JP2740692B2 - Mold - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 「産業上の利用分野」 この発明は、金型、特にプレス加工機における金型に
関し、プレス打ち抜き回数を大幅に向上させ得る金型に
関するものである。Description: BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a die, particularly a die for a press machine, and more particularly to a die capable of greatly improving the number of times of press punching.

「従来の技術」 従来、プレス加工機における金型を成形するための材
料は、硬度HRA90前後、抗折力が210kg/mm²、圧縮強度が
530kg/mm²前後、粒子の大きさが2.5μｍ前後の微細粒子
合金が使用されてきた。即ち、このような微細粒子合金
の粉末を所望の形状に圧密成形した後に、焼結すること
で目的の形状の金型が得られていた。"Background of the Invention" Conventionally, a material for forming a mold in the press machine, hardness HRA90 longitudinal, transverse rupture strength is 210 kg / mm ^2, compression strength
Fine particle alloys having a particle size of around 530 kg / mm ² and a particle size of around 2.5 μm have been used. That is, after the powder of such a fine particle alloy is compacted into a desired shape and then sintered, a mold having a desired shape has been obtained.

「発明が解決しようとする課題」 しかしながら、この従来の合金は、成形するための材
料となる合金自体の機械的特性から、損耗が激しい欠点
があり、使用回数の限界が早く、そのため頻繁に金型を
交換、補充する必要があり、その設備投資金額はかなり
の高額となってしまい、加工される製品のコストに影響
を及ぼすものとなっていた。[Problems to be Solved by the Invention] However, this conventional alloy has a drawback that it is severely worn due to the mechanical properties of the alloy itself as a material for molding, and the number of times of use is short, so that the metal is frequently used. The mold had to be replaced and refilled, and the capital investment amount was considerably high, which had an effect on the cost of the product to be processed.

ところで本発明者らは、先に、磁気ヘッド用として軟
磁気特性の優れた高飽和磁束密度のFe系軟磁性合金を特
願平２−108308号明細書において平成２年４月24日付け
で特許出願している。By the way, the present inventors have previously made a high saturation magnetic flux density Fe-based soft magnetic alloy having excellent soft magnetic properties for a magnetic head in Japanese Patent Application No. 2-108308 on April 24, 1990. We have applied for a patent.

この特許出願に係る合金の他の１つは、次式で示され
る組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金で
あった。Another one of the alloys according to this patent application was a high saturation magnetic flux density alloy having a composition represented by the following formula.

（Fe_1-aCoa）bBxTyT′ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ａ≦0.05、ｂ≦92原子％、 ｘ＝0.5〜16原子％、ｙ＝４〜10原子％、 ｚ＝0.2〜4.5原子％である。(Fe ₁ -aCoa) bBxTyT′z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and Zr, Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; a ≦ 0.05, b ≦ 92 atomic% X = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%.

また、前記特許出願に係る合金の他の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。Another one of the alloys according to the patent application is a high saturation magnetic flux density alloy having a composition represented by the following formula.

FebBxTyT′ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ｂ≦92原子％、ｘ＝0.5〜16原子％、 ｙ＝４〜10原子％、ｚ＝0.2〜4.5原子％である。FebBxTyT'z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and one or both of Zr and Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; b ≦ 92 at%, x = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%.

更に本発明者らは、前記合金の発展型の合金として、
先に、以下に示す組成の合金について特許出願を行って
いる。Further, the present inventors, as an advanced alloy of the above alloy,
A patent application has been filed for an alloy having the following composition.

この特許出願に係る合金の１つは、次式で示される組
成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であっ
た。One of the alloys according to this patent application was a high saturation magnetic flux density alloy having a composition represented by the following formula.

（Fe_1-aQa）bBxTy 但し、ＱはCo,Niのいずれか、または、両方であり、
ＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれた１
種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいずれ
か、又は両方を含み、 ａ≦0.05、ｂ≦93原子％、 ｘ＝0.5〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。(Fe _1- aQa) bBxTy where Q is either Co or Ni, or both,
T is 1 selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W
A ≦ 0.05, b ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%, which is a kind or two or more kinds of elements and contains one or both of Zr and Hf. is there.

また、前記特許出願に係る合金の他の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。Another one of the alloys according to the patent application is a high saturation magnetic flux density alloy having a composition represented by the following formula.

FebBxTy 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、 ｂ≦93原子％、ｘ＝0.5〜８原子％、 ｙ＝４〜９原子％である。FebBxTy where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W, and includes one or both of Zr and Hf. B ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%.

以上のように本発明者らは、前記各組成の種々のFe系
軟磁性合金を開発したわけであるが、前記組成の合金に
ついて研究を重ねた結果、これらの合金は従来の材料に
比較して極めて硬く機械強度も高いことが判明した。そ
して、これらの合金を金型用として用いても良好な結果
がえられることが判明したので本願発明に到達した。As described above, the present inventors have developed various Fe-based soft magnetic alloys having the above-described compositions.As a result of repeated studies on alloys having the above-described compositions, these alloys have been compared with conventional materials. It was found to be extremely hard and had high mechanical strength. Then, it was found that good results could be obtained even when these alloys were used for molds, and thus the present invention was reached.

