JP2002285303A - High rigidity iron based alloy and production method therefor - Google Patents
High rigidity iron based alloy and production method thereforInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、高剛性鉄基合金お
よびその製造方法に関し、さらに詳しくは、高ヤング率
を有し、構造用高剛性金属材料として有用な鉄基合金お
よびその製造方法に関する。The present invention relates to a high-rigidity iron-based alloy and a method for producing the same, and more particularly, to an iron-based alloy having a high Young's modulus and useful as a high-rigidity metal material for a structure, and a method for producing the same. .
【０００２】[0002]
【従来の技術】現在、構造用金属材料として、鋼または
鉄合金がもっとも広く利用されている。これら金属材料
は、合金元素添加や熱処理によって極めて多様な組織変
化を示し、強度および靱延性などの機械的性質を幅広く
制御することが可能である。しかし、実部品の設計にお
いて重要となる剛性は、原子間の結合力に直接関与した
物質固有の値であるため、剛性を大幅に向上させること
は困難であると考えられてきた。2. Description of the Related Art At present, steel or iron alloy is most widely used as a structural metal material. These metal materials show extremely various structural changes due to the addition of alloying elements and heat treatment, and it is possible to control mechanical properties such as strength and toughness widely. However, the rigidity that is important in the design of actual parts is a value inherent to a substance directly involved in the bonding force between atoms, and it has been considered that it is difficult to significantly improve the rigidity.
【０００３】これら鋼および鉄合金の高剛性化に関する
研究例は、あまり多く見られない。そのうちの一つとし
て、鋼および鉄合金の集合組織を利用し、特定方向のみ
のヤング率を向上させる方法が、古くから提案されてい
る（例えば、 J. L. Lyttonof Applied Physics、 35-8
(1964)、 2397.）。しかし、この方法は薄板への適用
のみに限定され、バルク材へ適用できる実用技術ではな
いという問題を有している。[0003] There are not many examples of studies on increasing the rigidity of these steels and iron alloys. As one of them, a method of improving the Young's modulus only in a specific direction using the texture of steel and iron alloy has been proposed for a long time (for example, JL Lyttonof Applied Physics, 35-8).
(1964), 2397.). However, this method is limited to only the application to a thin plate, and has a problem that it is not a practical technique applicable to a bulk material.
【０００４】一方、マグネシウム合金やアルミニウム合
金、チタン合金等の近年注目されている軽量金属をマト
リックスとする複合材料では、強化繊維や粒子を複合化
させることによって高強度化または高剛性化が図られて
おり、実用レベルでの研究開発が進んでいる。すなわ
ち、上記軽量金属をマトリックスとする複合材料におい
ては、高ヤング率粒子の分散によってバルク材の高剛性
化を実現している。On the other hand, in a composite material using a lightweight metal, such as a magnesium alloy, an aluminum alloy, or a titanium alloy, which has recently attracted attention, as a matrix, reinforcement or rigidity is achieved by compounding reinforcing fibers or particles. And research and development at the practical level are progressing. That is, in the composite material in which the lightweight metal is used as a matrix, the rigidity of the bulk material is realized by the dispersion of the particles having a high Young's modulus.
【０００５】しかしながら、鋼または鉄合金において
は、上記軽量合金の高剛性化の考え方を適用することは
は困難である。なぜなら、鉄合金中において熱力学的に
安定な強化粒子は、一部の炭化物や窒化物に限られてお
り、このような物質の粒子の分散では、大幅なヤング率
の向上は望めないからである。例えば、従来鋼（特に工
具鋼など）では、モリブデン系、バナジウム系、クロム
系、タングステン系等の各種炭化物粒子を析出させるこ
とにより、主に耐摩耗性を強化している。しかし、これ
ら炭化物は、何れも化学式ＭＣ、Ｍ３Ｃ、Ｍ６Ｃ、Ｍ７
Ｃ３、Ｍ２３Ｃ６等で表される、鉄合金中で熱力学的に
安定な炭化物であるが、鉄合金中では多量の鉄を固溶す
ることにより、高剛性化に寄与するほどの高ヤング率を
有さなくなってしまう。However, it is difficult to apply the concept of increasing the rigidity of the lightweight alloy to steel or iron alloy. The reason is that thermodynamically stable reinforcing particles in an iron alloy are limited to some carbides and nitrides, and it is not possible to expect a significant improvement in Young's modulus by dispersing particles of such a substance. is there. For example, in conventional steel (particularly, tool steel and the like), wear resistance is mainly enhanced by precipitating various carbide particles of molybdenum, vanadium, chromium, tungsten, and the like. However, all of these carbides have the chemical formulas MC, M3C, M6C, M7
It is a carbide that is thermodynamically stable in iron alloys represented by C3, M23C6, etc., but has a high Young's modulus enough to contribute to high rigidity by dissolving a large amount of iron in iron alloys. You will not have it.
【０００６】ところで、各種化合物粒子のうち、遷移金
属元素の硼化物には、比較的高ヤング率のものが多い。
しかし、これら硼化物の鉄合金中における熱力学的安定
性は、十分に解明されていないのが現状であり、複合化
・分散させたときの高剛性化の効果についてもほとんど
知られていない。By the way, among various compound particles, many borides of transition metal elements have relatively high Young's modulus.
However, at present, the thermodynamic stability of these borides in iron alloys has not been sufficiently elucidated, and little is known about the effect of increasing rigidity when composited and dispersed.
【０００７】上記のように、鉄合金において、高剛性化
を意図して硼化物等の化合物粒子を分散させた研究開発
例は数少ないが、ミオドウニク等は、クロム系およびモ
リブデン系硼化物を分散させた高剛性鉄基合金を報告し
ている（N.J.Saunders、 L.M.Pan、 K.Clay、 C.Small
and A.P.Miodownik; In User Aspects of Phase Diagra
ms、 Inst. Materials、 UK、 (1991)、 64.)。これ
は、急冷凝固アモルファス箔を原料とし、熱間押し出し
＋熱処理によって上記鉄基合金を得るもので、25、000
kgf/mm2前後のヤング率が示されている。As described above, there are few R & D examples in which compound particles such as borides are dispersed in an iron alloy in order to increase the rigidity. (NJ Saunders, LMPan, K. Clay, C. Small)
and APMiodownik; In User Aspects of Phase Diagra
ms, Inst. Materials, UK, (1991), 64.). This is to obtain the above iron-based alloy by hot extrusion + heat treatment using rapidly solidified amorphous foil as a raw material.
The Young's modulus around kgf / mm2 is shown.
【０００８】また、高剛性化のために化合物粒子を分散
させた他の例として、２０ vol％以下の高ヤング率粒子
をＦｅ基金属マトリックスに分散させた「高剛性材料お
よびその製造方法」（特開平５−239504号公報）が提案
されている。この材料は、一般的な高ヤング率粒子をメ
カニカルアロイング法により分散させることにより、ヤ
ング率22、500 kgf/mm2以上、衝撃値８kgf-m/cm2 以上
の高剛性かつ靱延性を備えた粒子分散鉄基合金材料が得
られるとしている。As another example of dispersing compound particles for increasing rigidity, “High rigidity material and method for producing same” in which high Young's modulus particles of 20 vol% or less are dispersed in an Fe-based metal matrix ( JP-A-5-239504) has been proposed. This material is a highly rigid and tough ductile particle with a Young's modulus of 22,500 kgf / mm2 or more and an impact value of 8 kgf-m / cm2 or more by dispersing general high Young's modulus particles by mechanical alloying. It states that a dispersed iron-based alloy material can be obtained.
【０００９】[0009]
【発明が解決しようとする課題】しかし、ミオドウニク
等により提案された高剛性鉄基合金における硼化物は、
鉄合金マトリックスとの反応により形成された鉄−クロ
ム−モリブデン系複硼化物であり、該複硼化物のヤング
率は、単純組成のクロム硼化物およびモリブデン硼化物
に対して大幅に劣る。また、その製造方法において原料
となるアモルファス箔は、高濃度の硼素を強制的に固溶
させるため特殊な作製手法を必要とし、既設の設備を用
いて容易に製造することができないという問題を有して
いる。However, the boride in the high-rigidity iron-based alloy proposed by Myodonik et al.
An iron-chromium-molybdenum double boride formed by reaction with an iron alloy matrix, and the Young's modulus of the double boride is significantly inferior to that of a simple composition of chromium boride and molybdenum boride. In addition, the amorphous foil used as a raw material in the manufacturing method has a problem that a special manufacturing method is required for forcibly dissolving high-concentration boron, and it cannot be easily manufactured using existing facilities. are doing.
