上の範囲で含まれてもよい。好ましくは０．６１重量部以上の範囲で含まれてもよく、より好ましくは１．２９重量部以上の範囲で含まれてもよい。

一方、ニオブが過度に含まれる場合、基材に固溶されないニオブが基材の界面に偏析したり、更なる相を形成したりするため、高温安全性及び高温酸化抵抗性を低下させるおそれがあることから、ニオブは鉄１００重量部に対して６．２２重量部以下の範囲で含まれうる。好ましくは５．３１重量部以下で含まれてもよく、さらに好ましくは３．１０重量部以下で含まれてもよい。

ニオブは、鉄系合金に０．１ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよく、好ましくは０．５ｗｔ％以上、より好ましくは１ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよい。一方、ニオブは、鉄系合金に３．１ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよく、好ましくは３ｗｔ％以下、さらに好ましくは２ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよい。また、本発明の一態様に係る鉄系合金は、ホウ素（Ｂ）、炭素（Ｃ）及びシリコン（Ｓｉ）のうちから選択されたいずれか１つ以上をさらに含むことができる。

ホウ素は、合金において、金属原子との粒子サイズの差によって、不整合、効率的なパッキングがなされるようにし、合金の非晶質形成能を向上させる役割を果たすことができる。また、ホウ素は、ホウ化物（ｂｏｒｉｄｅ）を形成して、素材の機械的特性及び耐摩耗特性を向上させることができる。

このような効果を達成するために、ホウ素は、鉄１００重量部に対して０．１２重量部以上の範囲で含まれてもよい。好ましくは０．６１重量部以上の範囲で含まれてもよく、より好ましくは１．２９重量部以上の範囲で含まれてもよい。

一方、ホウ素が過度に含まれる場合、過度に形成されたホウ化物により金属基材の固溶元素含量が減少し、化学的安定性が減少する可能性があり、素材の脆性が過度に増加するおそれがあるため、ホウ素は鉄１００重量部に対して６．６３重量部以下の範囲で含まれることができる。好ましくは５．３１重量部以下で含まれてもよく、さらに好ましくは３．８８重量部以下で含まれてもよい。

ホウ素は、鉄系合金に０．１ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよく、好ましくは０．５ｗｔ％以上、より好ましくは１ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよい。一方、ホウ素は、鉄系合金に３．３ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよく、好ましくは３ｗｔ％以下、さらに好ましくは２．５ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよい。

炭素は、ホウ素と同様に、合金において、金属原子との粒子サイズの差によって不整合、効率的なパッキングがなされるようにし、合金の非晶質形成能を向上させる役割を果たすことができる。また、炭素の添加量が一定レベル以下である場合、炭素が基材に均一に分布しないため、素材の局所的な機械的特性のばらつきが発生する可能性がある。したがって、炭素は、鉄１００重量部に対して０．１２重量部以上の範囲で含まれてもよく、好ましくは０．１３重量部以上の範囲で含まれてもよい。

一方、炭素が過度に含まれる場合、炭化物（ｃａｒｂｉｄｅ）が過度に形成され、基材の固溶強化効果が十分に発現できず、それにより、素材の機械的特性が低下するおそれがあるため、炭素は、鉄１００重量部に対して３．６１重量部以下の範囲で含まれうる。好ましくは２．６５重量部以下で含まれてもよく、さらに好ましくは１．５５重量部以下で含まれてもよい。

炭素は、鉄系合金に０．１ｗｔ％以上のレベルで含まれてもよい。一方、炭素は、鉄系合金に１．８ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよく、好ましくは１．５ｗｔ％以下、さらに好ましくは１．０ｗｔ％以下のレベルで含まれてもよい。

本発明の一態様に係る鉄系合金は、鉄１００重量部に対して、クロム１７．２２～５８．２３重量部、モリブデン１．２～２６．１重量部、ニオブ０．１２～６．２２重量部を含むことができ、さらにホウ素０．１２～６．６３重量部及び炭素０．１２～３．６１重量部のうちから選択されたいずれか１つ以上を含むことができる。

好ましくは、鉄系合金は、鉄１００重量部に対して、クロム１８．３２～４４．２５重量部、モリブデン２．４４～１９．４７重量部、ニオブ０．６１～５．３１重量部、ホウ素０．６１～５．３１重量部、及び炭素０．１２～２．６５重量部を含むことができる。

