JP3693789B2 - 粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金およびその合金粉 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に粉砕性の優れた鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金およびその合金粉に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、主として鉄鋼製造時の脱酸、脱硫、造滓及び合金成分添加剤として用いられるフェロマンガン、フェロシリコン及びシリコマンガンは、そのＪＩＳ規格（Ｇ２３０１，Ｇ２３０２，Ｇ２３０４−１９８６）に規定されているように、何れも合金成分が高く［例えば、Ｍｎ≧７３％、（Ｍｎ＋Ｓｉ）≧７４％等］、かつ炭素含有量も極めて高い（例えば、ＦＭｎＭ２：Ｃ≦２．０％、ＳｉＭｎ０：Ｃ≦１．５％）。そして、これらの合金鉄はその用途上、規定されている粒度に従って、合金粉又は粒として供給されることになっている。すなわち、これらの合金鉄はＪＩＳの中のロットの作り方にも示されているように、大量にかつ粉粒状で供給されるという性状の特徴があり、これは夫々の合金鉄の中の合金量と炭素量が高いために、溶解後の冷却後に容易に粉粒状の形状が得られることによって実現している。
【０００３】
一方、近年、鉄鋼成品の多様化に伴い、従来のＪＩＳ規格よりも、Ｓｉ，Ｍｎ等の合金量、さらには炭素含有量のより少ない粉状合金鉄の必要性が高くなって来ている。例えば、鋼構造物の溶接に適用するアーク溶接用フラックス入りワイヤのフラックスには、目的に応じてスラグ形成剤、脱酸剤、合金剤、鉄粉等の種々の粉末原料が含まれ、具体的には上記の粉状のフェロマンガン、フェロシリコン、シリコマンガン及び鉄粉等が合計で数１０％も含まれている。この混合フラックスから生ずる成分の偏析は、鋼材溶接時の溶接品質に悪影響を及ぼす場合がある。
【０００４】
従って、上記数種類の粉末原料を配合して揃えた成分と同じ成分を持った単一合金鉄粉を予め製造し、これをフラックス中に使用する方法が強く望まれるところである。しかしながら、一般的にフェロアロイ中のＳｉ，Ｍｎさらには炭素等を下げてゆくと、その延性、靱性が次第に良くなり、通常の生産設備では、中々粉粒状の製品を得ることが難しくなる。また、これを改善するための成分調整を行なうと、磁性を帯び易くなり、磁性を帯びた合金鉄粉を混合したフラックスを用いて、例えば特公平４−７２６４０号公報の提案に見られるような、帯鋼の成形とフラックスの充填、シーム溶接を連続に行なって、フラックス入りワイヤを作る場合には、その製造作業条件によっては、成分の偏析、シーム部の融合不良等が発生し、フラックス入りワイヤの製造歩留及び鋼材溶接時の溶接品質に悪影響を及ぼす場合がある。
【０００５】
さらに、例えば高張力鋼や低温用鋼等の鋼構造物の溶接に適用するアーク溶接用フラックス入りワイヤのフラックスには、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ及び鉄粉等を同時に含有しているものが一般的である。これらの原料としては、単体原料（Ｓｉ粉、Ｍｎ粉及びＮｉ粉）の他、上記の粉粒状のフェロシリコン、フェロマンガン、シリコマンガン、フェロニッケルなどが主に使用されている。これらの合金成分であるＳｉ，Ｍｎ及びＮｉは溶接部の品質に対し相互に強く作用し合う成分である。従って、原料を配合、混合したフラックスには、原料ロット毎の成分変動や原料種類毎の粒径差が原因で生じやすい成分偏析がなく、所定量のＳｉ，Ｍｎ及びＮｉを含有するフラックス組成となっていることが好ましい。このためには、Ｎｉを含有する鉄系Ｓｉ−Ｍｎの単一鉄合金粉が必要となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、上記のような鉄分を多く含有する鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉を製造するにあたり、粉体として大量生産するためには、製造過程において容易に粉砕が可能であることが必要である。鉄分含有量の多い合金粉として、特公平４−６２８３８号公報、特開平５−３１５９４号公報にＦｅ−Ｍｎ系合金粉が記載されているが、それらは常法の機械的粉砕では粉砕性が極めて悪いという難点があり、従来においては、これら鉄合金であって、しかも容易に粉砕して多量生産が可能な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉体または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉体は存在していないのが実状である。また、その合金粉が非磁性であることはさらに種々の用途拡大が可能となる。
【０００７】
本発明は上述のような、現在においては存在していない鉄合金であって、しかも容易に粉砕して多量生産が可能な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金とその粉体を提供するものである。その発明の要旨とするところは、
（１）重量％で、
Ｃ：０．４０〜１．２０％、
Ｓｉ：５．０〜１２．０％、
Ｍｎ：１９．０〜４２．０％、
Ｐ：０．４０％以下を含み、
残部Ｆｅからなり、かつ、Ｐが０．１０％以上の場合、Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ、Ｐが０．１０％未満の場合、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎを満たし、さらに、ビッカース硬度（Ｈｖ）≧５５０、組織のデンドライト面積率≦５０％であることを特徴とする粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
【０００８】
（２）重量％で、
Ｃ：０．４０〜１．２０％、
Ｓｉ：５．０〜１２．０％、
Ｍｎ：１９．０〜４２．０％、
Ｐ：０．４０％以下を含み、
残部Ｆｅからなり、かつ、Ｐが０．１０％以上の場合、Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ、Ｐが０．１０％未満の場合、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７ＭｎおよびＳｉ≦８．３Ｃ＋０．１４Ｍｎを満たし、さらに、ビッカース硬度（Ｈｖ）≧５５０、組織のデンドライト面積率≦５０％および比透磁率（μ）≦１．１０であることを特徴とする粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