【００１０】また、特開平５−239504号公報に記載され
た高剛性材料は、共有結合性結晶構造を有する炭化物、
硼化物、窒化物等多様な化合物粒子について開示してい
るが、これら粒子の鉄合金中における熱力学的安定性に
ついては、全く開示されていない。一般に、遷移金属元
素の炭化物、窒化物は、それ自体高ヤング率でありなが
ら、鉄合金マトリックス中においては、遷移金属原子と
マトリックスの鉄原子とが置換することによって、ヤン
グ率が著しく低下する。従って、特開平５−239504号公
報の実施例に開示されたヤング率のような配合則通りの
高剛性化は達成されない。また、これら粒子が例え安定
に存在したとしても、配合則に一致することは通常あり
得ず、Materials Science and Technology vol. 8、 (1
992)、 922. にも理論的に述べられているように、強度
特性は粒子の体積率に対して配合則を下回る曲線にそっ
て変化するのが妥当である。The high-rigidity material described in JP-A-5-239504 is a carbide having a covalent crystal structure,
It discloses various compound particles such as borides and nitrides, but does not disclose the thermodynamic stability of these particles in an iron alloy. In general, carbides and nitrides of transition metal elements have a high Young's modulus by themselves, but in an iron alloy matrix, the Young's modulus is remarkably lowered by substitution of transition metal atoms with iron atoms of the matrix. Therefore, high rigidity in accordance with the composition rule such as Young's modulus disclosed in the examples of JP-A-5-239504 cannot be achieved. In addition, even if these particles exist stably, it is usually impossible to conform to the mixing rule, and Materials Science and Technology vol. 8, (1
As theoretically stated in 992) and 922., it is reasonable that the strength properties change along a curve below the composition rule with respect to the volume fraction of particles.
【００１１】なお、前記ミオドウニク等によって提案さ
れた鉄基合金、および前記特開平５−239504号公報に記
載の高剛性材料において、高ヤング率粒子の分散により
高剛性化を図るという考え方は、前述のように複合材料
における高剛性化として既に公知の概念である。[0011] In the iron-based alloy proposed by Myodonik et al. And the high-rigidity material described in JP-A-5-239504, the idea of increasing the rigidity by dispersing high Young's modulus particles is as described above. This is a concept already known as increasing rigidity in a composite material as described above.
【００１２】そこで、本発明者らは、上述のごとき従来
技術の問題点を解決すべく鋭意研究し、各種の系統的実
験を重ねた結果、本発明を成すに至ったものである。The inventors of the present invention have conducted intensive studies to solve the problems of the prior art as described above, and as a result of repeating various systematic experiments, the present invention has been accomplished.
【００１３】（発明の目的）本発明の目的は、高ヤング
率を有し、構造用高剛性金属材料として有用な高剛性鉄
基合金、および該鉄基合金を得るための部品製造上実用
的な高剛性鉄基合金の製造方法を提供するにある。(Objects of the Invention) An object of the present invention is to provide a high-rigidity iron-based alloy having a high Young's modulus and useful as a high-rigidity metal material for a structure, and a practically useful part for producing the iron-based alloy. Another object of the present invention is to provide a method for producing a highly rigid iron-based alloy.
【００１４】本発明者らは、上述の従来技術の問題に対
して、以下のことに着眼した。すなわち、高ヤング率粒
子の分散により高剛性化を図ることに加え、上記従来の
強化粒子分散型鉄基合金において問題であった、マトリ
ックス中での該粒子の熱力学的安定性を向上させること
に着眼した。即ち、如何に高ヤング率を有する粒子であ
っても、マトリックスとの反応により金属原子の一部が
鉄原子と置換したり、他の複合化合物が形成されること
によってその特性が低下する場合には、期待される十分
な高剛性化効果が得られないことから、これらのことを
考慮して、これまでとは異なった新しい強化粒子分散型
高剛性鉄基合金の材料設計を行った。The present inventors have focused on the following with respect to the above-mentioned problems of the prior art. That is, in addition to achieving high rigidity by dispersing high Young's modulus particles, it is also necessary to improve the thermodynamic stability of the particles in a matrix, which was a problem in the above-described conventional reinforced particle-dispersed iron-based alloy. I focused on. That is, even if the particles have a high Young's modulus, a part of the metal atoms are replaced with iron atoms by the reaction with the matrix, or when the characteristics are deteriorated due to the formation of another composite compound. In consideration of these facts, a material design of a new, strengthened particle-dispersed, high-rigidity iron-based alloy, which is different from the conventional ones, was carried out because the expected effect of increasing the rigidity could not be obtained.
【００１５】その結果、ヤング率が高く、複合化・分散
による高剛性化の効果が大きい各種化合物粒子のうち、
４Ａ族元素を主体とする硼化物が、鉄合金マトリックス
中で熱力学的に安定に存在できることを見い出した。そ
こで、これらを分散させた高剛性鉄基合金について、硼
化物やマトリックス組成を最適化するため、金属組織学
的研究を重ね、本発明の高剛性鉄基合金を成すに至っ
た。また、該高剛性鉄基合金のバルク材を得るための工
程においては、特殊な手法を用いない従来より周知の製
造技術によって安価に提供することを重視し、該鉄基合
金が部品化に直結する実用金属材料として有用な材料と
なるように留意した。これにより、本発明の高剛性鉄基
合金の製造方法を成すに至った。As a result, among various compound particles having a high Young's modulus and a large effect of increasing rigidity by compounding / dispersing,
It has been found that borides mainly composed of Group 4A elements can be thermodynamically stably present in an iron alloy matrix. Therefore, in order to optimize the boride and the matrix composition of a high-rigidity iron-based alloy in which these are dispersed, metallographic studies have been repeated, and the high-rigidity iron-based alloy of the present invention has been formed. In addition, in the process for obtaining the bulk material of the high-rigidity iron-based alloy, emphasis is placed on low-cost provision by a conventionally known manufacturing technique that does not use a special method, and the iron-based alloy is directly connected to the production of parts. Care was taken to make the material useful as a practical metal material. As a result, the method for producing a high-rigidity iron-based alloy of the present invention has been achieved.
【００１６】[0016]
【課題を解決するための手段】（第１発明の構成）本発
明の高剛性鉄基合金は、鉄または鉄合金からなるマトリ
ックスと、該マトリックス中に分散し粒径が１〜１００
μｍである、４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくと
も一種以上とからなり、該４Ａ族元素を主体とする硼化
物は該マトリックス中で熱力学的に安定であることを特
徴とする。Means for Solving the Problems (Constitution of the First Invention) A highly rigid iron-based alloy of the present invention comprises a matrix composed of iron or an iron alloy, and a particle dispersed in the matrix and having a particle size of 1 to 100.
.mu.m, comprising at least one boride mainly composed of a group 4A element, wherein the boride mainly composed of a group 4A element is thermodynamically stable in the matrix.
【００１７】（第２発明の構成）本発明の高剛性鉄基合
金の製造方法は、鉄粉末および／または鉄合金粉末と４
Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以上から
なる硼化物粉末とを含む原料粉末を混合して混合粉末と
する原料粉末混合工程と、該混合粉末を所定形状に成形
して成形体とする成形工程と、該成形体を焼結して焼結
体とする焼結工程とからなり、該マトリックス中に分散
した該４Ａ族元素を主体とする硼化物は粒径が１〜１０
０μｍであると共に該マトリックス中で熱力学的に安定
であることを特徴とする。(Structure of the Second Invention) The method for producing a high-rigidity iron-based alloy according to the present invention comprises the steps of:
A raw material powder mixing step of mixing a raw material powder containing a boride powder comprising at least one boride mainly composed of a Group A element to form a mixed powder, and forming the mixed powder into a predetermined shape to form a compact. And a sintering step of sintering the compact to form a sintered body. The boride mainly composed of the Group 4A element dispersed in the matrix has a particle size of 1 to 10
0 μm and thermodynamically stable in the matrix.
【００１８】（第３発明の構成）本発明の高剛性鉄基合
金の製造方法は、鉄粉末および／または鉄合金粉末と、
フェロボロン粉末と、４Ａ族元素を少なくとも一種以上
を含むフェロアロイ粉末とを含む原料粉末を混合して混
合粉末とする原料粉末混合工程と、該混合粉末を所定形
状に成形して成形体とする成形工程と、該成形体を焼結
して焼結体とする焼結工程とからなり、フェロボロンと
フェロアロイとの反応により４Ａ族元素を主体とする硼
化物の少なくとも一種以上が該マトリックス中に生成・
分散させれ、該４Ａ族元素を主体とする硼化物は粒径が
１〜１００μｍであると共に該マトリックス中で熱力学
的に安定であることを特徴とする。(Structure of the Third Invention) The method for producing a high-rigidity iron-based alloy according to the present invention comprises the steps of:
A raw powder mixing step of mixing a raw powder containing a ferroboron powder and a ferroalloy powder containing at least one group 4A element to form a mixed powder, and a forming step of forming the mixed powder into a predetermined shape to form a molded body And a sintering step of sintering the formed body to form a sintered body. At least one or more borides mainly composed of a Group 4A element are formed in the matrix by a reaction between ferroboron and ferroalloy.
The boride mainly composed of the group 4A element dispersed is characterized in that it has a particle size of 1 to 100 μm and is thermodynamically stable in the matrix.
【００１９】[0019]
【作用】本発明の鉄基合金およびその製造方法により、
優れた特性を有する高剛性鉄基合金が何故得られるかに
ついては、そのメカニズムが未だ必ずしも明らかではな
いが、次のように考えられる。According to the iron-based alloy and the method for producing the same of the present invention,
The mechanism of obtaining a high-rigidity iron-based alloy having excellent properties is not necessarily clear yet, but is considered as follows.