本発明は前記課題を解決するためになされたもので、
プレス打ち抜き回数を大幅に向上させ得るとともに、ダ
イ、パンチの研摩精度を向上させ、設備投資の削減を計
ることができる金型を提供することを目的とする。The present invention has been made to solve the above problems,
An object of the present invention is to provide a mold capable of significantly increasing the number of times of press punching, improving the polishing accuracy of a die and a punch, and reducing capital investment.

「課題を解決するための手段」 請求項１に記載した発明は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなるFe系合金を主成分と
し、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金粉末に
よって成形してなるものである。"Means for solving the problem" In order to solve the problem, the invention described in claim 1 has a Fe-based alloy having a composition represented by the following formula as a main component, and has a Hv 900 to 1400 and a particle size of 1 to 1. It is formed by molding a 100 μm Fe-based alloy powder.

（Fe_1-aCoa）bBxTyT′ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ａ≦0.05、ｂ≦92原子％、 ｘ＝0.5〜16原子％、ｙ＝４〜10原子％、 ｚ＝0.2〜4.5原子％である。(Fe ₁ -aCoa) bBxTyT′z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and Zr, Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; a ≦ 0.05, b ≦ 92 atomic% X = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%.

請求項２に記載した発明は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなるFe系合金を主成分と
し、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金粉末に
よって成形してなるものである。In order to solve the above-mentioned problem, the invention described in claim 2 comprises a Fe-based alloy having a composition represented by the following formula as a main component, and is formed from a Fe-based alloy powder having a Hv of 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm. It is.

FebBxTyT′ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ｂ≦92原子％、ｘ＝0.5〜16原子％、 ｙ＝４〜10原子％、ｚ＝0.2〜4.5原子％である。FebBxTyT'z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and one or both of Zr and Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; b ≦ 92 at%, x = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%.

請求項３に記載した発明は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなるFe系合金を主成分と
し、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金粉末に
よって成形してなるものである。In order to solve the above-mentioned problem, the invention according to claim 3 comprises, as a main component, an Fe-based alloy having a composition represented by the following formula, and is formed from an Fe-based alloy powder having a Hv of 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm. It is.

（Fe_1-aQa）bBxTy 但し、ＱはCo,Niのいずれか、または、両方であり、
ＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれた１
種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいずれ
か、又は両方を含み、 ａ≦0.05、ｂ≦93原子％、 ｘ＝0.5〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。(Fe _1- aQa) bBxTy where Q is either Co or Ni, or both,
T is 1 selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W
A ≦ 0.05, b ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%, which is a kind or two or more kinds of elements and contains one or both of Zr and Hf. is there.

請求項４に記載した発明は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなるFe系合金を主成分と
し、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金粉末に
よって成形してなるものである。In order to solve the above-mentioned problem, the invention described in claim 4 is mainly composed of an Fe-based alloy having a composition represented by the following formula, and is formed from an Fe-based alloy powder having a Hv of 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm. It is.

FebBxTy 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、 ｂ≦93原子％、ｘ＝0.5〜８原子％、 ｙ＝４〜９原子％である。FebBxTy where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W, and includes one or both of Zr and Hf. B ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%.

「作用」 本発明に係る金型は前記したような組成を有するFe系
合金で形成されているために、プレス加工機の打ち抜き
回数が大幅に向上し、製品寿命が延びる。従って金型の
交換、補充回数が減って設備投資金額が節減され、ひい
ては加工される製品のコストを低廉化することができ
る。[Operation] Since the mold according to the present invention is formed of the Fe-based alloy having the composition described above, the number of times of punching by the press machine is greatly improved, and the product life is extended. Therefore, the number of times of exchanging and refilling the dies is reduced, so that the capital investment amount can be reduced, and the cost of the processed product can be reduced.

「実施例」 第１図は、本発明をプレス打ち抜装置の金型に適用し
た一実施例を示すもので、この実施例の金型１は円盤状
の本体２の上面中央部に凸部３を形成してなるものであ
る。なお、本実施例では金型１としてプレス打ち抜き装
置の金型を提供するが、金型の形状は第１図に示すもの
に限るものではなく、種々の形状の金型に適用できるの
は勿論である。Embodiment FIG. 1 shows an embodiment in which the present invention is applied to a die of a press punching apparatus. In this embodiment, a die 1 has a convex portion at the center of the upper surface of a disk-shaped main body 2. 3 is formed. In this embodiment, a die of a press punching device is provided as the die 1. However, the shape of the die is not limited to that shown in FIG. 1, and it goes without saying that the present invention can be applied to dies having various shapes. It is.

前記金型１は、以下に説明する合金から構成されてい
る。The mold 1 is made of an alloy described below.

この金型１を形成するFe系合金の１つとして、次式で
示される組成からなるFe系合金を使用することができ
る。As one of the Fe-based alloys forming the mold 1, an Fe-based alloy having a composition represented by the following formula can be used.