【０００９】
（３）Ｐ：０．１０〜０．４０％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
（４）前記（１）〜（３）に記載の鉄系粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金を粒径２１２μｍ以下としたことを特徴とする鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉。
（５）Ｎｉを３０％以下含有することを特徴とする前記（１）〜（３）記載の粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金。
（６）前記（５）に記載の鉄系粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金を粒径２１２μｍ以下としたことを特徴とする鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉にある。
【００１０】
以下、本発明について図面に従って詳細に説明する。
図１は本発明に係る合金鉄鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）とその光学顕微鏡観察時のデンドライト相の面積率（％）との関係を示す図である。図１から、この種合金鉄の粉砕性は鋳片の硬度（Ｈｖ）とデンドライト面積率（％）と強い相関があり、デンドライト面積率を５０％以下にし、硬度（Ｈｖ）を５５０以上にすることにより、粉砕性が容易となることが確認される。
【００１１】
図２は本発明を含むＳｉ−Ｍｎ合金鉄において鋳片の化学成分と磁性の関係を求めた結果である。縦軸は鋳片に含まれる強磁性分をフェライトメーターで測定した値（％）であり、横軸の値、Ａ／Ｆ（以下、オーステナイト指数と言う）は、図に示すように、鋳片のＣ，Ｓｉ及びＭｎ含有量によって求められる値であり、右に行く程（大きな値になる程）、オーステナイト化傾向が強くなると言う意味をもっている。この図２から、オーステナイト指数が大きくなる程、磁性を示すフェライト量がほゞ直線的に減少し、ばらつきを考慮しても、このオーステナイト指数が２．４０〜２．８０になるとフェライト量は殆ど消失し、いわゆる、非磁性化することが確認される。
【００１２】
次に、本発明における成分規制の理由について、粉砕性と非磁性化の観点から説明する。先ず粉砕性に重要な影響をもつ、鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）と化学成分の関係を、一連の試験によって求め、関係式で表すことが出来た。この式を次に示す。
Ｈｖ＝３８０Ｃ＋１３０Ｓｉ＋１０Ｍｎ＋［Ｐ］−１０７６
但し、各成分は重量％、［Ｐ］＝８０（Ｐ≧０．１０％）及び［Ｐ］＝０（Ｐ＜０．１０％）
【００１３】
ビッカース硬度（Ｈｖ）が約５５０以上になると、粉砕性が良くなると言う前記図１の結果から、粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金を得るための、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＰ含有量の組合わせは上記式によって自ら決まる。この式からＣ，Ｓｉ，Ｍｎの硬度（Ｈｖ）に及ぼす影響は、Ｍｎ＜Ｓｉ＜Ｃの順に大きくなるが、本発明で請求している夫々の成分の範囲から考えると、実用的には、Ｓｉの影響（係数＝１３０）が最も強いことが判る。
【００１４】
そこで、例えば、Ｓｉの含有量が請求範囲の下限の５％の時にも、この合金鉄のビッカース硬度（Ｈｖ）が５５０以上を確保するに必要なＣ，Ｍｎ及びＰの値を実験によって求めた。その実施例を表１のＮｏ１、Ｎｏ２に示す。Ｎｏ１は、Ｓｉが４％で低すぎるために粉砕性は不充分であるが、Ｎｏ２のこのデータからＣ及びＭｎを夫々本発明のほゞ上限値（Ｃ：１．２０％，Ｍｎ：４２．０％）に保持し、さらに０．１５％前後のＰを添加してやれば、Ｓｉが約５％でも、良好な粉砕性が得られ、かつ、この値がほゞ下限であることが明らかとなった。なお、Ｓｉを５％以上にして行くと、必要なＣ，Ｍｎ及びＰの含有量は少なくてよいが、この値が約１２％をこえると粉砕性は良いが、非磁性を確保することが困難になる。そこでＳｉ量の範囲を５．０〜１２．０％とした。
【００１５】
次に、Ｃの影響について述べる。表１のＮｏ３，Ｎｏ４，Ｎｏ５に実施例を示す。Ｎｏ３、Ｎｏ４の結果からＳｉが約７％、Ｍｎが約２４％の時には、Ｃを１％以上にすると、良好な粉砕性が得られる。また、Ｎｏ５の結果からＣが約０．４％のときには、安定した粉砕性を確保するためＳｉおよびＭｎを増加する必要がある。なお、Ｃの上限値については、この値が１．２０％を超えても、粉砕性および非磁性に対する効果は殆んど変わらない。そこでＣ量の範囲を０．４０〜１．２０％とした。
【００１６】
Ｍｎに関しては、ビッカース硬度（Ｈｖ）に対する寄与度が小さい（前式の係数：１０）ことから、粉砕性に対する影響は、ＣやＳｉ程に強くはないが、この合金鉄を非磁性の安定したオーステナイト相に保持するためにも、最低１９％程度は必要であり、前述したようにフェライト形成能の強いＳｉが１２％程度になると、Ｍｎは４０％以上必要になって来る。そこでＭｎ量の範囲は１９．０〜４２．０％とした。
【００１７】
【表１】
【００１８】
また、本発明の合金鉄に微量のＰを添加すると、硬度（Ｈｖ）の上昇、すなわち、粉砕性の改良に極めて有効であることが初めて明らかとなった。その他実施例を踏まえて、総合的に整理すると、Ｐを０．１％以上添加するとビッカース硬度（Ｈｖ）は約８０も上昇する。しかしながら、余り多量に添加すると本発明の合金粉を使用した鋼成品の材質を脆化させる危険性があるので本発明での範囲を０．１０〜０．４０％とした。
【００１９】
以上、本発明の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金の粉砕性に及ぼすＣ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＰの成分限定の理由について述べたが、その請求の範囲内で各元素のバランスした組合わせを選び、Ｈｖ≧５５０とすることにより、本発明合金鉄は、常に良好な粉砕性を確保することが出来る。なお、上記硬度（Ｈｖ）の計算式は、