【００２０】（第１発明の作用）本発明の高剛性鉄基合
金は、鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マト
リックス中に分散させた４Ａ族元素を主体とする硼化物
の少なくとも一種以上とからなる。該高剛性鉄基合金に
おいて、マトリックス中に分散した４Ａ族元素を主体と
する硼化物は、規則的な結晶構造を成し、構成原子が強
固に結合した化合物であるため、その結合力が直接反映
されるヤング率は極めて高いものとなっている。また、
本発明の前記硼化物は、鉄合金中で熱力学的に安定であ
るので、異種原子の侵入・置換、あるいは他の複合化合
物の形成など、前記硼化物とマトリックスとの反応に起
因する結晶学的な変化を起こすことがない。この結果、
本発明における４Ａ族元素を主体とする硼化物は、鉄合
金中でも強固な結合力を維持し、高ヤング率のまま変化
しないため、鉄基合金の高剛性化に寄与する強化粒子と
して、その優れた特性を十分に発揮することができる。
これより、本発明の鉄基合金は、極めて高いヤング率を
有するものと考えられる。(Operation of the First Invention) The high-rigidity iron-based alloy of the present invention comprises a matrix composed of iron or an iron alloy, and at least one boride mainly composed of a Group 4A element dispersed in the matrix. Consists of In the high-rigidity iron-based alloy, the boride mainly composed of a Group 4A element dispersed in a matrix has a regular crystal structure and is a compound in which constituent atoms are firmly bonded. The reflected Young's modulus is extremely high. Also,
Since the boride of the present invention is thermodynamically stable in iron alloys, crystallography resulting from the reaction between the boride and the matrix, such as the penetration and substitution of foreign atoms, or the formation of other complex compounds, is provided. No significant change. As a result,
The boride mainly composed of a Group 4A element in the present invention maintains a strong bonding force even in an iron alloy and does not change while maintaining a high Young's modulus. Characteristics can be fully exhibited.
From this, it is considered that the iron-based alloy of the present invention has an extremely high Young's modulus.
【００２１】（第２発明の作用）本発明の高剛性鉄基合
金の製造方法は、先ず、鉄粉末または鉄合金粉末と、４
Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以上から
なる硼化物粉末とをそれぞれ準備し、これらの原料粉末
を混合して混合粉末とする（原料粉末混合工程）。本工
程においては、周知の粉末混合方法を採用することがで
きるため、なんら特殊な手段あるいは前処理を実施する
ことなく、各原料粉末の均一な混合粉末を得ることがで
きる。(Operation of the Second Invention) The method for producing a high-rigidity iron-based alloy according to the present invention comprises:
A boride powder consisting of at least one boride mainly composed of a group A element is prepared, and these raw powders are mixed to form a mixed powder (raw powder mixing step). In this step, a well-known powder mixing method can be adopted, so that a uniform mixed powder of each raw material powder can be obtained without performing any special means or pretreatment.
【００２２】次に、前記原料粉末混合工程により得られ
た混合粉末を所定形状に成形して成形体とする（成形工
程）。上記混合粉末は、圧縮性に富む鉄粉末または鉄合
金粉末をベースとしているので、成形は周知の金属粉末
成形手法を利用し、それぞれの通常圧力で実施すること
により、取扱いに十分な強度を持った所望の形状の成形
体を容易に得ることができる。Next, the mixed powder obtained in the raw material powder mixing step is formed into a predetermined shape to obtain a formed body (forming step). Since the above mixed powder is based on a highly compressible iron powder or an iron alloy powder, molding is performed by using a well-known metal powder molding method at each normal pressure, so that the powder has sufficient strength for handling. A molded article having a desired shape can be easily obtained.
【００２３】次いで、前記成形工程により得られた成形
体を加熱して焼結する（焼結工程）。上記成形体は、焼
結性の良好な鉄粉末または鉄合金粉末をベースとしてい
るため、焼結は真空または保護性雰囲気の炉内で通常の
温度・時間内にて実施することができる。高温の焼結温
度域において、鉄相と４Ａ族元素を主体とする硼化物相
とが熱力学的に平衡するため、焼結中も該硼化物は均一
分散した状態のまま安定に存在する。従って、本工程に
より、意図する組織を有した焼結体が得られ、所望の形
状のバルク材とすることができる。これより、鉄粉末ま
たは鉄合金粉末からなるマトリックス中に、４Ａ族元素
を主体とする硼化物の少なくとも一種以上を分散させた
高剛性鉄基合金を容易に得ることができるものと考えら
れる。また、本製造方法は、通常の粉末冶金技術に沿っ
た製造方法であり、入手の容易な原料粉末と既設の設備
を用いることができるので、高剛性鉄基合金を安価に製
造することができる。Next, the molded body obtained in the molding step is heated and sintered (sintering step). Since the compact is based on iron powder or iron alloy powder having good sinterability, sintering can be performed in a furnace in a vacuum or a protective atmosphere at a normal temperature and time. In the high-temperature sintering temperature range, the iron phase and the boride phase mainly composed of the group 4A element are thermodynamically equilibrated, so that the boride is stably present in a uniformly dispersed state even during sintering. Therefore, by this step, a sintered body having an intended structure can be obtained, and a bulk material having a desired shape can be obtained. From this, it is considered that a high-rigidity iron-based alloy in which at least one or more borides mainly composed of a Group 4A element is dispersed in a matrix composed of iron powder or iron alloy powder can be easily obtained. In addition, the present manufacturing method is a manufacturing method in accordance with ordinary powder metallurgy technology, and since it is possible to use easily available raw material powder and existing equipment, it is possible to manufacture a high-rigidity iron-based alloy at low cost. .
【００２４】（第３発明の作用）本発明の高剛性鉄基合
金の製造方法は、先ず、鉄粉末または鉄合金粉末と、フ
ェロボロン粉末と、４Ａ族元素の少なくとも一種以上を
含むフェロアロイ粉末とをそれぞれ準備し、これらの原
料粉末を混合して混合粉末とする（原料粉末混合工
程）。本工程においては、周知の粉末混合方法を採用す
ることができるため、なんら特殊な手段あるいは前処理
を実施することなく、各原料粉末の均一な混合粉末を得
ることができる。(Operation of the Third Invention) In the method for producing a high-rigidity iron-based alloy according to the present invention, first, an iron powder or an iron alloy powder, a ferroboron powder, and a ferroalloy powder containing at least one or more of Group 4A elements are prepared. Each is prepared, and these raw material powders are mixed to obtain a mixed powder (raw material powder mixing step). In this step, a well-known powder mixing method can be adopted, so that a uniform mixed powder of each raw material powder can be obtained without performing any special means or pretreatment.
【００２５】次に、前記原料粉末混合工程により得られ
た混合粉末を所定形状に成形して成形体とする（成形工
程）。上記混合粉末は、圧縮性に富む鉄粉末または鉄合
金粉末をベースとしているので、成形は周知の金属粉末
成形手法を利用し、それぞれの通常圧力で実施すること
により、取扱いに十分な強度を持った所望の形状の成形
体を容易に得ることができる。Next, the mixed powder obtained in the raw material powder mixing step is formed into a predetermined shape to obtain a formed body (forming step). Since the above mixed powder is based on a highly compressible iron powder or an iron alloy powder, molding is performed by using a well-known metal powder molding method at each normal pressure, so that the powder has sufficient strength for handling. A molded article having a desired shape can be easily obtained.
【００２６】次いで、前記成形工程により得られた成形
体を加熱して焼結する（焼結工程）。上記成形体は、焼
結性の良好な鉄粉末または鉄合金粉末をベースとしてい
るため、焼結は真空または保護性雰囲気の炉内で通常の
温度・時間内にて実施することができる。このとき、フ
ェロボロン粉末は、鉄系焼結体の緻密化を促進する。ま
た、高温の焼結温度域において、鉄相と４Ａ族元素を主
体とする硼化物相とが熱力学的に平衡するため、焼結中
にフェロアロイ粉末とフェロボロン粉末との反応によっ
て、新たに４Ａ族元素を主体とする硼化物が形成され、
該硼化物が均一に分散した状態のまま安定となる。従っ
て、本工程により、意図する組織を有した焼結体が得ら
れ、所望の形状ののバルク材とすることができる。これ
より、鉄粉末または鉄合金粉末からなるマトリックス中
に、４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以
上をフェロボロンとフェロアロイとの反応により生成・
分散させた高剛性鉄基合金を容易に得ることができるも
のと考えられる。また、本製造方法は、前記第２発明の
製造方法よりも安価な原料粉末を使用することができ、
またフェロボロン添加により緻密化促進を図ることがで
きるので、高剛性鉄基合金をより安価に、より容易に製
造することができるものと考えられる。Next, the molded body obtained in the molding step is heated and sintered (sintering step). Since the compact is based on iron powder or iron alloy powder having good sinterability, sintering can be performed in a furnace in a vacuum or a protective atmosphere at a normal temperature and time. At this time, the ferroboron powder promotes densification of the iron-based sintered body. Further, in the high-temperature sintering temperature range, the iron phase and the boride phase mainly composed of the group 4A element are thermodynamically equilibrated, so that the reaction between the ferroalloy powder and the ferroboron powder during sintering causes a new 4A phase. Boride mainly composed of group III elements is formed,
The boride becomes stable while being uniformly dispersed. Therefore, by this step, a sintered body having an intended structure can be obtained, and a bulk material having a desired shape can be obtained. Thus, at least one or more borides mainly composed of a Group 4A element is produced by a reaction between ferroboron and ferroalloy in a matrix composed of iron powder or iron alloy powder.
It is considered that a dispersed high-rigidity iron-based alloy can be easily obtained. In addition, the present production method can use raw material powders that are less expensive than the production method of the second invention,
Further, since the densification can be promoted by adding ferroboron, it is considered that a high-rigidity iron-based alloy can be manufactured more easily at lower cost.