（Fe_1-aCoa）bBxTyT′ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ａ≦0.05、ｂ≦92原子％、 ｘ＝0.5〜16原子％、ｙ＝４〜10原子％、 ｚ＝0.2〜4.5原子％である。(Fe ₁ -aCoa) bBxTyT′z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and Zr, Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; a ≦ 0.05, b ≦ 92 atomic% X = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%.

また、金型１を構成する軟磁性合金の１つとして、次
式で示される組成からなる高飽和磁束密度Fe系軟磁性合
金を使用することができる。Further, as one of the soft magnetic alloys constituting the mold 1, a high saturation magnetic flux density Fe-based soft magnetic alloy having a composition represented by the following formula can be used.

FebBxTyT′ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ｂ≦92原子％、ｘ＝0.5〜16原子％、 ｙ＝４〜10原子％、ｚ＝0.2〜4.5原子％である。FebBxTyT'z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and one or both of Zr and Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; b ≦ 92 at%, x = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%.

更に前記金型１を構成するFe系合金の１つとして、次
式で示される組成からなる高飽和磁束密度Fe系軟磁性合
金を使用することができる。Further, as one of the Fe-based alloys constituting the mold 1, a high saturation magnetic flux density Fe-based soft magnetic alloy having a composition represented by the following formula can be used.

（Fe_1-aQa）bBxTy 但し、ＱはCo,Niのいずれか、または、両方であり、
ＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれた１
種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいずれ
か、又は両方を含み、 ａ≦0.05、ｂ≦93原子％、 ｘ＝0.5〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。(Fe _1- aQa) bBxTy where Q is either Co or Ni, or both,
T is 1 selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W
A ≦ 0.05, b ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%, which is a kind or two or more kinds of elements and contains one or both of Zr and Hf. is there.

更にまた、前記金型１を構成するFe系合金の１つとし
て、次式で示される組成からなるFe系合金を使用するこ
とができる。Furthermore, as one of the Fe-based alloys constituting the mold 1, an Fe-based alloy having a composition represented by the following formula can be used.

FebBxTy 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのい
ずれか、又は両方を含み、 ｂ≦93原子％、ｘ＝0.5〜８原子％、 ｙ＝４〜９原子％である。FebBxTy where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W, and includes one or both of Zr and Hf. B ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%.

本発明の金型１に用いる合金は、前記組成の非晶質合
金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から急冷す
ることにより得る工程と、これを加熱し微細な結晶粒を
形成する熱処理工程によって通常得ることができる。こ
の合金において、非晶質相を絵やすくするためには、非
晶質形成能の高いZr、Hfのいずれかを含む必要がある。
またZr、Hfはその一部を他の4A〜6A族元素のうち、Ti,
V,Nb,Ta,Mo,Wと置換することが出来る。ここでCrを含め
なかったのは、Crが他の元素に比べ非晶質形成能が劣っ
ているからであるが、Zr,Hfを適量添加したならば、更
にCrを添加しても良いのは勿論である。The alloy used for the mold 1 of the present invention is obtained by quenching an amorphous alloy or a crystalline alloy containing an amorphous phase having the above-described composition from a molten metal, and by heating this to form fine crystal grains. It can usually be obtained by a heat treatment step. In order to make the amorphous phase easy to paint in this alloy, it is necessary to include either Zr or Hf having high amorphous forming ability.
In addition, Zr and Hf partially include Ti,
It can be replaced with V, Nb, Ta, Mo, W. The reason why Cr was not included here is that Cr is inferior in the ability to form an amorphous phase as compared to other elements.However, if an appropriate amount of Zr or Hf is added, additional Cr may be added. Of course.

Ｂには本発明の金型１に用いる合金の非晶質形成能を
高める効果、および前記熱処理工程において化合物相の
生成を抑制する効果があると考えられ、このためＢ添加
は必須である。Ｂと同様に、Al,Si,C,P等も非晶質形成
元素として一般に用いられており、これらの元素を添加
した場合も本発明に用いる合金と同一とみなすことがで
きる。It is considered that B has the effect of increasing the ability of the alloy used in the mold 1 of the present invention to form an amorphous phase and the effect of suppressing the formation of a compound phase in the heat treatment step. Therefore, the addition of B is essential. Like B, Al, Si, C, P, etc. are generally used as amorphous forming elements, and the addition of these elements can be regarded as the same as the alloy used in the present invention.

本発明に用いる合金においては、Cu,Niおよびこれら
と同族元素のうちから選ばれた少なくとも１種又は２種
以上の元素を0.2原子％以上含む必要がある。添加量が
0.2原子％より少ないと前記の熱処理工程により優れた
特性を得ることができない。また、これらの元素の中で
もCuは特に好適である。The alloy used in the present invention must contain at least one element or two or more elements selected from Cu, Ni and homologous elements in an amount of 0.2 atomic% or more. Addition amount
If it is less than 0.2 atomic%, excellent characteristics cannot be obtained by the heat treatment step. Among these elements, Cu is particularly preferred.