Ｈｖ＝３８０Ｃ＋１３０Ｓｉ＋１０Ｍｎ＋［Ｐ］−１０７６ … （１）
良好な粉砕性を得る条件Ｈｖ≧５５０と［Ｐ］＝８０を代入して、整理すると
Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ … （２）
なる式が得られる。Ｐの含有量が０．１０％未満の場合には、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎの式となり、硬度（Ｈｖ）≧５５０を得るためには、（２）式によるよりもＳｉを約０．６％多目に含有させれば良い。
【００２０】
次に、図１でデンドライト面積率が小さくなると、粉砕性が良くなることを示したが、その理由について述べる。図３は鋳片の凝固組織の光学顕微鏡写真を示す。この図３（ａ）はデンドライト面積率２４％、硬さ（Ｈｖ）が６８２の組織であり、その粉砕性は良好で、一方、図３（ｂ）はデンドライト面積率７３％、硬さ（Ｈｖ）が３４７の組織であり、その粉砕性は悪い。図３（ａ）、図３（ｂ）を比べると、図３（ｂ）ではデンドライトが多く、かつ破面の電子顕微鏡写真でも凹凸が多く、これに比べ図３（ａ）は平滑である。破面は両者共に、劈開破面の特徴をもっているが、外力によってデンドライト組織の間で発生した亀裂が進行する際に、亀裂の尖端が金属学的な特性の異なるデンドライト組織に衝突すると、更にこれを破壊して前進するためにデンドライト組織の少ない場合に比べて、余分の破壊エネルギーを必要とし、従って、デンドライト面積率を少なくすることは、硬度の外に粉砕性を改善する効果がある。
【００２１】
次に、非磁性と成分との関係について述べる。
図２において、Ａ／Ｆ（オーステナイト指数）が２．８０又は２．４０以上になると、その合金鉄はほゞ完全に非磁性化することを明らかにしたが、この夫々の点を通るＡ／Ｆとαの関係直線を求めると、夫々図２の中の（３）、（４）式の如くなる。この夫々の場合、非磁性（α≦０）の条件を入れると（３）、（４）式は、（３）式より
［１３３−４７．４（３０Ｃ＋０．５Ｍｎ）／１．５Ｓｉ］≦０ … （３´）
（４）式より
［１１４−４７．４（３０Ｃ＋０．５Ｍｎ）／１．５Ｓｉ］≦０ … （４´）
となり、これを整理すると、
（３´）式は、Ｓｉ≦７．１Ｃ＋０．１２Ｍｎ （Ａ／Ｆ≧２．８０）
（４´）式は、Ｓｉ≦８．３Ｃ＋０．１４Ｍｎ （Ａ／Ｆ≧２．４０）…（５）
なる関係が得られ、本発明の合金鉄が非磁性であるための、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ量及びそれらの間の関係は、この関係式で規制されることになる。なお、多くの試験から非磁性化には、実用上Ａ／Ｆ≧２．４０［式（５）］でほゞ充分であることが確認された。
【００２２】
さらに、前述した（２）、（５）式を用いて、ＣとＭｎを大幅に変化させた場合、良好な粉砕性（Ｈｖ≧５５０）と非磁性（Ａ／Ｆ≧２．４０）を共に維持するＳｉ規制量を計算してみると、表２の如くなる。この表２から夫々のＣ，Ｍｎ量に対して、目的に応じて太枠内のＳｉ量（但し、１２．０％以下）を選べば、良好な粉砕性と非磁性化が得られることが判る。この表２からも明らかなように、本発明ではＳｉが粉砕性及び非磁性化の両方に対し極めて重要な役割を果していることが特徴である。
【００２３】
以上、本発明の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉の基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ及びこれに微量のＰを添加した場合の限定理由を述べたが、これに含有させることが出来るその他の成分としては、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０％以下をそれぞれの範囲で含有させると、粉砕性を若干改善する効果がある。その他ＢやＭｏ，Ｃｒ，ＶおよびＮｂ等も粉砕性及び非磁性化を損わない範囲で含有させることができる。
【００２４】
【表２】
【００２５】
鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉の比透磁率（μ）を１．１０以下としたのは、比透磁率（μ）が１．１０という値は磁性を僅かに帯びる性質を有する限界値であって、例えば、溶接用フラックス入りワイヤでのフラックス原料として使用する場合の用途等を考慮すると、比透磁率（μ）１．１０以下であればフラックス入りワイヤ製造工程のシーム溶接に際しても溶接欠陥が全く発生しないことから、今回、非磁性化の目安を得るために測定して来た鋳片のフェライト量で表はすと、比透磁率（μ）１．１０は丁度フェライト量で１〜２％（Ａ／Ｆ≧２．４０）に対応していることが明らかとなった。この事実が上記合金粉の比透磁率（μ）を１．１０以下とした。
【００２６】
また、鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉の粒径を２１２μｍ以下とした理由は、これも例えば、溶接用ワイヤ等でのフラックス原料に使用する場合の用途等を考慮した場合に、粒径２１２μｍ以下の粉体であればワイヤの製造工程における歩留りの向上、また、フラックス成分の偏析防止及び溶接性能のばらつき減少などの利点があるため、その粒径を２１２μｍ以下とした。
【００２７】
次に、上記本発明の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金にＮｉを含有させた場合の粉砕性及び磁性について調査した。その結果、Ｎｉが３０％以下の範囲において良好な粉砕性及び実質的な非磁性を確保できることを確認した。なお、Ｎｉの含有量を増加させるにともなって、粉砕性および非磁性化は向上するが、鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）の上昇に対する効果はＭｎよりもやや小さく、また、フェライト量（α）の減少に対してはＭｎと同等の効果を示した。
【００２８】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳細に説明する。
（実施例１）