【００２７】[0027]
【発明の効果】（第１発明の効果）本発明の鉄基合金
は、極めて高いヤング率を有する高剛性鉄基合金であ
る。すなわち、鉄合金マトリックス中に均一に分散させ
た４Ａ族元素を主体とする硼化物が、高ヤング率である
とともに、熱力学的に安定であるため、強化粒子として
の優れた特性が十分発揮される。従って、同じ体積率の
粒子を分散させた場合でも、その高剛性化に及ぼす効果
は従来の強化粒子分散型鉄基合金に比べて大きい。(Effect of the First Invention) The iron-based alloy of the present invention is a highly rigid iron-based alloy having an extremely high Young's modulus. That is, since the boride mainly composed of a Group 4A element uniformly dispersed in the iron alloy matrix has a high Young's modulus and is thermodynamically stable, the excellent properties as the reinforcing particles are sufficiently exhibited. You. Therefore, even when particles having the same volume ratio are dispersed, the effect of increasing the rigidity is greater than that of a conventional reinforced particle-dispersed iron-based alloy.
【００２８】（第２発明の効果）本発明の製造方法によ
り、鉄粉末または鉄合金粉末からなるマトリックス中
に、４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以
上を分散させた高剛性鉄基合金を容易に製造することが
できる。また、上記高剛性鉄基合金を安価に得ることが
できる。(Effect of the Second Invention) According to the production method of the present invention, a high-rigidity iron base in which at least one boride mainly composed of a Group 4A element is dispersed in a matrix composed of an iron powder or an iron alloy powder. The alloy can be easily manufactured. Further, the high-rigidity iron-based alloy can be obtained at low cost.
【００２９】（第３発明の効果）本発明の製造方法によ
り、鉄粉末または鉄合金粉末からなるマトリックス中
に、４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以
上をフェロボロンとフェロアロイとの反応により生成・
分散させた高剛性鉄基合金を容易に製造することができ
る。また、上記高剛性鉄基合金をより安価に得ることが
できる。(Effect of Third Invention) According to the production method of the present invention, at least one or more borides mainly composed of a Group 4A element is added to a matrix composed of an iron powder or an iron alloy powder by a reaction between ferroboron and a ferroalloy. Generation
A dispersed high-rigidity iron-based alloy can be easily manufactured. Further, the above-mentioned high-rigidity iron-based alloy can be obtained at lower cost.
【００３０】[0030]
【実施例】先ず、上記第１発明の高剛性鉄基合金、第２
発明の高剛性鉄基合金の製造方法、および第３発明の高
剛性鉄基合金の製造方法について、さらに具体的にした
発明（その他の発明）について説明する。DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS First, a high-rigidity iron-based alloy according to the first invention,
A more specific invention (other invention) of the method for producing a high-rigidity iron-based alloy of the invention and the method for producing a high-rigidity iron-based alloy of the third invention will be described.
【００３１】（その他の発明の説明）構造用金属材料に
おいて、高剛性化に対するニーズは高い。現在、各種構
造部材・部品として圧倒的な適用実績を占める鋼あるい
は鉄合金は、実用金属材料のうちで最も高い剛性を持ち
ながらも、さらに高い剛性が求められている。例えば、
自動車用部品において一つには、燃費向上を目的とする
軽量化の観点から、小型／薄肉／細軸化部品を設計する
際に必要な強度を確保するための高剛性化が挙げられ
る。実際、従来の鋼や鉄合金部品の剛性を２０％程度向
上させるだけでも、その設計自由度は大幅に拡大すると
言われている。(Description of Other Inventions) In structural metal materials, there is a great need for higher rigidity. At present, steel or iron alloy, which has overwhelmingly been applied as various structural members and parts, is required to have higher rigidity while having the highest rigidity among practical metal materials. For example,
One of the automotive components is to increase the rigidity in order to secure the strength required when designing small / thin / thin-shaft components from the viewpoint of weight reduction for the purpose of improving fuel efficiency. In fact, it is said that merely increasing the rigidity of a conventional steel or iron alloy part by about 20% greatly increases the degree of freedom in design.
【００３２】さらに、乗り心地を重視する観点から、振
動特性の改善に有効な高剛性化が求められている。従来
の鋼や鉄合金、あるいは強化粒子分散型鉄基合金は、こ
れらニーズを満足する高剛性を有するものは無かった
が、本発明の高剛性鉄基合金は、これらニーズを満足さ
せることができる。従って、本発明の高剛性鉄基合金
は、このような要求を課せられるような部品等に適用す
ることができ、例えば、自動車用エンジン部品、シャー
シ部品、サスペンション部品があり、その他、各種シャ
フト類や音響部品などへの適用が可能である。Further, from the viewpoint of emphasizing ride comfort, high rigidity effective for improving vibration characteristics is required. Conventional steel and iron alloys, or reinforced particle-dispersed iron-based alloys, none have high rigidity that satisfies these needs, but the high-rigidity iron-based alloy of the present invention can satisfy these needs . Therefore, the high-rigidity iron-based alloy of the present invention can be applied to parts and the like that are subject to such demands. For example, there are automobile engine parts, chassis parts, suspension parts, and other various shafts. And acoustic components.
【００３３】従来より、強化相を複合化・分散させるこ
とにより、強度、剛性、耐摩耗性の向上を図ることは、
複合材料において良く知られている概念である。しか
し、金属基複合材料の場合、マトリックスとの複合化工
程、あるいは固化してバルク材とする工程において、拡
散ならびに反応の容易な高温領域でのプロセスを必要と
する点に注意しなければならない。すなわち、製造時に
強化相とマトリックスとが反応して、互いに変質した
り、界面に脆弱な反応層が形成されるなどの変化が起こ
りやすく、これに伴ってその特性は通常劣化するため、
理想的な複合則から計算される理論値を大きく下回るこ
ととなる。これに対し、本発明者らは、４Ａ族元素を主
体とする硼化物が、鉄合金中で安定に存在しうることを
見いだし、これにより、従来では考えられないほど高剛
性の鉄基合金を実現するに至った。Conventionally, it has been attempted to improve the strength, rigidity and wear resistance by compounding and dispersing a reinforcing phase.
This is a well-known concept in composite materials. However, in the case of a metal-based composite material, it must be noted that a process in a high-temperature region where diffusion and reaction are easy is required in a step of compounding with a matrix or a step of solidifying to a bulk material. That is, during the production, the reinforcing phase and the matrix react with each other, and are liable to change, such as alteration of each other, or formation of a fragile reaction layer at the interface, and the characteristics usually deteriorate with this.
This is far below the theoretical value calculated from the ideal compound rule. On the other hand, the present inventors have found that a boride mainly composed of a Group 4A element can be stably present in an iron alloy, and as a result, an iron-based alloy having an unusually high rigidity can be obtained. It has come true.
【００３４】本発明にかかる硼化物は、４Ａ族元素（チ
タン〔Ｔｉ〕、ジルコニウム〔Ｚｒ〕、ハフニウム〔Ｈ
ｆ〕）を主体とする硼化物の一種以上である。該硼化物
は、単体としてのヤング率が少なくとも 25、000 kgf/m
m2 以上であれば、その分散により確かな高剛性化効果
が得られるが、中でも化学式ＭＢ2 （Ｍ：４Ａ族元素）
で示される二硼化物はヤング率が特に高く、本発明の目
的にとって特に好ましい。また、これら硼化物は、単体
として安定で比較的に入手し易いので、本発明の製造方
法の原料として用いるのに好適である。The boride according to the present invention comprises a Group 4A element (titanium [Ti], zirconium [Zr], hafnium [H
f)) is at least one kind of boride mainly composed of boride. The boride has a Young's modulus of at least 25,000 kgf / m
If m2 or more, a certain effect of increasing rigidity can be obtained by the dispersion, but among them, the chemical formula MB2 (M: element of group 4A)
Is especially high for the purpose of the present invention. Further, since these borides are stable and relatively easily available as a simple substance, they are suitable for use as a raw material in the production method of the present invention.
【００３５】本発明の高剛性鉄基合金においては、硼化
物が該合金中で粒径１００μｍ以下の微粒子となって均
一に分散していることが好ましい。硼化物の粒径を１０
０μｍ以下とすることにより、該鉄基合金全体に実用レ
ベルの機械的性質（強度、靱延性）を確保することがで
きる。なお、該粒径が２０μｍ以下の場合は、より優れ
た機械的性質を有する合金を得ることができるので、よ
り好ましい。In the high-rigidity iron-based alloy of the present invention, it is preferable that the boride is uniformly dispersed as fine particles having a particle diameter of 100 μm or less in the alloy. Boride particle size of 10
By setting the thickness to 0 μm or less, mechanical properties (strength, toughness and ductility) at a practical level can be ensured for the entire iron-based alloy. In addition, when the particle size is 20 μm or less, it is more preferable because an alloy having more excellent mechanical properties can be obtained.
【００３６】また、硼化物の含有量は、５〜５０体積％
であることが好ましい。該含有量を上記範囲内とするこ
とにより、十分な高剛性効果を発揮させることができ
る。なお、該含有量が５体積％未満の場合は十分な高剛
性化効果が得られず、また５０体積％を超えると硼化物
どうしの凝集や合体が生じ、鉄基合金の機械的性質が著
しく低下する虞がある。The boride content is 5 to 50% by volume.
It is preferred that By setting the content within the above range, a sufficient high rigidity effect can be exhibited. If the content is less than 5% by volume, a sufficient rigidity-enhancing effect cannot be obtained, and if it exceeds 50% by volume, borides will aggregate or coalesce, and the mechanical properties of the iron-based alloy will be remarkably high. There is a risk of lowering.