Cu,Ni等の添加により特性が著しく改善される機構に
ついては明らかではないが、結晶化温度を示差熱分析法
により測定したところ、Cu,Ni等を添加した合金の結晶
化温度は、添加しない合金に比べてやや低い温度である
と認められた。これは前記元素の添加により非晶質相が
不均一となり、その結果、非晶質相の安定性が低下した
ことに起因すると考えられる。また不均一な非晶質相が
結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領域が多数で
き不均一核生成するため、得られる組織が微細結晶粒組
織となると考えられる。The mechanism by which the properties are significantly improved by the addition of Cu, Ni, etc. is not clear, but when the crystallization temperature was measured by differential thermal analysis, the crystallization temperature of the alloy added with Cu, Ni, etc. was not added. The temperature was slightly lower than that of the alloy. This is thought to be due to the fact that the amorphous phase became non-uniform due to the addition of the element, and as a result, the stability of the amorphous phase was reduced. Further, when a non-uniform amorphous phase is crystallized, a large number of regions are likely to be partially crystallized and non-uniform nuclei are generated, so that the obtained structure is considered to be a fine crystal grain structure.

また特にFeに対する固溶度が著しく低い元素であるCu
の場合、相分離傾向があるため、加熱によりミクロな組
成ゆらぎが生じ、非晶質相が不均一となる傾向がより顕
著になると考えられ、組織の微細化に寄与するものと考
えられる。In particular, Cu, an element with extremely low solid solubility in Fe
In the case of the above, since there is a tendency for phase separation, it is considered that micro composition fluctuations occur due to heating, and the tendency of the amorphous phase becoming non-uniform becomes more prominent, which is considered to contribute to the refinement of the structure.

以上の観点からCu及びその同族元素、NiおよびPd,Pt
以外の元素でも結晶化温度を低下させる元素には同様の
効果が期待できる。またCuのようにFeに対する固溶限が
小さい元素にも同様の効果が期待できる。From the above viewpoints, Cu and its homologous elements, Ni and Pd, Pt
The same effect can be expected for an element other than the above, which lowers the crystallization temperature. Similar effects can be expected for elements such as Cu which have a small solid solubility limit with respect to Fe.

以上、本発明に用いるFe系合金に含まれる合金元素の
限定理由を説明したが、これらの元素以外でも耐食性を
改善するために、Cr,Ruその他の白金族元素を添加する
ことも可能であり、また、必要に応じて、Y,希土類元
素,Zn,Cd,Ga,In,Ge,Sn,Pb,As,Sb,Bi,Se,Te,Li,Be,Mg,C
a,Sr,Ba等の元素を添加することで磁歪を調整すること
もできる。その他、H,N,O,S等の不可避的不純物につい
ては所望の特性が劣化しない程度に含有していても本発
明に用いるFe系合金の組成と同一とみなすことができる
のは勿論である。As described above, the reasons for limiting the alloy elements contained in the Fe-based alloy used in the present invention have been described.In order to improve corrosion resistance other than these elements, it is also possible to add Cr, Ru, or another platinum group element. And, if necessary, Y, rare earth element, Zn, Cd, Ga, In, Ge, Sn, Pb, As, Sb, Bi, Se, Te, Li, Be, Mg, C
Magnetostriction can also be adjusted by adding elements such as a, Sr, and Ba. In addition, the inevitable impurities such as H, N, O, and S can of course be regarded as having the same composition as the Fe-based alloy used in the present invention even if they contain the desired properties so long as the desired properties are not deteriorated. .

前記合金は、前記組成の非晶質合金あるいは非常質相
を含む結晶質合金を溶湯から急冷することにより得る工
程と、この工程で得られたものを加熱し微細な結晶粒を
析出させる工程によって通常得ることができる。The alloy is obtained by a step of rapidly cooling an amorphous alloy or a crystalline alloy containing an emergency phase from the molten metal having the above composition, and a step of heating the resultant obtained in this step to precipitate fine crystal grains. Usually you can get.

前記組成の合金の溶湯から急冷する場合、溶湯から公
知のアトマイズ法などによって軟磁性合金粉末を得、こ
の粉末を成形し、焼結して金型を形成することができ
る。When the alloy having the above composition is rapidly cooled from a molten metal, a soft magnetic alloy powder can be obtained from the molten metal by a known atomizing method or the like, and the powder can be molded and sintered to form a mold.

そして、得られた金型を必要に応じて熱処理して焼結
するならば、機械強度と硬度が高い金型が得られる。Then, if the obtained mold is heat-treated and sintered as needed, a mold having high mechanical strength and hardness can be obtained.

以下に本発明の金型の製造方法について、合金粉末か
ら金型１を製造する方法に基いて詳細に説明する。Hereinafter, the mold manufacturing method of the present invention will be described in detail based on a method of manufacturing the mold 1 from the alloy powder.