所定の成分となるように配合した溶解原料を、高周波誘導加熱炉（溶解量２ｋｇ）を用いて溶解し、鋳型に鋳込み、厚さ１０〜２５ｍｍの鋳片を得た。この鋳片をハンマーで粗粉砕後、図４に形状を示すリングミル粉砕機で粉砕性を評価した。図４（ａ）はリングミル粉砕機の図４（ｂ）のＢ−Ｂ´平面図、図４（ｂ）は図４（ａ）のＡ−Ａ´断面図であり、底部材３と一体である外筒１の中に内リング２が装入されており、底部材３を所定の条件で水平振動を付与すると、内リング２は移動し、外筒１と内リング２の間に挿填された鋳片は衝撃を受けて粉砕される。粉砕性の評価は上記リングミル粉砕機に粗粉砕した鋳片（平均サイズ１０〜２０ｍｍ塊）を約１００ｇ入れて、振幅１００ｍｍ、振動数１８００回／分、６０秒間衝撃を与えた後、粒径２１２μｍ以下の割合が９０％以上の場合を評価記号◎印（極めて良）、５０％以上の場合を○印（良）、５０％未満の場合を△印（不充分）とした。試験結果は、表１に示し、前記ＳｉおよびＣ含有量の限定範囲等について説明した通りである。なお、表１においてＮｏ１は比較例、Ｎｏ２〜５は本発明例で良好な粉砕性が得られた。
【００２９】
（実施例２）
実施例１と同様の方法で少量溶解（２ｋｇ溶解）を行った。表３に合金粉の化学成分およびその鋳片での調査結果（硬度、デンドライト面積率、フェライト量および粉砕性）を示す。表中のＮｏ１〜１２およびＮｏ１８，Ｎｏ１９およびＮｏ２１はいずれも粉砕性が優れている。また、Ｎｏ２，Ｎｏ４，Ｎｏ５，Ｎｏ７，Ｎｏ８，Ｎｏ１１，Ｎｏ１２，Ｎｏ２１はフェライト量も殆どなく、実質的に非磁性の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉が得られていることが判る。なお、Ｎｏ１１，Ｎｏ１２は夫々Ｔｉ，Ａｌを少量添加した場合である。これに対して、比較材Ｎｏ１３〜Ｎｏ１７およびＮｏ２０は粉砕性が不充分であり、何れもビッカース硬度（Ｈｖ）＜５５０、デンドライト面積率＞５０％となっている。
また、表中のＮｏ１８〜２１は硬度（Ｈｖ）およびデンドライト面積率に及ぼすＰの添加効果を示したもので、他成分が殆んど変わらないＮｏ１８とＮｏ１９及びＮｏ２０とＮｏ２１を比べるとその添加効果が顕著であることが判る。
【００３０】
【表３】
【００３１】
（実施例３）
表４に、実施例１と同様に少量溶解を行い、その合金粉の化学成分、磁性およびその他の特性値を示す。本発明例のＮｏ１〜Ｎｏ４はオーステナイト指数が何れも２．４０以上で、そのフェライト量も０．１４％以下となり、（良好な）非磁性を示し、かつ、粉砕性も良好である。一方、これに比べ、比較例Ｎｏ５，Ｎｏ６およびＮｏ７はオーステナイト指数が夫々１．４４、１．７５および２．１４と何れも低く、かつ多量のフェライト相が析出して強い磁性を持っていることが判る。そして、この場合には硬度（Ｈｖ）と粉砕性の間にも異常な関係があることが伺はれる。
【００３２】
【表４】
【００３３】
（実施例４）
高周波誘導加熱炉（溶解量２５０ｋｇ）を用いて、多量溶解により本発明の効果をさらに確認した。原料を溶解、鋳込み、厚さ２０〜５０ｍｍの鋳片を得た。この鋳片をジョークラッシャー粉砕機で粗粉砕し、更にこれをロッドミルで微粉砕した後、粒径２１２μｍでの篩分けという一貫工程により合金粉を製造した。表５に得られた合金粉の化学成分、粒度構成及び振動試料型磁力計で測定した比透磁率（μ）、また鋳片で測定したビッカース硬度（Ｈｖ）、デンドライト面積率（％）及びフェライトメーターによるフェライト量（％）を示す。 その結果、表５に示すように本発明の範囲に該当する実施例Ｎｏ１、２、３はいずれも常法の機械的粉砕方法において充分な粉砕性を有し、かつ比透磁率（μ）も小さく、多量溶解においても、前記少量溶解結果を再現することが確かめられた。
【００３４】
【表５】
【００３５】
（実施例５）
高周波誘導加熱炉（容量２５０ｋｇ）を用いて、実施例４と同様の方法でＮｉを含有させた合金粉を製造した。表６に得られた合金粉の化学成分、粒度構成及び比透磁率（μ）、また鋳片で測定したビッカース硬度（Ｈｖ）、デンドライト面積率（％）及びフェライト量（％）を示す。その結果、Ｎｉを含有させた実施例Ｎｏ．１〜７のいずれも機械的な粉砕方法によって容易に粉砕が可能で、また、実施例Ｎｏ．１〜５は比透磁率（μ）が１．１０以下で実質的に非磁性化している。なお、実施例Ｎｏ．５において、粒径２１２μｍよりも粗粒部分が９％生じたが、同ロッドミル粉砕機で再粉砕することにより全量を粒径２１２μｍ以下にすることができた。
【００３６】
【表６】
【００３７】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によって鉄成分の含有量が多く実質的に非磁性鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉を、製造工程において、極めて粉砕性良く、しかも容易に多量生産することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る合金鉄鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）とその光学顕微鏡観察時のデンドライト相の面積率（％）との関係を示す図である。
【図２】本発明を含むＳｉ−Ｍｎ合金鉄において鋳片の化学成分と磁性の関係を求めた結果を示す図である。
【図３】鋳片の凝固組織の光学顕微鏡写真を示す図である。
【図４】粉砕性評価に使用したリングミル粉砕機を示す概略図である。
【符号の説明】
１ 外筒
２ 内筒リング
３ 底部材
４ 上蓋
５ 鋳片
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に粉砕性の優れた鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金およびその合金粉に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、主として鉄鋼製造時の脱酸、脱硫、造滓及び合金成分添加剤として用いられるフェロマンガン、フェロシリコン及びシリコマンガンは、そのＪＩＳ規格（Ｇ２３０１，Ｇ２３０２，Ｇ２３０４−１９８６）に規定されているように、何れも合金成分が高く［例えば、Ｍｎ≧７３％、（Ｍｎ＋Ｓｉ）≧７４％等］、かつ炭素含有量も極めて高い（例えば、ＦＭｎＭ２：Ｃ≦２．０％、ＳｉＭｎ０：Ｃ≦１．５％）。そして、これらの合金鉄はその用途上、規定されている粒度に従って、合金粉又は粒として供給されることになっている。すなわち、これらの合金鉄はＪＩＳの中のロットの作り方にも示されているように、大量にかつ粉粒状で供給されるという性状の特徴があり、これは夫々の合金鉄の中の合金量と炭素量が高いために、溶解後の冷却後に容易に粉粒状の形状が得られることによって実現している。