また、さらに好ましくは、鉄系合金は、鉄１００重量部に対して、クロム２１．９６～３４．１１重量部、モリブデン４．５２～１２．４０重量部、ニオブ１．２９～３．１０重量部、ホウ素１．２９～３．８８重量部、及び炭素０．１３～１．５５重量部を含むことができる。

本発明の一態様に係る鉄系合金は、上述した合金成分の他に、タングステン（Ｗ）、コバルト（Ｃｏ）、イットリウム（Ｙ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、リン（Ｐ）、ニッケル（Ｎｉ）、スカンジウム（Ｓｃ）のうちから選択されたいずれか１つ以上を追加的にさらに含むことができ、これらの追加成分は、上述した鉄、クロム、モリブデン、ホウ素、及び炭素よりも低い含量で含まれうる。なお、本発明の一態様に係る鉄系合金は、製造工程上において不可避に流入された不純物を一部含むことがある。

また、シリコン（Ｓｉ）は、非晶質形成能及び高温耐酸化特性の発現に不利な成分であるため、本発明の一態様に係る鉄系合金は、シリコンを人為的に添加せず、不可避に流入されてもその含量を極力抑制する。シリコンは、鉄１００重量部に対して０．２重量部以下で含まれうる。好ましくは０．１重量部以下で含まれてもよく、さらに好ましくは０．０５重量部以下で含まれてもよい。最も好ましくは０重量部で含まれうる。一方、シリコンは、鉄系合金に含まれる炭素の重量に対して０．５倍以下、好ましくは０．３倍以下、さらに好ましくは０．１倍以下の重量で含まれてもよい。

本発明の一態様に係る鉄系合金は、モリブデンの重量に対するクロムの重量の比率（Ｃｒ／Ｍｏ）が３～５の範囲を満たすことができる。クロムとモリブデンの含量比率が当該範囲を満たす場合、より優れた非晶質形成能を確保することができ、耐酸化性、耐摩耗性、硬度などの化学的、機械的特性が向上するという有利な効果を得ることができる。モリブデンの重量に対するクロムの重量の好ましい比率は、３．５～４．７５であってもよく、より好ましい比率は３．７５～４．２５であってもよい。本発明の一態様に係る鉄系合金は、上述した組成による元素を含むため、非晶質相を形成する非晶質形成能に優れるという利点を有する。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、上述した鉄系合金から製造されることができる。本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、上述した鉄系合金と同じ組成からなることができるが、合金粉末の製造時に、冷却または酸化によって流入される一部の他の組成物をさらに含むことができる。本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、原料の優れた非晶質形成能により非晶質相を含むことができる。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、３Ｄ印刷、粉末冶金、射出、金型や溶射コーティング等の用途及び活用方法に応じて、粒度及び形態を多様に変化させて製造することができ、その粒度及び形態は特に制限しなくてもよい。例えば、１～１５０μｍの粒度分布を有することができ、好ましくは１０～１００μｍの粒度分布を有することができる。溶射コーティング用途として使用される合金粉末は１０～５４μｍ、好ましくは１６～４３μｍの平均粒子サイズを有することができ、金属射出（ＭＩＭ）用途として使用される合金粉末は２０μｍ以下、好ましくは５～１６μｍの平均粒子サイズを有することができる。

３Ｄ印刷用途に使用される合金粉末は、粉末焼結（Ｐｏｗｄｅｒ Ｂｅｄ Ｆｕｓｉｏｎ）方式の３Ｄ印刷の場合、２０μｍ以下の平均粒子サイズを有する微粉が好まれ、直接エネルギー蒸着（Ｄｉｒｅｃｔ Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｅｐｏｓｉｔ、ＤＥＤ）方式の３Ｄ印刷などでは、１５０～４３０μｍ、好ましくは５０～１００μｍの平均粒子サイズを有する粗大な粉末が好まれる。レーザクラッディング（Ｌａｓｅｒ ｃｌａｄｄｉｎｇ）に使用される合金粉末の場合にも、ＤＥＤ方式と類似のサイズの合金粉末が使用されることができる。

合金粉末の粒度分布と平均サイズが当該範囲から外れる場合、当該合金粉末を用いた製品の製造時に均一な品質が得られ難く、作業の効率が低下する可能性がある。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末の製造方法は特に限定されないが、非制限的な例として、水アトマイジング法またはガスアトマイジング法などの方法によって製造されうる。