【００３７】また、本発明の高剛性鉄基合金のマトリッ
クスを構成する鉄合金としては、フェライト系、オース
テナイト系、マルテンサイト系など、広範囲なものが使
用可能であるが、炭素含有量が0.１重量％以下のもので
あることが好適である。該マトリックス中の炭素含有量
を0.１重量％以下とすることにより、マトリックス中に
分散させた４Ａ族元素を主体とする硼化物の鉄合金中に
おける熱力学的安定性をより向上させ、高温において
も、硼化物中の４Ａ族元素と含有炭素とが優先的に反応
して炭化物や炭硼化物を形成することが無く、より優れ
た高剛性化効果を実現することができる。As the iron alloy constituting the matrix of the high-rigidity iron-based alloy of the present invention, a wide range of iron alloys such as ferrite, austenite, martensite, etc. can be used, but the carbon content is 0.1%. Preferably, it is less than 1% by weight. By setting the carbon content in the matrix to 0.1% by weight or less, the thermodynamic stability of the boride mainly containing a Group 4A element dispersed in the matrix in the iron alloy can be further improved. Also in the above, the group 4A element in the boride and the carbon contained therein do not react preferentially to form a carbide or a boride, and a more excellent effect of increasing rigidity can be realized.
【００３８】次に、上記高剛性鉄基合金の製造方法につ
いて述べる。先ず、該合金の製造方法の一つとして、鉄
粉末または鉄合金粉末と、４Ａ族元素を主体とする硼化
物の少なくとも一種以上からなる硼化物粉末とを含む原
料粉末を混合して混合粉末とし（原料粉末混合工程）、
次に該混合粉末を所定形状に成形して成形体とし（成形
工程）、次いで該成形体を焼結して焼結体とし（焼結工
程）、これにより鉄粉末または鉄合金粉末からなるマト
リックス中に４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくと
も一種以上を分散させた高剛性鉄基合金を得ることがで
きる（第１の製造方法）。Next, a method for producing the above-mentioned high-rigidity iron-based alloy will be described. First, as one of the manufacturing methods of the alloy, a raw material powder containing an iron powder or an iron alloy powder and a boride powder composed of at least one boride mainly containing a Group 4A element is mixed to form a mixed powder. (Raw material powder mixing process),
Next, the mixed powder is formed into a predetermined shape to form a molded body (molding step), and then the molded body is sintered to form a sintered body (sintering step), thereby forming a matrix made of iron powder or iron alloy powder. It is possible to obtain a high-rigidity iron-based alloy in which at least one kind of boride mainly composed of a Group 4A element is dispersed (first manufacturing method).
【００３９】上記原料粉末混合工程において用いる鉄粉
末または鉄合金粉末の原料は、市販のもの、あるいは公
知の方法により作製されたものなど、何れを使用しても
よい。例えば、アトマイズ法等により製造された市販の
純鉄粉、ステンレス粉などの安価な粉末を、入手のまま
使用することができる。なお、該粉末の粒径は、市販の
ものはおよそ１５０μｍ（−♯１００）以下に調整した
ものが多いが、４５μｍ（−♯３３０）以下の場合は焼
結体の緻密化および硼化物粒子の均一な分散を容易にす
るので好ましい。しかし、極端に細かい微粉の場合は、
取扱いが難しく、成形工程を著しく困難にするので好ま
しくない。また、４Ａ族元素を主体とする硼化物粉末
は、市販のもの、公知の方法により作製されたものな
ど、何れを使用してもよい。なお、該硼化物粉末は数μ
ｍ程度のものを用いるのが好ましく、それより大きな粉
末のものを入手した場合には、ボールミル、振動ミル、
アトライタなどの各種の粉砕機で所望の粒度まで粉砕・
調整して用いることが好ましい。As the raw material of the iron powder or the iron alloy powder used in the raw material powder mixing step, any of commercially available ones and those manufactured by a known method may be used. For example, commercially available inexpensive powders such as pure iron powder and stainless steel powder manufactured by the atomizing method or the like can be used as received. The particle size of the powder is generally adjusted to about 150 μm (−♯100) or less in the case of a commercially available powder. However, in the case of 45 μm (−♯330) or less, the density of the sintered body is reduced and the boride particles are reduced. This is preferred because it facilitates uniform dispersion. However, for extremely fine powder,
It is not preferable because handling is difficult and the molding process becomes extremely difficult. In addition, as the boride powder mainly composed of a 4A group element, any of commercially available ones and those manufactured by a known method may be used. In addition, the boride powder has several μm.
m is preferable, and when a powder having a larger size is obtained, a ball mill, a vibration mill,
Pulverize to the desired particle size with various types of pulverizers such as attritors.
It is preferable to use it after adjustment.
【００４０】上記混合工程において、混合方法は特に制
約されるものでは無く、Ｖ型混合機、ボールミル、振動
ミルなどを用いることができる。但し、硼化物粒子が二
次粒子などの凝集の著しい粉末である場合には、アトラ
イタなどの高エネルギーボールミルにて不活性ガス雰囲
気中で破砕処理することが、該粒子の微細均一分散に対
して効果的であるので好適である。In the mixing step, the mixing method is not particularly limited, and a V-type mixer, a ball mill, a vibration mill, or the like can be used. However, when the boride particles are remarkably agglomerated powders such as secondary particles, crushing treatment in an inert gas atmosphere with a high-energy ball mill such as an attritor is required for fine uniform dispersion of the particles. It is preferred because it is effective.
【００４１】上記成形工程において、成形方法としては
所望の形状を得ることができる方法であればどの様な方
法でもよく、金型成形、ＣＩＰ成形などの何れの方法を
用いてもよい。なお、成形圧力は、２ ton/cm2以上の場
合には、得られた成形体を焼結したときの緻密化が十分
となるので好適である。In the molding step, any molding method may be used as long as a desired shape can be obtained, and any method such as mold molding and CIP molding may be used. A molding pressure of 2 ton / cm2 or more is preferable because the resulting compact has sufficient densification when sintered.
【００４２】上記焼結工程において、雰囲気は、真空
中、不活性ガス、還元性ガス雰囲気であることが好まし
い。また、焼結は、１０００℃〜１２００℃の温度範囲
で、１〜４時間程度行うことが好ましい。１０００℃未
満および0.５時間未満の焼結では、焼結体密度が十分に
向上しないため、好ましくない。また、４時間を超える
焼結を行っても、さらなる緻密化が期待できないうえ
に、エネルギ的にも不経済である。また、１２００℃を
超える温度での焼結は、硼化物によっては多量の液相を
生じ、焼結体形状を維持できなくなるので好ましくな
い。In the sintering step, the atmosphere is preferably a vacuum, an inert gas or a reducing gas atmosphere. The sintering is preferably performed in a temperature range of 1000 to 1200 ° C. for about 1 to 4 hours. Sintering at less than 1000 ° C. and less than 0.5 hour is not preferable because the density of the sintered body does not sufficiently increase. Further, even if sintering is performed for more than 4 hours, further densification cannot be expected, and energy is uneconomical. Further, sintering at a temperature exceeding 1200 ° C. is not preferable because a large amount of liquid phase is generated depending on the boride, and the shape of the sintered body cannot be maintained.
【００４３】次に、上記高剛性鉄基合金の他の製造方法
について述べる。すなわち、先ず、鉄粉末または鉄合金
粉末と、フェロボロン粉末と、４Ａ族元素の少なくとも
一種以上を含むフェロアロイ粉末とを含む原料粉末を混
合して混合粉末とし（原料粉末混合工程）、次に該混合
粉末を所定形状に成形して成形体とし（成形工程）、次
いで該成形体を焼結して焼結体とし（焼結工程）、これ
により、鉄粉末または鉄合金粉末からなるマトリックス
中に、４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種
以上をフェロボロンとフェロアロイとの反応により生成
・分散させた高剛性鉄基合金を得ることができる（第２
の製造方法）。Next, another method for producing the above-mentioned high-rigidity iron-based alloy will be described. That is, first, a raw material powder containing an iron powder or an iron alloy powder, a ferroboron powder, and a ferroalloy powder containing at least one group 4A element is mixed to form a mixed powder (raw material powder mixing step). The powder is formed into a predetermined shape to form a molded body (molding step), and then the molded body is sintered to form a sintered body (sintering step). It is possible to obtain a high-rigidity iron-based alloy in which at least one or more borides mainly composed of Group 4A elements are generated and dispersed by the reaction between ferroboron and ferroalloy (second type).
Manufacturing method).
【００４４】上記原料粉末混合工程において用いる鉄粉
末または鉄合金粉末の原料は、前記高剛性鉄基合金の製
造方法の説明における鉄粉末および鉄合金粉末と同様の
ものを用いることができ、市販のもの、あるいは公知の
方法により作製されたものなど、何れを使用してもよ
く、例えば、市販の純鉄粉、ステンレス粉などの安価な
粉末を入手のまま使用することができる。次に、フェロ
ボロン粉末、および４Ａ族元素を含むフェロアロイ粉末
は、市販のもの、公知の方法により作製されたものな
ど、何れを使用してもよい。これらは、種々の組成のイ
ンゴットから粉砕して市販されているが、何れもそれぞ
れの金属間化合物組成に近いものであることが好まし
い。このような組成の粉末を用いれば、ボールミル、振
動ミル、アトライタなどの各種粉砕機を用いて、容易に
粒度調整を行うことができる。As the raw material of the iron powder or the iron alloy powder used in the raw material powder mixing step, the same ones as the iron powder and the iron alloy powder in the description of the method for producing a high-rigidity iron-based alloy can be used. Any of these may be used, or any of those produced by a known method may be used. For example, commercially available inexpensive powders such as pure iron powder and stainless steel powder can be used. Next, as the ferroboron powder and the ferroalloy powder containing a Group 4A element, any of a commercially available powder and a powder produced by a known method may be used. These are commercially available after pulverizing from ingots of various compositions, but all are preferably close to the respective intermetallic compound compositions. When powder having such a composition is used, the particle size can be easily adjusted using various types of pulverizers such as a ball mill, a vibration mill, and an attritor.