【０００３】
一方、近年、鉄鋼成品の多様化に伴い、従来のＪＩＳ規格よりも、Ｓｉ，Ｍｎ等の合金量、さらには炭素含有量のより少ない粉状合金鉄の必要性が高くなって来ている。例えば、鋼構造物の溶接に適用するアーク溶接用フラックス入りワイヤのフラックスには、目的に応じてスラグ形成剤、脱酸剤、合金剤、鉄粉等の種々の粉末原料が含まれ、具体的には上記の粉状のフェロマンガン、フェロシリコン、シリコマンガン及び鉄粉等が合計で数１０％も含まれている。この混合フラックスから生ずる成分の偏析は、鋼材溶接時の溶接品質に悪影響を及ぼす場合がある。
【０００４】
従って、上記数種類の粉末原料を配合して揃えた成分と同じ成分を持った単一合金鉄粉を予め製造し、これをフラックス中に使用する方法が強く望まれるところである。しかしながら、一般的にフェロアロイ中のＳｉ，Ｍｎさらには炭素等を下げてゆくと、その延性、靱性が次第に良くなり、通常の生産設備では、中々粉粒状の製品を得ることが難しくなる。また、これを改善するための成分調整を行なうと、磁性を帯び易くなり、磁性を帯びた合金鉄粉を混合したフラックスを用いて、例えば特公平４−７２６４０号公報の提案に見られるような、帯鋼の成形とフラックスの充填、シーム溶接を連続に行なって、フラックス入りワイヤを作る場合には、その製造作業条件によっては、成分の偏析、シーム部の融合不良等が発生し、フラックス入りワイヤの製造歩留及び鋼材溶接時の溶接品質に悪影響を及ぼす場合がある。
【０００５】
さらに、例えば高張力鋼や低温用鋼等の鋼構造物の溶接に適用するアーク溶接用フラックス入りワイヤのフラックスには、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ及び鉄粉等を同時に含有しているものが一般的である。これらの原料としては、単体原料（Ｓｉ粉、Ｍｎ粉及びＮｉ粉）の他、上記の粉粒状のフェロシリコン、フェロマンガン、シリコマンガン、フェロニッケルなどが主に使用されている。これらの合金成分であるＳｉ，Ｍｎ及びＮｉは溶接部の品質に対し相互に強く作用し合う成分である。従って、原料を配合、混合したフラックスには、原料ロット毎の成分変動や原料種類毎の粒径差が原因で生じやすい成分偏析がなく、所定量のＳｉ，Ｍｎ及びＮｉを含有するフラックス組成となっていることが好ましい。このためには、Ｎｉを含有する鉄系Ｓｉ−Ｍｎの単一鉄合金粉が必要となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、上記のような鉄分を多く含有する鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉を製造するにあたり、粉体として大量生産するためには、製造過程において容易に粉砕が可能であることが必要である。鉄分含有量の多い合金粉として、特公平４−６２８３８号公報、特開平５−３１５９４号公報にＦｅ−Ｍｎ系合金粉が記載されているが、それらは常法の機械的粉砕では粉砕性が極めて悪いという難点があり、従来においては、これら鉄合金であって、しかも容易に粉砕して多量生産が可能な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉体または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉体は存在していないのが実状である。また、その合金粉が非磁性であることはさらに種々の用途拡大が可能となる。
【０００７】
本発明は上述のような、現在においては存在していない鉄合金であって、しかも容易に粉砕して多量生産が可能な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金とその粉体を提供するものである。その発明の要旨とするところは、
（１）重量％で、
Ｃ：０．４０〜１．２０％、
Ｓｉ：５．０〜１２．０％、
Ｍｎ：１９．０〜４２．０％、
Ｐ：０．４０％以下を含み、
残部Ｆｅからなり、かつ、Ｐが０．１０％以上の場合、Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ、Ｐが０．１０％未満の場合、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎを満たし、さらに、ビッカース硬度（Ｈｖ）≧５５０、組織のデンドライト面積率≦５０％であることを特徴とする粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
【０００８】
（２）重量％で、
Ｃ：０．４０〜１．２０％、
Ｓｉ：５．０〜１２．０％、
Ｍｎ：１９．０〜４２．０％、
Ｐ：０．４０％以下を含み、
残部Ｆｅからなり、かつ、Ｐが０．１０％以上の場合、Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ、Ｐが０．１０％未満の場合、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７ＭｎおよびＳｉ≦８．３Ｃ＋０．１４Ｍｎを満たし、さらに、ビッカース硬度（Ｈｖ）≧５５０、組織のデンドライト面積率≦５０％および比透磁率（μ）≦１．１０であることを特徴とする粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
【０００９】
（３）Ｐ：０．１０〜０．４０％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
（４）前記（１）〜（３）に記載の鉄系粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金を粒径２１２μｍ以下としたことを特徴とする鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉。
（５）Ｎｉを３０％以下含有することを特徴とする前記（１）〜（３）記載の粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金。
（６）前記（５）に記載の鉄系粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金を粒径２１２μｍ以下としたことを特徴とする鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉にある。
【００１０】
以下、本発明について図面に従って詳細に説明する。
図１は本発明に係る合金鉄鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）とその光学顕微鏡観察時のデンドライト相の面積率（％）との関係を示す図である。図１から、この種合金鉄の粉砕性は鋳片の硬度（Ｈｖ）とデンドライト面積率（％）と強い相関があり、デンドライト面積率を５０％以下にし、硬度（Ｈｖ）を５５０以上にすることにより、粉砕性が容易となることが確認される。
【００１１】
図２は本発明を含むＳｉ−Ｍｎ合金鉄において鋳片の化学成分と磁性の関係を求めた結果である。縦軸は鋳片に含まれる強磁性分をフェライトメーターで測定した値（％）であり、横軸の値、Ａ／Ｆ（以下、オーステナイト指数と言う）は、図に示すように、鋳片のＣ，Ｓｉ及びＭｎ含有量によって求められる値であり、右に行く程（大きな値になる程）、オーステナイト化傾向が強くなると言う意味をもっている。この図２から、オーステナイト指数が大きくなる程、磁性を示すフェライト量がほゞ直線的に減少し、ばらつきを考慮しても、このオーステナイト指数が２．４０〜２．８０になるとフェライト量は殆ど消失し、いわゆる、非磁性化することが確認される。
【００１２】
次に、本発明における成分規制の理由について、粉砕性と非磁性化の観点から説明する。先ず粉砕性に重要な影響をもつ、鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）と化学成分の関係を、一連の試験によって求め、関係式で表すことが出来た。この式を次に示す。
Ｈｖ＝３８０Ｃ＋１３０Ｓｉ＋１０Ｍｎ＋［Ｐ］−１０７６
但し、各成分は重量％、［Ｐ］＝８０（Ｐ≧０．１０％）及び［Ｐ］＝０（Ｐ＜０．１０％）
【００１３】
ビッカース硬度（Ｈｖ）が約５５０以上になると、粉砕性が良くなると言う前記図１の結果から、粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金を得るための、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＰ含有量の組合わせは上記式によって自ら決まる。この式からＣ，Ｓｉ，Ｍｎの硬度（Ｈｖ）に及ぼす影響は、Ｍｎ＜Ｓｉ＜Ｃの順に大きくなるが、本発明で請求している夫々の成分の範囲から考えると、実用的には、Ｓｉの影響（係数＝１３０）が最も強いことが判る。
【００１４】
そこで、例えば、Ｓｉの含有量が請求範囲の下限の５％の時にも、この合金鉄のビッカース硬度（Ｈｖ）が５５０以上を確保するに必要なＣ，Ｍｎ及びＰの値を実験によって求めた。その実施例を表１のＮｏ１、Ｎｏ２に示す。Ｎｏ１は、Ｓｉが４％で低すぎるために粉砕性は不充分であるが、Ｎｏ２のこのデータからＣ及びＭｎを夫々本発明のほゞ上限値（Ｃ：１．２０％，Ｍｎ：４２．０％）に保持し、さらに０．１５％前後のＰを添加してやれば、Ｓｉが約５％でも、良好な粉砕性が得られ、かつ、この値がほゞ下限であることが明らかとなった。なお、Ｓｉを５％以上にして行くと、必要なＣ，Ｍｎ及びＰの含有量は少なくてよいが、この値が約１２％をこえると粉砕性は良いが、非磁性を確保することが困難になる。そこでＳｉ量の範囲を５．０〜１２．０％とした。
【００１５】
次に、Ｃの影響について述べる。表１のＮｏ３，Ｎｏ４，Ｎｏ５に実施例を示す。Ｎｏ３、Ｎｏ４の結果からＳｉが約７％、Ｍｎが約２４％の時には、Ｃを１％以上にすると、良好な粉砕性が得られる。また、Ｎｏ５の結果からＣが約０．４％のときには、安定した粉砕性を確保するためＳｉおよびＭｎを増加する必要がある。なお、Ｃの上限値については、この値が１．２０％を超えても、粉砕性および非磁性に対する効果は殆んど変わらない。そこでＣ量の範囲を０．４０〜１．２０％とした。
【００１６】
Ｍｎに関しては、ビッカース硬度（Ｈｖ）に対する寄与度が小さい（前式の係数：１０）ことから、粉砕性に対する影響は、ＣやＳｉ程に強くはないが、この合金鉄を非磁性の安定したオーステナイト相に保持するためにも、最低１９％程度は必要であり、前述したようにフェライト形成能の強いＳｉが１２％程度になると、Ｍｎは４０％以上必要になって来る。そこでＭｎ量の範囲は１９．０〜４２．０％とした。
【００１７】
【表１】
また、本発明の合金鉄に微量のＰを添加すると、硬度（Ｈｖ）の上昇、すなわち、粉砕性の改良に極めて有効であることが初めて明らかとなった。その他実施例を踏まえて、総合的に整理すると、Ｐを０．１％以上添加するとビッカース硬度（Ｈｖ）は約８０も上昇する。しかしながら、余り多量に添加すると本発明の合金粉を使用した鋼成品の材質を脆化させる危険性があるので本発明での範囲を０．１０〜０．４０％とした。
【００１９】
以上、本発明の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金の粉砕性に及ぼすＣ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＰの成分限定の理由について述べたが、その請求の範囲内で各元素のバランスした組合わせを選び、Ｈｖ≧５５０とすることにより、本発明合金鉄は、常に良好な粉砕性を確保することが出来る。なお、上記硬度（Ｈｖ）の計算式は、
Ｈｖ＝３８０Ｃ＋１３０Ｓｉ＋１０Ｍｎ＋［Ｐ］−１０７６ … （１）
良好な粉砕性を得る条件Ｈｖ≧５５０と［Ｐ］＝８０を代入して、整理すると
Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ … （２）
なる式が得られる。Ｐの含有量が０．１０％未満の場合には、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎの式となり、硬度（Ｈｖ）≧５５０を得るためには、（２）式によるよりもＳｉを約０．６％多目に含有させれば良い。
【００２０】
次に、図１でデンドライト面積率が小さくなると、粉砕性が良くなることを示したが、その理由について述べる。図３は鋳片の凝固組織の光学顕微鏡写真を示す。この図３（ａ）はデンドライト面積率２４％、硬さ（Ｈｖ）が６８２の組織であり、その粉砕性は良好で、一方、図３（ｂ）はデンドライト面積率７３％、硬さ（Ｈｖ）が３４７の組織であり、その粉砕性は悪い。図３（ａ）、図３（ｂ）を比べると、図３（ｂ）ではデンドライトが多く、かつ破面の電子顕微鏡写真でも凹凸が多く、これに比べ図３（ａ）は平滑である。破面は両者共に、劈開破面の特徴をもっているが、外力によってデンドライト組織の間で発生した亀裂が進行する際に、亀裂の尖端が金属学的な特性の異なるデンドライト組織に衝突すると、更にこれを破壊して前進するためにデンドライト組織の少ない場合に比べて、余分の破壊エネルギーを必要とし、従って、デンドライト面積率を少なくすることは、硬度の外に粉砕性を改善する効果がある。