アトマイジング法は、溶融した合金用溶湯を落下させる際に、ガスまたは水を噴射して小さい粒子に分裂させ、分裂した液滴状態の合金粉末を急速冷却して合金粉末に製造する方法を意味しうる。通常の技術者は、特別な技術的手段の付加なしに、アトマイジング法を容易に理解して繰り返し実現することができる。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、非晶質相及び体心立方構造（Ｂｏｄｙ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、ＢＣＣ）の結晶構造を有するアルファ鉄（α－Ｆｅ）を含むことができる。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、鉄系ホウ化物またはクロム系ホウ化物のうちの１つ以上を含むことができる。

鉄系ホウ化物及びクロム系ホウ化物は、鉄ホウ化物、クロムホウ化物、鉄及びクロムのホウ化物をいずれも含む意味に解釈することができる。

合金粉末に含まれるクロムは、鉄基材または鉄マトリックスに、固溶せずに大部分がホウ化物の形態で存在することができる。鉄系合金粉末には、３０～９０面積％の鉄ホウ化物及びクロム系ホウ化物が含まれうる。好ましくは３５～８５面積％であってもよく、さらに好ましくは４０～８０面積％であってもよい。

モリブデンまたはニオブのホウ化物は、合金粉末に含まれないか、又は含まれても検出されないレベルで含まれうる。鉄系合金粉末に含まれたモリブデンまたはニオブは、大部分が鉄系基材（ｍａｔｒｉｘ）に固溶した固溶体として存在しうる。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、優れた非晶質形成能を有する鉄系合金によって製造されるため、非晶質相または金属ガラス（メタリックガラス、ｍｅｔａｌｌｉｃ ｇｌａｓｓ）相が少なくとも合金粉末の断面の一部領域で観察されることがある。非晶質相または金属ガラス相の存在の有無は、ＥＢＳＤまたはＴＥＭを介して確認することができる。

本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、上述した組成を有し、非晶質相を少なくとも一部の領域に含むため、優れた耐酸化性を有することができる。すなわち、本発明の一態様に係る鉄系合金粉末は、高温での酸化速度が低いだけでなく、総酸化量が少なく、急激な酸化が行われる臨界温度が高く形成されうる。

以下では、実施例を挙げて、本発明について、より具体的に説明する。但し、以下の実施例は、本発明の説明のためのものであり、本発明の範囲が以下の実施例に限定されるものではないことに留意する必要がある。

＜実施例＞
実施例１～７：合金粉末の製造
予め定められた組成を有するように材料を計量した後、溶融させて鉄系合金を収得した。収得した溶融合金を、ガス雰囲気のアトマイザに供給してアトマイズし、分裂した溶融金属液滴を冷却させて、実施例１～７の合金粉末を製造した。実施例１～７の合金成分及び粉末の平均直径は、下記の表１に記載した通りである。

実施例８～１２：ＨＶＯＦ法を使用した合金コーティング層の形成
実施例１、２、５、６及び７の合金粉末を用い、超高速火炎溶射装置（Ｏｅｒｌｉｋｏｎ Ｍｅｔｃｏ Ｄｉａｍｏｎｄ Ｊｅｔ ｓｅｒｉｅｓ ＨＶＯＦ ｇａｓ ｆｕｅｌ ｓｐｒａｙ ｓｙｓｔｅｍ）を使用し、燃料として酸素とプロパンガスを使用し、噴射距離は３０ｃｍにして超高速火炎溶射（ＨＶＯＦ、Ｈｉｇｈ ｖｅｌｏｃｉｔｙ ｏｘｙｇｅｎ ｆｕｅｌ ｓｐｒａｙ）法により、表２に記載された厚さの合金コーティング層を形成した。この際に使用された装置及び条件を、以下に具体的に説明する。

－ＤＪ Ｇｕｎ ＨＶＯＦ－
［条件］ガンタイプ（Ｇｕｎ ｔｙｐｅ）：ハイブリッド（Ｈｙｂｒｉｄ）、エアキャップ：２７０１、ＬＰＧ流量（ＬＰＧ Ｆｌｏｗ）：１６０ＳＣＦＨ、ＬＰＧ圧（ＬＰＧ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ）：９０ＰＳＩ、酸素流量（Ｏｘｙｇｅｎ ｆｌｏｗ）：５５０ＳＣＦＨ、酸素圧（Ｏｘｙｇｅｎ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ）：１５０ＰＳＩ、気流量（Ａｉｒ ｆｌｏｗ）：９００ＳＣＦＨ、気流圧（Ａｉｒ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ）：１００ＰＳＩ、窒素流量（Ｎｉｔｒｏｇｅｎ ｆｌｏｗ）：２８ＳＣＦＨ、窒素圧（Ｎｉｔｒｏｇｅｎ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ）：１５０ＰＳＩ、ガンスピード（Ｇｕｎ ｓｐｅｅｄ）：１００ｍ／ｍｉｎ、ガンピッチ（Ｇｕｎ ｐｉｔｃｈ）：３．０ｍｍ、フィーダ速度（Ｆｅｅｄｅｒ ｒａｔｅ）４５ｇ／ｍｉｎ、スタンドオフ距離（Ｓｔａｎｄ－ｏｆｆ ｄｉｓｔａｎｃｅ）：２５０ｍｍ