本発明の金型１を製造するには、前記組成の合金を粉
末化してから所望の金型形状に合わせて軟磁性合金粉末
を圧密し、焼結して得ることができる。In order to manufacture the mold 1 of the present invention, the alloy having the above composition can be obtained by pulverizing an alloy having the above composition, then consolidating and sintering the soft magnetic alloy powder in accordance with a desired mold shape.

本発明に用いるFe系合金粉末を得るには、先に本発明
者らが特許出願している組成の軟磁性合金の溶湯からア
トマイズ法などによって急冷して粉末化する工程と、前
記工程で得られたものを加熱し微細な結晶粒を析出させ
る熱処理工程とによって通常得ることが出来る。なお、
前記軟磁性合金粉末を製造する場合、先に本発明者らが
特許出願している合金を作製し、この合金を結晶化温度
以上に加熱し、脆化させた後に粉砕して得ることもでき
る。In order to obtain the Fe-based alloy powder used in the present invention, a step of quenching and powdering a melt of a soft magnetic alloy having a composition for which the present inventors have previously applied a patent by an atomizing method or the like, And a heat treatment step of heating the resultant to precipitate fine crystal grains. In addition,
When producing the soft magnetic alloy powder, it is also possible to prepare an alloy for which the present inventors have previously applied for a patent, heat this alloy to a temperature higher than the crystallization temperature, and pulverize it after embrittlement. .

ここで例えば、アトマイズ法によって磁性合金粉末を
得るには、前記組成の合金材料を高周波溶解炉などを用
いてルツボ内にて金属溶湯とし、ルツボ底部に設けられ
た溶湯噴出用ノズルを通して流下、落下させる。そし
て、噴出用ノズルから落下する溶湯流に対して、例えば
円形状に配置された多孔の噴霧化ノズルにより、窒素ガ
スを所定の圧力で吹き付けて溶湯流を粉末化することに
より得ることができる。Here, for example, in order to obtain a magnetic alloy powder by an atomizing method, the alloy material having the above composition is melted in a crucible using a high-frequency melting furnace or the like, and is dropped and dropped through a melt jet nozzle provided at the bottom of the crucible. Let it. Then, the molten metal flow can be obtained by spraying nitrogen gas at a predetermined pressure to the molten metal flow falling from the jet nozzle by, for example, a porous atomizing nozzle arranged in a circular shape to powderize the molten metal flow.

また、前記組成のFe系合金は、結晶化温度以上に加熱
することで脆くなることが本発明者らの研究で判明して
いるので、この特性を利用して粉末化することもでき
る。前記組成の合金を結晶化温度℃以上、好ましくは、
500〜650℃の温度範囲に加熱して脆化させ、この状態で
粉砕し、粒径を揃えることにより粉末化することもでき
る。In addition, the inventors of the present invention have found that the Fe-based alloy having the above composition becomes brittle when heated to a temperature higher than the crystallization temperature. Crystallizing temperature of the alloy of the composition or higher, preferably,
Heating to a temperature range of 500 to 650 ° C. causes embrittlement, pulverization in this state, and pulverization by adjusting the particle size.

次に前記組成の合金を実際に製造し、得られた合金の
特性を測定した結果を示す。Next, the results of actually manufacturing an alloy having the above composition and measuring the properties of the obtained alloy are shown.

以下の例に示す各合金は片ロール液体急冷法により作
成した。すなわち、１つの回転している鋼製ロール上に
おかれたノズルより溶融金属をアルゴンガスの圧力によ
り前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。以上
のように作成した薄帯の幅は約15mmであり、厚さは約20
〜40μｍであった。Each alloy shown in the following examples was prepared by a single roll liquid quenching method. That is, a molten metal is jetted from a nozzle placed on one rotating steel roll onto the roll by the pressure of argon gas, and rapidly cooled to obtain a ribbon. The width of the ribbon created as above is about 15 mm and the thickness is about 20
4040 μm.

まず、本発明に用いる合金の磁気特性および構造に及
ぼす熱処理の効果について本合金の一つであるFe₈₆Zr₇B
₆Cu₁合金を例にとって以下に説明する。なお、昇温速度
毎分10℃の示差熱分析により求めたFe₈₆Zr₇B₆Cu₁合金の
結晶化開始温度は503℃であった。First, regarding the effect of heat treatment on the magnetic properties and structure of the alloy used in the present invention, one of the present alloys, Fe ₈₆ Zr ₇ B
The ₆ Cu ₁ alloy will be described below as an example. The crystallization start temperature of the Fe ₈₆ Zr ₇ B ₆ Cu ₁ alloy determined by differential thermal analysis at a rate of temperature increase of 10 ° C. per minute was 503 ° C.