【００２１】
次に、非磁性と成分との関係について述べる。
図２において、Ａ／Ｆ（オーステナイト指数）が２．８０又は２．４０以上になると、その合金鉄はほゞ完全に非磁性化することを明らかにしたが、この夫々の点を通るＡ／Ｆとαの関係直線を求めると、夫々図２の中の（３）、（４）式の如くなる。この夫々の場合、非磁性（α≦０）の条件を入れると（３）、（４）式は、（３）式より
［１３３−４７．４（３０Ｃ＋０．５Ｍｎ）／１．５Ｓｉ］≦０ … （３´）
（４）式より
［１１４−４７．４（３０Ｃ＋０．５Ｍｎ）／１．５Ｓｉ］≦０ … （４´）
となり、これを整理すると、
（３´）式は、Ｓｉ≦７．１Ｃ＋０．１２Ｍｎ （Ａ／Ｆ≧２．８０）
（４´）式は、Ｓｉ≦８．３Ｃ＋０．１４Ｍｎ （Ａ／Ｆ≧２．４０）…（５）
なる関係が得られ、本発明の合金鉄が非磁性であるための、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ量及びそれらの間の関係は、この関係式で規制されることになる。なお、多くの試験から非磁性化には、実用上Ａ／Ｆ≧２．４０［式（５）］でほゞ充分であることが確認された。
【００２２】
さらに、前述した（２）、（５）式を用いて、ＣとＭｎを大幅に変化させた場合、良好な粉砕性（Ｈｖ≧５５０）と非磁性（Ａ／Ｆ≧２．４０）を共に維持するＳｉ規制量を計算してみると、表２の如くなる。この表２から夫々のＣ，Ｍｎ量に対して、目的に応じて太枠内のＳｉ量（但し、１２．０％以下）を選べば、良好な粉砕性と非磁性化が得られることが判る。この表２からも明らかなように、本発明ではＳｉが粉砕性及び非磁性化の両方に対し極めて重要な役割を果していることが特徴である。
【００２３】
以上、本発明の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉の基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ及びこれに微量のＰを添加した場合の限定理由を述べたが、これに含有させることが出来るその他の成分としては、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０％以下をそれぞれの範囲で含有させると、粉砕性を若干改善する効果がある。その他ＢやＭｏ，Ｃｒ，ＶおよびＮｂ等も粉砕性及び非磁性化を損わない範囲で含有させることができる。
【００２４】
【表２】
鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉の比透磁率（μ）を１．１０以下としたのは、比透磁率（μ）が１．１０という値は磁性を僅かに帯びる性質を有する限界値であって、例えば、溶接用フラックス入りワイヤでのフラックス原料として使用する場合の用途等を考慮すると、比透磁率（μ）１．１０以下であればフラックス入りワイヤ製造工程のシーム溶接に際しても溶接欠陥が全く発生しないことから、今回、非磁性化の目安を得るために測定して来た鋳片のフェライト量で表はすと、比透磁率（μ）１．１０は丁度フェライト量で１〜２％（Ａ／Ｆ≧２．４０）に対応していることが明らかとなった。この事実が上記合金粉の比透磁率（μ）を１．１０以下とした。
【００２６】
また、鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉の粒径を２１２μｍ以下とした理由は、これも例えば、溶接用ワイヤ等でのフラックス原料に使用する場合の用途等を考慮した場合に、粒径２１２μｍ以下の粉体であればワイヤの製造工程における歩留りの向上、また、フラックス成分の偏析防止及び溶接性能のばらつき減少などの利点があるため、その粒径を２１２μｍ以下とした。
【００２７】
次に、上記本発明の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金にＮｉを含有させた場合の粉砕性及び磁性について調査した。その結果、Ｎｉが３０％以下の範囲において良好な粉砕性及び実質的な非磁性を確保できることを確認した。なお、Ｎｉの含有量を増加させるにともなって、粉砕性および非磁性化は向上するが、鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）の上昇に対する効果はＭｎよりもやや小さく、また、フェライト量（α）の減少に対してはＭｎと同等の効果を示した。
【００２８】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳細に説明する。
（実施例１）
所定の成分となるように配合した溶解原料を、高周波誘導加熱炉（溶解量２ｋｇ）を用いて溶解し、鋳型に鋳込み、厚さ１０〜２５ｍｍの鋳片を得た。この鋳片をハンマーで粗粉砕後、図４に形状を示すリングミル粉砕機で粉砕性を評価した。図４（ａ）はリングミル粉砕機の図４（ｂ）のＢ−Ｂ´平面図、図４（ｂ）は図４（ａ）のＡ−Ａ´断面図であり、底部材３と一体である外筒１の中に内リング２が装入されており、底部材３を所定の条件で水平振動を付与すると、内リング２は移動し、外筒１と内リング２の間に挿填された鋳片は衝撃を受けて粉砕される。粉砕性の評価は上記リングミル粉砕機に粗粉砕した鋳片（平均サイズ１０〜２０ｍｍ塊）を約１００ｇ入れて、振幅１００ｍｍ、振動数１８００回／分、６０秒間衝撃を与えた後、粒径２１２μｍ以下の割合が９０％以上の場合を評価記号◎印（極めて良）、５０％以上の場合を○印（良）、５０％未満の場合を△印（不充分）とした。試験結果は、表１に示し、前記ＳｉおよびＣ含有量の限定範囲等について説明した通りである。なお、表１においてＮｏ１は比較例、Ｎｏ２〜５は本発明例で良好な粉砕性が得られた。
【００２９】
（実施例２）