＜比較例＞
比較例１～５：合金粉末の製造
予め定められた組成で計量して溶融した鉄系合金を収得した後、窒素ガス雰囲気のアトマイザに供給して比較例１～５の合金粉末を製造した。比較例１～５の合金成分及び粉末の平均直径は、下記の表１に記載した通りである。

比較例６～１０：合金コーティング層の形成
比較例１～５の合金粉末を、実施例８～１２と同様の方法によりコーティングして、表２に記載された比較例６～１０の合金コーティング層を収得した。

＜実験例＞
実験例１：合金粉末の粒度分析
実施例３及び比較例１の合金粉末に対する粒度を分析し、粉末の断面を電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。図１は、実施例３（ａ）及び比較例１（ｂ）の粉末の断面を観察した結果を示す図であり、図２は、これらの粉末の粒度分析結果を示すグラフである。

図１（ａ）及び図２（ａ）に示すように、実施例３の合金粉末は、１１．２～８１．１の粒度分布を有する球状の粉末であり、図１（ｂ）及び図２（ｂ）に示すように、比較例１の合金粉末は、１１．２～８１．２μｍの粒度分布を有する球状粉末であることが分かる。

実験例２：合金粉末のＸＲＤ結晶分析
実施例３及び比較例１の合金粉末をＸＲＤ(X線回折)分析して観察し、その結果を図３に示した。

実施例３及び比較例１において、共通して体心立方（ｂｃｃ）構造のＦｅ及びＣｒ、Ｆｅ系ホウ化物が検出された。

実験例３：合金粉末の微細組織の観察
実施例３及び比較例１の合金粉末を、電子線マイクロアナライザ（エレクトロンプローブマイクロアナライザ；ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｐｒｏｂｅ ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ、ＥＰＭＡ）分析装置で観察し、図４のような結果を得た。

実施例３及び比較例１において、いずれも球状の粉末の内部にアルファ鉄（α－Ｆｅ（ＢＣＣ））、Ｃｒ基材及びＣｒ系ホウ化物相が存在することが確認できる。

実験例４：合金粉末の酸化特性の評価
実施例１～７及び比較例１～５の合金粉末５０ｇをＡｌ_２Ｏ_３ポットに入れた後、Ｒｉｇａｋｕ社のＴＧ－ＤＴＡ ８１２２装備を用いて昇温時の重量変化を観察した。昇温速度（ｈｅａｔｉｎｇ ｒａｔｅ）は１０℃／ｍｉｎ、最終温度（ｓｔｏｐ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は１２００℃に設定し、常温から１２００℃まで加熱させながら粉末の質量の変化を観察した。各粉末の、常温での重量及び１２００℃での重量を測定して表３に記載し、常温での重量に対する１２００℃で増加した重量を、重量増加比率（％）に換算して、表３に併せて記載した。また、酸化が急激に増加し、粉末の重量が急激に増加する地点の温度（重量増加量の転換温度、℃）を測定し、当該温度を以下の表３に併せて記載した。

実験例５：合金コーティング層の耐摩耗特性の評価
実施例８～１２、比較例６～１０の合金コーティング層に対する耐摩耗特性の評価を実施した。摩耗性測定装置（Ｐｉｎ ｏｎ ｄｉｓｃ ｗｅａｒ ｔｅｓｔ ｍａｃｈｉｎｅ、ＲＢ－１０２ＰＤ）を用いて、常温条件において、５ｋｇｆの荷重、０．０５ｍ／ｓの速度でＳｉ_３Ｎ_４と摩擦させて、摩耗した程度を測定し、当該結果を以下の表４に記載した。

実験例６：合金コーティング層の非晶質比率の測定
実施例８～１２、比較例６～１０の合金コーティング層を、後方散乱電子回折パターン分析器（ｎｏｒｄｌｙｓ ＣＭＯＳ ｄｅｔｅｃｔｏｒ、ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ：０．０５μｍ）を用いて、電子後方散乱（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒｃａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）法により結晶を分析した。