また、Fe₈₆Zr₇B₆Cu₁合金の熱処理前後の構造の変化を
Ｘ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電子顕微
鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ第２図と第３図に示
す。In addition, changes in the structure of the Fe ₈₆ Zr ₇ B ₆ Cu ₁ alloy before and after the heat treatment were examined by X-ray diffraction, and the structure after the heat treatment was observed using a transmission electron microscope. The results are shown in FIGS. 2 and 3, respectively. Shown in

第２図より、急冷状態では非晶質に特有のハローな回
折図形が、熱処理後には体心立方晶に独特の回折図形が
それぞれ認められ、本合金の構造が熱処理により、非晶
質から体心立方晶へと変化したことがわかる。そして第
３図より、熱処理後の組織が、粒径約100Å程度の微結
晶から成ることがわかる。また、Fe₈₆Zr₇B₆Cu₁合金につ
いて熱処理前後の硬さの変化を調べたところ、ビッカー
ス硬さで急冷状態の740DPNから650℃熱処理後には1390D
PNと従来材料にない高い値まで増加した。From FIG. 2, a halo diffraction pattern peculiar to the amorphous phase in the quenched state and a diffraction pattern peculiar to the body-centered cubic crystal after the heat treatment are observed. It turns out that it changed to the center cubic system. From FIG. 3, it can be seen that the structure after the heat treatment is composed of microcrystals having a grain size of about 100 °. In addition, when the change in hardness before and after the heat treatment of the Fe ₈₆ Zr ₇ B ₆ Cu ₁ alloy was examined, the Vickers hardness was 1390 D
PN and increased to higher values than conventional materials.

以上のごとく前記組成の合金は、前述の組成を有する
非晶質合金を熱処理により結晶化させ、超微細結晶粒を
主とする組織を得ることにより、高飽和磁束密度でかつ
軟磁気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安定性を有す
る優れた特性を得ることができることが明らかである。As described above, the alloy having the above composition has a high saturation magnetic flux density and excellent soft magnetic properties by crystallizing an amorphous alloy having the above composition by heat treatment to obtain a structure mainly including ultrafine crystal grains. It is clear that excellent properties having higher hardness and higher thermal stability can be obtained.

次に前記の如く得られた合金を粉末化する場合につい
て説明する。Next, a case where the alloy obtained as described above is powdered will be described.

前記の合金は強度が高く堅いので、そのままの状態で
は粉砕して粉末化することは難しい。よって、前記の如
く得られた合金を500℃以上に加熱して脆化させた状態
でボールミル、アトライターなどの粉砕装置により粉砕
する。この操作によって粒径１〜100μｍ程度の軟磁性
合金粉末を得ることができる。Since the above alloy has high strength and is hard, it is difficult to pulverize and pulverize it as it is. Therefore, the alloy obtained as described above is heated to 500 ° C. or more and crushed by a crushing device such as a ball mill or an attritor in a state where the alloy is embrittled. By this operation, a soft magnetic alloy powder having a particle size of about 1 to 100 μm can be obtained.

次にこの軟磁性合金粉末を用いて金型１を製造する場
合について説明する。Next, a case where the mold 1 is manufactured using the soft magnetic alloy powder will be described.

まず、第４図に示すように、プレス装置Ｐの上型PUと
下型PLとによって、軟磁性合金粉末Ａを所定形状のコア
Ｂに一次成形する。この一次成形コアＢは、次に第５図
に示す加圧カプセル10内に圧力媒体粉末Ｃとともに封入
される。図面では、維持成形コアＢを１つのみ描いてい
るが、実際には多数の一次形成コアＢが同時に加圧カプ
セル10内に封入される。First, as shown in FIG. 4, a soft magnetic alloy powder A is primarily formed into a core B having a predetermined shape by an upper die PU and a lower die PL of a press device P. This primary molding core B is then enclosed together with a pressure medium powder C in a pressure capsule 10 shown in FIG. Although only one maintenance molding core B is illustrated in the drawing, many primary forming cores B are actually enclosed in the pressure capsule 10 at the same time.

加圧カプセル10は、有底筒状の本体11と、この本体11
の上部に被せる蓋体12とからなり、蓋体12には脱気パイ
プ13が開口している。この加圧カプセル10内には、蓋体
12を外した状態において、本体11内に一次成形コアＢと
圧力媒体粉末Ｃが充填される。次いで、本体11の上部内
面に一次成形コアＢおよび圧力媒体粉末Ｃが通過しない
メッシュ板14を被せて、本体11と蓋体12を溶接し、本体
11と蓋体12間の隙間をなくす。そして脱気パイプ13を潰
して、内部に一次成形コアＢおよび圧力媒体粉末Ｃを封
入した密閉されたワーク30（加圧カプセル10）を完成す
る。The pressurized capsule 10 has a bottomed cylindrical main body 11 and this main body 11
A lid 12 is placed on the upper part of the device, and a degassing pipe 13 is opened in the lid 12. Inside this pressurized capsule 10, there is a lid
With the 12 removed, the main body 11 is filled with the primary molding core B and the pressure medium powder C. Next, the upper inner surface of the main body 11 is covered with a mesh plate 14 through which the primary molded core B and the pressure medium powder C do not pass, and the main body 11 and the lid 12 are welded.
Eliminate the gap between 11 and lid 12. Then, the deaeration pipe 13 is crushed to complete a sealed work 30 (pressurized capsule 10) in which the primary molding core B and the pressure medium powder C are sealed.