実施例１と同様の方法で少量溶解（２ｋｇ溶解）を行った。表３に合金粉の化学成分およびその鋳片での調査結果（硬度、デンドライト面積率、フェライト量および粉砕性）を示す。表中のＮｏ１〜１２およびＮｏ１８，Ｎｏ１９およびＮｏ２１はいずれも粉砕性が優れている。また、Ｎｏ２，Ｎｏ４，Ｎｏ５，Ｎｏ７，Ｎｏ８，Ｎｏ１１，Ｎｏ１２，Ｎｏ２１はフェライト量も殆どなく、実質的に非磁性の鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉が得られていることが判る。なお、Ｎｏ１１，Ｎｏ１２は夫々Ｔｉ，Ａｌを少量添加した場合である。これに対して、比較材Ｎｏ１３〜Ｎｏ１７およびＮｏ２０は粉砕性が不充分であり、何れもビッカース硬度（Ｈｖ）＜５５０、デンドライト面積率＞５０％となっている。
また、表中のＮｏ１８〜２１は硬度（Ｈｖ）およびデンドライト面積率に及ぼすＰの添加効果を示したもので、他成分が殆んど変わらないＮｏ１８とＮｏ１９及びＮｏ２０とＮｏ２１を比べるとその添加効果が顕著であることが判る。
【００３０】
【表３】
（実施例３）
表４に、実施例１と同様に少量溶解を行い、その合金粉の化学成分、磁性およびその他の特性値を示す。本発明例のＮｏ１〜Ｎｏ４はオーステナイト指数が何れも２．４０以上で、そのフェライト量も０．１４％以下となり、（良好な）非磁性を示し、かつ、粉砕性も良好である。一方、これに比べ、比較例Ｎｏ５，Ｎｏ６およびＮｏ７はオーステナイト指数が夫々１．４４、１．７５および２．１４と何れも低く、かつ多量のフェライト相が析出して強い磁性を持っていることが判る。そして、この場合には硬度（Ｈｖ）と粉砕性の間にも異常な関係があることが伺はれる。
【００３２】
【表４】
（実施例４）
高周波誘導加熱炉（溶解量２５０ｋｇ）を用いて、多量溶解により本発明の効果をさらに確認した。原料を溶解、鋳込み、厚さ２０〜５０ｍｍの鋳片を得た。この鋳片をジョークラッシャー粉砕機で粗粉砕し、更にこれをロッドミルで微粉砕した後、粒径２１２μｍでの篩分けという一貫工程により合金粉を製造した。表５に得られた合金粉の化学成分、粒度構成及び振動試料型磁力計で測定した比透磁率（μ）、また鋳片で測定したビッカース硬度（Ｈｖ）、デンドライト面積率（％）及びフェライトメーターによるフェライト量（％）を示す。 その結果、表５に示すように本発明の範囲に該当する実施例Ｎｏ１、２、３はいずれも常法の機械的粉砕方法において充分な粉砕性を有し、かつ比透磁率（μ）も小さく、多量溶解においても、前記少量溶解結果を再現することが確かめられた。
【００３４】
【表５】
（実施例５）
高周波誘導加熱炉（容量２５０ｋｇ）を用いて、実施例４と同様の方法でＮｉを含有させた合金粉を製造した。表６に得られた合金粉の化学成分、粒度構成及び比透磁率（μ）、また鋳片で測定したビッカース硬度（Ｈｖ）、デンドライト面積率（％）及びフェライト量（％）を示す。その結果、Ｎｉを含有させた実施例Ｎｏ．１〜７のいずれも機械的な粉砕方法によって容易に粉砕が可能で、また、実施例Ｎｏ．１〜５は比透磁率（μ）が１．１０以下で実質的に非磁性化している。なお、実施例Ｎｏ．５において、粒径２１２μｍよりも粗粒部分が９％生じたが、同ロッドミル粉砕機で再粉砕することにより全量を粒径２１２μｍ以下にすることができた。
【００３６】
【表６】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によって鉄成分の含有量が多く実質的に非磁性鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉または鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉を、製造工程において、極めて粉砕性良く、しかも容易に多量生産することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る合金鉄鋳片のビッカース硬度（Ｈｖ）とその光学顕微鏡観察時のデンドライト相の面積率（％）との関係を示す図である。
【図２】本発明を含むＳｉ−Ｍｎ合金鉄において鋳片の化学成分と磁性の関係を求めた結果を示す図である。
【図３】鋳片の凝固組織の光学顕微鏡写真を示す図である。
【図４】粉砕性評価に使用したリングミル粉砕機を示す概略図である。
【符号の説明】
１ 外筒
２ 内筒リング
３ 底部材
４ 上蓋
５ 鋳片
Claims (6)
- 重量％で、
Ｃ：０．４０〜１．２０％、
Ｓｉ：５．０〜１２．０％、
Ｍｎ：１９．０〜４２．０％、
Ｐ：０．４０％以下を含み、
残部Ｆｅからなり、かつ、Ｐが０．１０％以上の場合、Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ、Ｐが０．１０％未満の場合、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎを満たし、さらに、ビッカース硬度（Ｈｖ）≧５５０、組織のデンドライト面積率≦５０％であることを特徴とする粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。 - 重量％で、
Ｃ：０．４０〜１．２０％、
Ｓｉ：５．０〜１２．０％、
Ｍｎ：１９．０〜４２．０％、
Ｐ：０．４０％以下を含み、
残部Ｆｅからなり、かつ、Ｐが０．１０％以上の場合、Ｓｉ≧１１．８９−２．９２Ｃ−０．０７７Ｍｎ、Ｐが０．１０％未満の場合、Ｓｉ≧１２．５１−２．９２Ｃ−０．０７７ＭｎおよびＳｉ≦８．３Ｃ＋０．１４Ｍｎを満たし、さらに、ビッカース硬度（Ｈｖ）≧５５０、組織のデンドライト面積率≦５０％および比透磁率（μ）≦１．１０であることを特徴とする粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。 - Ｐ：０．１０〜０．４０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金。
- 請求項１〜３に記載の鉄系粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金を粒径２１２μｍ以下としたことを特徴とする鉄系Ｓｉ−Ｍｎ合金粉。
- Ｎｉを３０％以下含有することを特徴とする請求項１〜３記載の粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金。
- 請求項５に記載の鉄系粉砕性の良好な鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金を粒径２１２μｍ以下としたことを特徴とする鉄系Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ合金粉。
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