【００４５】また、混合工程、成形工程、焼結工程は、
前記高剛性鉄基合金の製造方法の説明におけるそれぞれ
の工程と同様である。なお、混合工程において、フェロ
ボロン粉末とフェロアロイ粉末の配合比は、両者の反応
によって形成される硼化物の体積率を各組成から計算し
て決定する必要がある。また、焼結工程において、フェ
ロボロンによる焼結時の緻密化促進効果のため、焼結工
程はよりゆるやかな条件で実施することも可能である。In addition, the mixing step, the forming step, and the sintering step
This is the same as each step in the description of the method for producing the high-rigidity iron-based alloy. In the mixing step, the compounding ratio of the ferroboron powder and the ferroalloy powder needs to be determined by calculating the volume ratio of boride formed by the reaction of the two from each composition. In the sintering step, the sintering step can be performed under milder conditions because of the effect of promoting the densification at the time of sintering by ferroboron.
【００４６】なお、前記高剛性鉄基合金の製造方法の第
１の製造方法および第２の製造方法において、焼結工程
の後に、熱間加工を施してなることが好ましい。すなわ
ち、前記第１の製造方法および第２の製造方法におい
て、焼結工程のみでは緻密化が不十分な場合、またはさ
らに十分な緻密化が必要な場合には、焼結体に種々の熱
間加工を施すことにより、容易に真密度にまで緻密化す
ることができる。熱間加工法としては、熱間鍛造、押し
出し、スエージ等が用いられる。In the first and second manufacturing methods of the method for manufacturing a high-rigidity iron-based alloy, it is preferable that hot working is performed after the sintering step. That is, in the first manufacturing method and the second manufacturing method, when the densification is insufficient only by the sintering step, or when more sufficient densification is required, various hot By performing the processing, the density can be easily reduced to the true density. As the hot working method, hot forging, extrusion, swage, or the like is used.
【００４７】加工温度は、９００℃〜１２００℃の範囲
で行うことが好ましい。９００℃未満での加工では変形
抵抗が大きく、１２００℃を超える場合には液相を生ず
る可能性があるため、好ましくない。また、熱間加工を
行わず、ＨＩＰ処理により緻密化することができる。こ
の場合の条件は、雰囲気ガスとの反応性、緻密化挙動、
経済性などを考慮して適宜処理条件を設定するが、９０
０℃〜１２００℃、５００〜２０００気圧、１〜１０時
間の範囲内で行うことが好ましい。The working temperature is preferably in the range of 900 ° C. to 1200 ° C. If the processing is performed at a temperature lower than 900 ° C., the deformation resistance is large. Further, densification can be performed by HIP processing without performing hot working. Conditions in this case are: reactivity with atmospheric gas, densification behavior,
Processing conditions are appropriately set in consideration of economy and the like.
It is preferable to carry out in the range of 0 ° C. to 1200 ° C., 500 to 2000 atm, and 1 to 10 hours.
【００４８】以下に、本発明の実施例を説明する。 （第１実施例）原料粉末として、市販の SUS430 ステン
レス鋼粉末（−♯ 330）およびチタン二硼化物粉末（平
均粒径：４μｍ）を用意した。次に、 SUS430 ステンレ
ス鋼粉末とチタン二硼化物粉末を表１に示す割合で配合
した粉末を、アルゴン雰囲気のアトライタ中にて１０分
間混合した。この混合粉末を、直径１２.7mm、高さ１２
mmの円柱状に圧力４ton/mm2 で金型成形し、次いでこの
成形体を１×１０-5torrの雰囲気の真空炉にて１時間焼
結した。さらに、焼結体の緻密化を促進するため、熱間
加工再現装置により、１×１０-5torrの真空中で、１１
５０℃にて加工速度0.０５mm/s、圧下率７５％まで圧縮
加工した。この結果、直径約２５mmの円盤状の試験片を
得た（試料番号：１〜３）。An embodiment of the present invention will be described below. (First Example) Commercially available SUS430 stainless steel powder (−♯330) and titanium diboride powder (average particle size: 4 μm) were prepared as raw material powders. Next, a powder obtained by mixing SUS430 stainless steel powder and titanium diboride powder in the ratio shown in Table 1 was mixed for 10 minutes in an argon atmosphere attritor. This mixed powder is 12.7 mm in diameter and 12 in height.
The molded body was molded in a cylindrical shape at a pressure of 4 ton / mm 2 and then sintered in a vacuum furnace at 1 × 10 −5 torr for 1 hour. Further, in order to promote the densification of the sintered body, a hot working reproduction device is used to produce 11
The compression processing was performed at 50 ° C. at a processing speed of 0.05 mm / s and a reduction of 75%. As a result, a disk-shaped test piece having a diameter of about 25 mm was obtained (sample numbers: 1 to 3).
【００４９】[0049]
【表１】 [Table 1]
【００５０】得られた鉄基合金焼結体の金属組織を示す
顕微鏡写真図（倍率：６００倍）を、図１（試料番号：
２）に示す。図１より明らかの如く、その組織は、SUS4
30ステンレスのフェライト相マトリックス中に、直径１
μｍ〜数μｍの微細な硼化物粒子が均一に分散した組織
となっていることが分かる。また、該硼化物粒子の体積
率を測定した結果を、表１に併せて示す。また、これら
硼化物粒子中の各元素濃度を、ＥＰＭＡにより局所分析
を行った結果、鉄：１.0、クロム：0.２、チタン：６
９.0、硼素：２９.7（重量％）であった。この結果から
明らかなように、該硼化物粒子は、マトリックスの構成
元素である鉄およびクロムをほとんど含まず、Ｘ線回折
からもチタン二硼化物であることが確かめられた。以上
より、原料粉末に配合したチタン二硼化物は、鉄合金中
で熱力学的に安定で、高温での焼結および熱間加工を伴
う本実施例の上記製造方法によっても、結晶構造変化お
よび大幅な組成変化が起こっていないことが分かる。FIG. 1 is a photomicrograph (magnification: 600 times) showing the metal structure of the obtained iron-based alloy sintered body.
See 2). As is clear from FIG. 1, the organization is SUS4
30 stainless steel ferrite phase matrix, 1 diameter
It can be seen that the structure is such that fine boride particles of μm to several μm are uniformly dispersed. The results of measuring the volume fraction of the boride particles are also shown in Table 1. Local analysis of the concentration of each element in these boride particles by EPMA revealed that iron: 1.0, chromium: 0.2, titanium: 6
9.0, boron: 29.7 (% by weight). As is apparent from the results, the boride particles contained almost no iron and chromium as constituent elements of the matrix, and were confirmed to be titanium diboride by X-ray diffraction. From the above, the titanium diboride blended in the raw material powder is thermodynamically stable in the iron alloy, the crystal structure change and the above-described production method involving sintering and hot working at a high temperature. It can be seen that no significant composition change has occurred.
【００５１】また、得られた鉄基合金のヤング率を測定
した。まず、試験片として１mm×２mm×１１.2mmの角柱
を切り出し、水晶振動子を用いた複合振動子法により、
ヤング率をそれぞれ測定した。その結果を、表１に併せ
て示す。表１より明らかなごとく、試料番号１〜試料番
号３のチタン二硼化物を分散させた鉄基合金は、ヤング
率は硼化物粒子の体積率増加に伴い向上し、約30体積％
でおよそ29、000kgf/mm2 に達することが分かる。これ
は、従来の鉄合金に比較して４割以上の向上率である。
なお、チタン二硼化物の密度は、鉄合金よりはるかに小
さく、これらが分散してなる鉄基合金の密度は、その体
積率増加とともに低下するため、比ヤング率ではさらに
大きな６割以上の向上率が達成されている。これは、該
硼化物を分散させた高剛性鉄基合金を用いれば、小型化
／薄肉化による軽量化とともに、比重低下によって一層
の軽量化が達成されることを意味している。Further, the Young's modulus of the obtained iron-based alloy was measured. First, a 1 mm x 2 mm x 11.2 mm prism was cut out as a test piece, and the composite vibrator method using a quartz vibrator was used.
Each Young's modulus was measured. The results are shown in Table 1. As is clear from Table 1, in the iron-based alloys in which the titanium diboride of Sample Nos. 1 to 3 was dispersed, the Young's modulus increased with an increase in the volume ratio of the boride particles, and was about 30% by volume.
It reaches about 29,000kgf / mm2. This is an improvement rate of 40% or more as compared with the conventional iron alloy.
Note that the density of titanium diboride is much smaller than that of iron alloys, and the density of iron-based alloys in which these are dispersed decreases as the volume ratio increases, so that the specific Young's modulus increases by 60% or more. The rate has been achieved. This means that if a high-rigidity iron-based alloy in which the boride is dispersed is used, the weight can be further reduced by reducing the specific gravity as well as reducing the size and thickness.