なお脱気する際には、加圧カプセル10を加熱炉Ｆに入
れ、約500℃〜600℃前後の温度を加える。これはガス抜
きをより完全にするための加熱で、この種の脱気では常
套的に行なわれる。When degassing, the pressurized capsule 10 is placed in the heating furnace F, and a temperature of about 500 ° C. to 600 ° C. is applied. This is heating to make the degassing more complete and is customary in this type of degassing.

圧力媒体粉末Ｃは、軟磁性合金粉末Ａ（一次成形コア
Ｂ）と化学反応しない材料から選定して用いる。ここで
一次成形コアＢが前記組成のFe系軟磁性合金粉末である
ので、ZrO₂粉末を用いると良い。この他、MgO粉末を用
いても良い。The pressure medium powder C is selected from materials that do not chemically react with the soft magnetic alloy powder A (primary molded core B). Here, since the primary molding core B is the Fe-based soft magnetic alloy powder having the above composition, it is preferable to use ZrO ₂ powder. In addition, MgO powder may be used.

第６図は、このワーク30を高温高圧下で処理する熱間
熱間静水圧プレス20の概念図で、高圧円筒21の上下が上
蓋22とした蓋23で開閉および閉塞可能となっている。上
蓋22には高圧ガス導入管24が開口している。高圧円筒21
内には、ワーク30の支持台25と、ヒータ26とが位置して
おり、高圧円筒21とヒータ26の間には、断熱層27が設け
られている。FIG. 6 is a conceptual diagram of a hot hot isostatic press 20 for processing the work 30 under high temperature and high pressure. The upper and lower sides of a high pressure cylinder 21 can be opened and closed and closed by a lid 23 serving as an upper cover 22. A high-pressure gas introduction pipe 24 is open in the upper lid 22. High pressure cylinder 21
Inside, a support 25 for the work 30 and a heater 26 are located, and a heat insulating layer 27 is provided between the high-pressure cylinder 21 and the heater 26.

ワーク30は、この熱間静水圧プレスの支持台25上に載
置され、ヒータ26によって高温に熱せられると同時に、
導入管24から導入される圧力媒体としての高圧ガスによ
り、等方性の圧力を受ける。その結果、ワーク30（カプ
セル10）は全体が圧縮変形される。この圧縮変形の過程
において、加圧カプセル10内の一次成形コアＢは、圧力
媒体粉末Ｃを介して等方圧力を受ける。また、ヒータ26
による熱も、圧力媒体粉末Ｃを介して受けるために、一
次成形コアＢが急激に加熱されることがなく、急激加熱
に起因する一次成形コアＢの割れや変形を生じることが
ない。即ち、一次成形コアＢは均等に圧縮され、内部の
気泡が除かれて最終的に焼結され、金型１が完成する。
この金型１は、一次成形コアＢに比して縮むため、縮み
代を考慮して一次成形コアＢの形状を決定しておく。The work 30 is placed on a support 25 of the hot isostatic press and heated to a high temperature by the heater 26,
The isotropic pressure is received by the high-pressure gas as a pressure medium introduced from the introduction pipe 24. As a result, the entire work 30 (capsule 10) is compressed and deformed. In the course of this compression deformation, the primary molding core B in the pressure capsule 10 receives isotropic pressure via the pressure medium powder C. In addition, heater 26
Is also received via the pressure medium powder C, so that the primary molding core B is not rapidly heated, and the primary molding core B is not cracked or deformed due to rapid heating. That is, the primary molding core B is uniformly compressed, the internal air bubbles are removed and finally sintered, and the mold 1 is completed.
Since the mold 1 shrinks compared to the primary molding core B, the shape of the primary molding core B is determined in consideration of the shrinkage allowance.

以上のようにして圧縮変形されたワーク30は、熱間静
水圧プレスから取り出して後、第７図に示すようにその
本体11および蓋体12を壊して、内部の完成された金型１
を取り出す。金型１はプレス装置Ｐによって予め所定の
形状に加工されているために、金型１としてそのまま使
用することができる。After the work 30 compressed and deformed as described above is taken out of the hot isostatic press, the main body 11 and the lid 12 are broken as shown in FIG.
Take out. Since the mold 1 has been previously processed into a predetermined shape by the press device P, the mold 1 can be used as it is.

以上説明の如く製造された金型１は打ち抜き装置にセ
ットして打ち抜き用に使用することができる。The die 1 manufactured as described above can be set in a punching device and used for punching.

また、以上の熱間静水圧プレスにおいて、一次成形コ
アＢは、これと化学反応しない圧力媒体粉末Ｃで覆われ
るため、完成された金型１に、性質の変化を生じるおそ
れはない。Further, in the hot isostatic pressing described above, the primary molding core B is covered with the pressure medium powder C that does not chemically react with the primary molding core B, so that there is no possibility that the finished mold 1 will change its properties.