ＥＢＳＤ分析の結果、共通して、（Ｃｒ、Ｆｅ）_２Ｂ、Ｆｅ（ＢＣＣ）相が観察された。各試験片の具体的な非晶質相の比率は、上記の表４に併せて記載した。

表３及び表４に示すように、本発明の合金組成を満たす実施例は、１２００℃での重量増加量が１．５％以下であり、重量増加量の転換温度が１０００℃以上であるのに対し、本発明の合金組成を満たしていない比較例は、１２００℃での重量増加量が１．５％を超え、重量増加量の転換温度が１０００℃未満であることが分かる。また、本発明の合金組成を満たす実施例は、コーティング層における非晶質相の比率が７面積％を超え、コーティング層の摩耗量が１．０ｍｍ^３以下であるのに対し、本発明の合金組成を満たしていない比較例は、コーティング層における非晶質相の比率が７面積％未満であり、コーティング層の摩耗量が１．０ｍｍ^３を超えることが分かる。すなわち、本発明の合金組成を満たす実施例は、高温耐酸化特性に優れるだけでなく、非晶質形成能に優れているのに対し、本発明の合金組成を満たしていない比較例は、高温耐酸化特性または非晶質形成能が相対的に劣っていることが分かる。

上述した各実施例で例示した特徴、構造、効果等は、実施例が属する分野における通常の知識を有する者によって、他の実施例に対しても組み合わせるか、又は変形して実施可能である。よって、このような組み合わせ及び変形に関する内容は、本発明の範囲に含まれるものと解釈されるべきである。

Claims (12)

1. 鉄（Ｆｅ）１００重量部に対して、
   クロム（Ｃｒ）１７．２２～５８．２３重量部、
   モリブデン（Ｍｏ）１．２０～２６．１０重量部、及び
   ニオブ（Ｎｂ）０．１２～６．２２重量部を含む、鉄系合金。
2. 前記鉄系合金はホウ素（Ｂ）をさらに含み、
   前記ホウ素は、前記鉄１００重量部に対して０．１２～６．６３重量部で含まれる、請求項１に記載の鉄系合金。
3. 前記鉄系合金は炭素（Ｃ）をさらに含み、
   前記炭素は、前記鉄１００重量部に対して０．１２～３．６１重量部で含まれる、請求項１に記載の鉄系合金。
4. 前記鉄系合金は、不可避に流入される不純物をさらに含み、
   前記不純物のうちのシリコンの含量は、前記鉄１００重量部に対して０．２重量部以下（０を含む）に制限される、請求項１に記載の鉄系合金。
5. 鉄（Ｆｅ）１００重量部に対して、
   クロム（Ｃｒ）１７．２２～５８．２３重量部、
   モリブデン（Ｍｏ）１．２０～２６．１０重量部、及び
   ニオブ（Ｎｂ）０．１２～６．２２重量部を含み、
   非晶質相を含む、鉄系合金粉末。
6. 前記鉄系合金粉末は、ホウ素（Ｂ）及び炭素（Ｃ）のうちから選択された１つ以上をさらに含み、
   前記ホウ素は、前記鉄１００重量部に対して０．１２～６．６３重量部で含まれ、
   前記炭素は、前記鉄１００重量部に対して０．１２～３．６１重量部で含まれる、請求項５に記載の鉄系合金粉末。
7. 前記鉄系合金粉末は、鉄系ホウ化物またはクロム系ホウ化物を含む、請求項６に記載の鉄系合金粉末。
8. 前記鉄系合金粉末は、前記モリブデンまたは前記ニオブが前記鉄と固溶して形成された固溶体を含む、請求項５に記載の鉄系合金粉末。
9. 常温から１２００℃の温度範囲まで前記合金粉末を加熱して測定した前記合金粉末の重量増加比率が１．５％以下である、請求項５に記載の鉄系合金粉末。
10. 前記鉄系合金粉末の平均粒径は１０～５４μｍである、請求項５に記載の鉄系合金粉末。
11. 前記鉄系合金粉末は、超高速溶射（ＨＶＯＦ ｓｐｒａｙ）またはプラズマ（ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙ）溶射コーティングに使用される、請求項５に記載の鉄系合金粉末。
12. 前記鉄系合金粉末は、不可避に流入される不純物をさらに含み、
    前記不純物のうちシリコンの含量は、前記鉄１００重量部に対して０．２重量部以下（０を含む）に制限される、請求項５に記載の鉄系合金粉末。

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