【００５２】（第２実施例）原料粉末として、市販の S
US430 ステンレス鋼粉末（−♯ 330）、チタン二硼化物
粉末（平均粒径：４μｍ）、およびグラファイト粉末を
用意した。次に、 SUS430 ステンレス鋼粉末とチタン二
硼化物粉末とグラファイト粉末とを表１に示す割合で配
合した粉末を、前記第１実施例と同様に混合、成形、焼
結、熱間圧縮加工を施して、直径約２５mmの円盤状の鉄
基合金焼結体試験片を得た（試料番号：４）。得られた
鉄基合金焼結体のヤング率を、第１実施例と同様に測定
した。その結果を、表１に併せて示す。表１より明らか
のごとく、試料番号４の鉄基合金焼結体は、従来の鉄合
金に比較して約２割向上している。しかし、第１実施例
の試料番号２と同じ比率でチタン二硼化物が配合されて
いながら、炭素の存在によりヤング率は約７.3％低下し
ていることが分かる。(Second Embodiment) As raw material powder, commercially available S
US430 stainless steel powder (−♯330), titanium diboride powder (average particle size: 4 μm), and graphite powder were prepared. Next, powder mixed with SUS430 stainless steel powder, titanium diboride powder and graphite powder at the ratios shown in Table 1 was mixed, molded, sintered and hot-pressed in the same manner as in the first embodiment. Thus, a disc-shaped iron-based alloy sintered body test piece having a diameter of about 25 mm was obtained (sample number: 4). The Young's modulus of the obtained iron-based alloy sintered body was measured in the same manner as in the first example. The results are shown in Table 1. As is clear from Table 1, the sintered body of the iron-based alloy of Sample No. 4 is improved by about 20% as compared with the conventional iron alloy. However, it can be seen that while titanium diboride was blended at the same ratio as sample No. 2 of the first example, the Young's modulus was reduced by about 7.3% due to the presence of carbon.
【００５３】（比較例１）原料粉末として市販の SUS43
0 ステンレス鋼粉末（−♯ 330）のみを用いた他は、前
記第１実施例と同様にして混合、成形、焼結、熱間圧縮
加工を施して、直径約２５mmの円盤状の比較用鉄基合金
焼結体試験片を得た（試料番号：Ｃ１）。得られた比較
用鉄基合金焼結体のヤング率を、第１実施例と同様に測
定した結果を、表１に併せて示す。表１より明らかのご
とく、試料番号Ｃ１の比較用鉄基合金焼結体のヤング率
は20、250kgf/mm2 と低いヤング率であることが分か
る。Comparative Example 1 Commercially available SUS43 as raw material powder
0 A disc-shaped comparative iron having a diameter of about 25 mm was subjected to mixing, molding, sintering, and hot pressing in the same manner as in the first embodiment except that only stainless steel powder (−♯330) was used. A base alloy sintered body test piece was obtained (sample number: C1). Table 1 also shows the results of measuring the Young's modulus of the obtained comparative iron-based alloy sintered body in the same manner as in the first example. As is clear from Table 1, the Young's modulus of the comparative iron-based alloy sintered body of Sample No. C1 is as low as 20, 250 kgf / mm2.
【００５４】（比較例２）原料粉末として、市販の SUS
430 ステンレス鋼粉末（−♯ 330）およびモリブデン硼
化物粉末（平均粒径：１.7μｍ）を用意した。次に、 S
US430 ステンレス鋼粉末とモリブデン硼化物粉末を表１
に示す割合で配合した粉末を、前記第１実施例と同様に
混合、成形、焼結、熱間圧縮加工を施して、直径約２５
mmの円盤状の比較用鉄基合金焼結体試験片を得た（試料
番号：Ｃ２）。得られた比較用焼結体の金属組織を示す
顕微鏡写真図（倍率：６００倍）を、図２に示す。図２
より明らかの如く、その組織は、SUS430ステンレスのフ
ェライト相マトリックス中に、直径数μｍの硼化物粒子
が分散した組織となっている。また、該硼化物粒子の体
積率を測定した結果を、表１に併せて示す。また、これ
ら硼化物粒子中の各元素濃度を、ＥＰＭＡにより局所分
析を行った結果、鉄：１９.0、クロム：３.8、モリブデ
ン：６９.3、硼素：８.2（重量％）であった。この結果
から明らかのように、該硼化物粒子は、マトリックスの
構成元素である鉄を多量に含み、また、クロムも数重量
％含んでいることが認められた。さらに、Ｘ線回折の結
果、化学式Ｍｏ2 （Ｆｅ、Ｃｒ）Ｂ2 で表される鉄−ク
ロム−モリブデン系複硼化物に変化していることが認め
られた。すなわち、原料粉末に配合したモリブデン硼化
物は、鉄合金中で熱力学的に安定でなく、本発明の効果
を奏しないことが分かった。また、得られた鉄基合金の
ヤング率を、第１実施例と同様に測定した。その結果
を、表１に併せて示す。試料番号Ｃ２のモリブデン硼化
物を分散させた鉄基合金は、試料番号Ｃ１に比べて硼化
物の分散によりヤング率が向上しているが、硼化物を２
６.2体積％含みながらもその値は24、580kgf/mm2 に止
まっている。Comparative Example 2 Commercially available SUS was used as a raw material powder.
A 430 stainless steel powder (−♯330) and a molybdenum boride powder (average particle size: 1.7 μm) were prepared. Then, S
Table 1 shows US430 stainless steel powder and molybdenum boride powder
Are mixed, molded, sintered and hot-pressed in the same manner as in the first embodiment to obtain a powder having a diameter of about 25%.
A disc-shaped comparative iron-based alloy sintered body test piece of mm was obtained (sample number: C2). FIG. 2 shows a micrograph (magnification: 600 times) showing a metal structure of the obtained comparative sintered body. FIG.
As is apparent, the structure is a structure in which boride particles having a diameter of several μm are dispersed in a ferrite phase matrix of SUS430 stainless steel. The results of measuring the volume fraction of the boride particles are also shown in Table 1. As a result of local analysis of the concentration of each element in these boride particles by EPMA, it was found that iron: 19.0, chromium: 3.8, molybdenum: 69.3, and boron: 8.2 (% by weight). there were. As is clear from these results, it was confirmed that the boride particles contained a large amount of iron which is a constituent element of the matrix and also contained chromium of several weight%. Further, as a result of X-ray diffraction, it was confirmed that the compound was changed to an iron-chromium-molybdenum double boride represented by a chemical formula of Mo2 (Fe, Cr) B2. That is, it was found that molybdenum boride blended in the raw material powder was not thermodynamically stable in the iron alloy and did not exhibit the effects of the present invention. Further, the Young's modulus of the obtained iron-based alloy was measured in the same manner as in the first example. The results are shown in Table 1. The iron-base alloy in which molybdenum boride of Sample No. C2 is dispersed has an improved Young's modulus due to the dispersion of boride as compared with Sample No. C1, but the amount of boride is 2%.
Even though it contains 6.2% by volume, its value remains at 24,580kgf / mm2.
【００５５】（比較例３）原料粉末として、市販の SUS
430 ステンレス鋼粉末（−♯ 330）およびチタン炭化物
粉末（平均粒径：２μｍ）を用意した。次に、 SUS430
ステンレス鋼粉末とチタン炭化物粉末を表１に示す割合
で配合した粉末を、前記第１実施例と同様に混合、成
形、焼結、熱間圧縮加工を施して、直径約２５mmの円盤
状の比較用鉄基合金焼結体試験片を得た（試料番号：Ｃ
３）。得られた比較用焼結体中の炭化物粒子の体積率を
測定した結果を、表１に併せて示す。また、これら炭化
物粒子中の各元素濃度を、ＥＰＭＡにより局所分析を行
った結果、鉄：１０.4、クロム：２.3、チタン：７１.
3、炭素：１６.0（重量％）であった。この結果から明
らかのように、該炭化物粒子は、マトリックスの構成元
素である鉄を多量に含み、またクロムも数重量％含んで
いることが認められた。この結果と、Ｘ線回折結果によ
り、該炭化物は、その主たる構成元素であるチタン原子
とマトリックスの鉄原子とが大幅に置換していることが
認められた。すなわち、原料粉末に配合したチタン炭化
物は、熱力学的に安定ではなく、本発明の効果を奏して
いないことが分かった。また、得られた鉄基合金のヤン
グ率を、第１実施例と同様に測定した。その結果を、表
１に併せて示す。試料番号Ｃ３のチタン炭化物を添加し
た鉄基合金は、炭化物の分散によりヤング率が向上して
いるが、炭化物を３３.5体積％含みながらもその値は2
5、330kgf/mm2 に止まっている。(Comparative Example 3) Commercially available SUS was used as a raw material powder.
430 stainless steel powder (−♯330) and titanium carbide powder (average particle size: 2 μm) were prepared. Next, SUS430
A powder obtained by mixing stainless steel powder and titanium carbide powder in the proportions shown in Table 1 was mixed, molded, sintered, and hot-pressed in the same manner as in the first embodiment to obtain a disk-shaped powder having a diameter of about 25 mm. Iron-based alloy sintered body test piece was obtained (sample number: C
3). Table 1 also shows the results of measuring the volume fraction of the carbide particles in the obtained comparative sintered body. In addition, as a result of local analysis of the concentration of each element in these carbide particles by EPMA, iron: 10.4, chromium: 2.3, titanium: 71.
3, carbon: 16.0 (% by weight). As is apparent from the results, it was confirmed that the carbide particles contained a large amount of iron which is a constituent element of the matrix and also contained chromium of several weight%. From this result and the result of X-ray diffraction, it was recognized that the carbide was largely substituted by a titanium atom which is a main constituent element thereof and an iron atom of a matrix. That is, it was found that the titanium carbide compounded in the raw material powder was not thermodynamically stable and did not exhibit the effects of the present invention. Further, the Young's modulus of the obtained iron-based alloy was measured in the same manner as in the first example. The results are shown in Table 1. Although the Young's modulus of the iron-based alloy to which titanium carbide was added in Sample No. C3 was improved due to the dispersion of the carbide, the value was 23.5% while containing carbide at 33.5% by volume.
5, Stopped at 330kgf / mm2.
【００５６】（ヤング率分析）前記第１実施例、第２実
施例、比較例２および比較例３により得られた鉄基合金
についてヤング率を測定した結果を、それぞれの硼化物
体積率に対して整理し、 Materials Science and Techn
ology vol.8、 (1992)、 922. に述べられている複合材
料のヤング率理論式によって計算した値と比較したもの
を、図３に示す。図３より明らかのごとく、チタン二硼
化物を分散させた鉄基合金は、計算値とほぼ一致したヤ
ング率を示しており、強化粒子としての優れた特性が十
分発揮された、理論通りの高剛性化効果が得られてい
る。一方、比較例２のモリブデン硼化物を分散させた鉄
基合金のヤング率は、計算値には大きく及ばないことが
分かる。これは、前記考察により明らかのように、鉄合
金中でモリブデン硼化物が鉄−クロム−モリブデン系複
硼化物へ変化することによって、そのヤング率が大幅に
低下し、十分な高剛性化効果が得られなかったことを示
している。また、比較例３の炭化物を分散させた鉄基合
金のヤング率は、やはり計算値に及ばないことが分か
る。これは、前記考察により明らかなように、鉄合金中
でチタン炭化物のチタン原子とマトリックスの鉄原子が
大幅に置換することによって、そのヤング率が低下し、
十分な高剛性化効果が得られなかったことを示してい
る。(Young's Modulus Analysis) The results of measuring the Young's modulus of the iron-based alloys obtained in the first embodiment, the second embodiment, the comparative example 2 and the comparative example 3 are shown with respect to the respective boride volume ratios. Materials Science and Techn
FIG. 3 shows a comparison with the value calculated by the theoretical equation of Young's modulus of the composite material described in ology vol. 8, (1992), 922. As is clear from FIG. 3, the iron-based alloy in which titanium diboride is dispersed shows a Young's modulus almost in agreement with the calculated value, and the excellent properties as the reinforcing particles are sufficiently exhibited. The rigidification effect is obtained. On the other hand, it can be seen that the Young's modulus of the iron-based alloy in which molybdenum boride is dispersed in Comparative Example 2 does not reach the calculated value significantly. This is because, as evident from the above considerations, the molybdenum boride changes into an iron-chromium-molybdenum-based double boride in an iron alloy, whereby the Young's modulus is greatly reduced and a sufficient high rigidity effect is obtained. This indicates that it could not be obtained. Also, it can be seen that the Young's modulus of the iron-based alloy in which the carbide of Comparative Example 3 is dispersed is still below the calculated value. This is, as is apparent from the above considerations, that the Young's modulus is reduced by the large substitution of the titanium atoms of the titanium carbide and the iron atoms of the matrix in the iron alloy.
This indicates that a sufficient rigidity increasing effect was not obtained.
【図１】本発明の第１実施例において得られた鉄基合金
焼結体の金属組織を示す顕微鏡写真図（倍率：６００
倍）である。FIG. 1 is a photomicrograph (magnification: 600) showing the metal structure of an iron-based alloy sintered body obtained in a first embodiment of the present invention.
Times).
【図２】比較例２において得られた比較用鉄基合金焼結
体の金属組織を示す顕微鏡写真図（倍率：６００倍）で
ある。FIG. 2 is a micrograph (magnification: 600 times) showing a metal structure of a comparative iron-based alloy sintered body obtained in Comparative Example 2.
【図３】本発明の第１実施例、第２実施例、比較例２、
比較例３において得られた鉄基合金焼結体に関し、実測
値と理論式によるヤング率計算値とを比較した線図であ
る。FIG. 3 shows a first embodiment, a second embodiment, a comparative example 2,
FIG. 9 is a diagram comparing actual measured values and calculated values of Young's modulus by a theoretical formula with respect to the iron-based alloy sintered body obtained in Comparative Example 3.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K018 AA25 AA33 AB04 BA11 BA13 BA14 BA17 BB04 CA00 DA00 FA00 FA03 FA08 KA01 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page F term (reference) 4K018 AA25 AA33 AB04 BA11 BA13 BA14 BA17 BB04 CA00 DA00 FA00 FA03 FA08 KA01
Claims (9)
る、４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以
上とからなり、 該４Ａ族元素を主体とする硼化物は該マトリックス中で
熱力学的に安定であることを特徴とする高剛性鉄基合
金。1. A matrix comprising iron or an iron alloy, and at least one boride mainly composed of a Group 4A element dispersed in the matrix and having a particle size of 1 to 100 μm. A high-rigidity iron-based alloy characterized in that a boride mainly composed of is thermodynamically stable in the matrix.
は、１〜２０μｍである請求項１記載の高剛性鉄基合
金。2. The high-rigidity iron-based alloy according to claim 1, wherein the boride mainly composed of a Group 4A element has a particle size of 1 to 20 μm.
記マトリックス中に５〜５０体積％分散している請求項
１または２記載の高剛性鉄基合金。3. The high-rigidity iron-based alloy according to claim 1, wherein the boride mainly composed of a Group 4A element is dispersed in the matrix in an amount of 5 to 50% by volume.
硼化物である請求項１〜３のいずれかに記載の高剛性鉄
基合金。4. The high-rigidity iron-based alloy according to claim 1, wherein said boride mainly composed of a Group 4A element is diboride.
2）である請求項４記載の高剛性鉄基合金。5. The method according to claim 1, wherein said diboride is titanium diboride (TiB).
The high-rigidity iron-based alloy according to claim 4, which is 2 ).
重量％以下である請求項１記載の高剛性鉄基合金。6. The matrix according to claim 1, wherein said matrix has a carbon content of 0.1.
2. The high-rigidity iron-based alloy according to claim 1, which is not more than weight%.
元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以上からなる
硼化物粉末とを含む原料粉末を混合して混合粉末とする
原料粉末混合工程と、 該混合粉末を所定形状に成形して成形体とする成形工程
と、 該成形体を焼結して焼結体とする焼結工程とからなり、 該マトリックス中に分散した該４Ａ族元素を主体とする
硼化物は粒径が１〜１００μｍであると共に該マトリッ
クス中で熱力学的に安定であることを特徴とする高剛性
鉄基合金の製造方法。7. A raw material powder mixing step of mixing a raw material powder containing an iron powder and / or an iron alloy powder and a boride powder composed of at least one boride mainly containing a Group 4A element to form a mixed powder. A molding step of molding the mixed powder into a predetermined shape to form a molded body; and a sintering step of sintering the molded body to form a sintered body, wherein the group 4A element dispersed in the matrix is A method for producing a high-rigidity iron-based alloy, wherein the main boride has a particle size of 1 to 100 μm and is thermodynamically stable in the matrix.
ロボロン粉末と、４Ａ族元素を少なくとも一種以上を含
むフェロアロイ粉末とを含む原料粉末を混合して混合粉
末とする原料粉末混合工程と、 該混合粉末を所定形状に成形して成形体とする成形工程
と、 該成形体を焼結して焼結体とする焼結工程とからなり、 フェロボロンとフェロアロイとの反応により４Ａ族元素
を主体とする硼化物の少なくとも一種以上が該マトリッ
クス中に生成・分散させれ、 該４Ａ族元素を主体とする硼化物は粒径が１〜１００μ
ｍであると共に該マトリックス中で熱力学的に安定であ
ることを特徴とする高剛性鉄基合金の製造方法。8. A raw material powder mixing step of mixing a raw material powder containing an iron powder and / or an iron alloy powder, a ferroboron powder, and a ferroalloy powder containing at least one group 4A element to form a mixed powder; A molding step of molding the mixed powder into a predetermined shape to form a molded body; and a sintering step of sintering the molded body to form a sintered body. The reaction between ferroboron and the ferroalloy mainly forms a group 4A element. At least one boride is formed and dispersed in the matrix, and the boride mainly composed of the 4A group element has a particle size of 1 to 100 μm.
m, and thermodynamically stable in the matrix.
７または８に記載の高剛性鉄基合金の製造方法。9. The method according to claim 7, wherein hot working is performed after the sintering step.
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|---|---|---|---|---|
| CN115725908A (en) * | 2021-08-27 | 2023-03-03 | 丰田自动车株式会社 | High-rigidity iron-based alloy and method for producing same |
-
2002
- 2002-02-15 JP JP2002038999A patent/JP2002285303A/en active Pending
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|---|---|---|---|---|
| CN115725908A (en) * | 2021-08-27 | 2023-03-03 | 丰田自动车株式会社 | High-rigidity iron-based alloy and method for producing same |
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