なお、以上の説明においては、凸部３を有する金型１
を製造する場合について説明したが、プレス装置Ｐの型
の形状を適宜変更することで、環状の金型１に限らず、
他の種々の形状の金型を形成することができる。従っ
て、種々の複雑な形状の金型１を製造できることも勿論
である。In the above description, the mold 1 having the convex portion 3
Was described, but by appropriately changing the shape of the press device P, the present invention is not limited to the annular mold 1,
Molds of various other shapes can be formed. Therefore, it is needless to say that the mold 1 having various complicated shapes can be manufactured.

次に、第４図ないし第７図を基に先に説明した方法に
よって金型１を製造し、この金型１の性能を測定した。Next, the mold 1 was manufactured by the method described above with reference to FIGS. 4 to 7, and the performance of the mold 1 was measured.

Fe系軟磁性合金の超微粒子粉末として、Fe₉₀Zr₇B₂Cu₁
なる組成の合金を結晶化温度以上に加熱して粉砕するこ
とにより得たものを用いた。Fe ₉₀ Zr ₇ B ₂ Cu ₁
An alloy obtained by heating an alloy having a composition equal to or higher than the crystallization temperature and pulverizing the alloy was used.

この軟磁性合金粉末をプレス装置によって環状になる
ように一次成形した。次にこの一次成形品に、真空を含
む不活性ガス雰囲気中において500〜600℃で予備焼結を
行った。次いでこの一次成形品を温度600℃、圧力5000
気圧、焼結時間１時間に設定して熱間静水圧プレスを行
い、金型を得た。This soft magnetic alloy powder was primarily formed into a ring shape by a press device. Next, this primary molded product was pre-sintered at 500 to 600 ° C. in an inert gas atmosphere including vacuum. Next, the primary molded product was heated at a temperature of 600 ° C and a pressure of 5000.
Hot isostatic pressing was performed at an atmospheric pressure and a sintering time of 1 hour to obtain a mold.

第８図は得られた金型による打ち抜き加工の実績数値
を表すものであり、従来に比してはるかにパンチ数が向
上していることが明らかになった。FIG. 8 shows the actual numerical values of the punching process using the obtained dies, and it has become clear that the number of punches is much higher than in the past.

以上説明したことから、本発明により、耐久性に優れ
た打ち抜き用の金型を得ることができることが判明し
た。From the above description, it has been found that the present invention can provide a punching die having excellent durability.

「発明の効果」 以上説明したように本発明は、金型が特定の組成のFe
径合金から形成されるので、高い機械特性と熱安定性を
備え、パンチ数が多い優れた金型を得ることができる効
果がある。従って、本発明の金型は、金型の交換、補充
の回数を大きく削減して設備資金額を抑制でき、結果的
に加工される製品コストの低減を図ることができるもの
である。[Effects of the Invention] As described above, the present invention provides a method in which a mold has a specific composition of Fe.
Since it is formed from a diameter alloy, there is an effect that an excellent mold having high mechanical properties and thermal stability and having many punches can be obtained. Therefore, the mold of the present invention can greatly reduce the number of times of exchanging and refilling the mold, thereby suppressing the amount of equipment capital, and as a result, the cost of the product to be processed can be reduced.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

第１図は本発明の第１実施例の斜視図、第２図は本発明
に用いる合金の一例の熱処理後の構造変化を示すＸ線回
折図形を示すグラフ、第３図は本発明の金型に用いる合
金の一例の金属組織の顕微鏡写真の模式図、第４図はプ
レス装置により合金粉末から一次成形コアを形成する模
様を示す模式図、第５図（Ａ）〜（Ｃ）は一次成形コア
を加圧カプセル内に入れる様子を示す断面図、第６図は
第５図に示す加圧カプセルを高温下で加圧する熱間静水
圧プレスの概念図、第７図は加圧カプセル内から金型を
取り出す状態を示す模式図、第８図は本発明の金型の打
ち抜き回数を示すグラフである。 Ａ……合金粉末、Ｂ……一次成形コア、Ｃ……圧力媒体
粉末、１……金型、２……本体、３……凸部、10……圧
力カプセル、11……本体、12……蓋体、13……脱気パイ
プ、20……熱間静水圧プレス、21……高圧円筒、24……
高圧ガス導入管、26……ヒータ、30……ワーク（加圧カ
プセル）。FIG. 1 is a perspective view of a first embodiment of the present invention, FIG. 2 is a graph showing an X-ray diffraction pattern showing a structural change of an example of an alloy used in the present invention after heat treatment, and FIG. FIG. 4 is a schematic diagram of a micrograph of a metal structure of an example of an alloy used for the mold, FIG. 4 is a schematic diagram showing a pattern of forming a primary molded core from an alloy powder by a pressing device, and FIGS. 5 (A) to (C) are primary diagrams. FIG. 6 is a cross-sectional view showing a state in which the molded core is put in a pressure capsule, FIG. 6 is a conceptual diagram of a hot isostatic press for pressing the pressure capsule shown in FIG. 5 at a high temperature, and FIG. FIG. 8 is a schematic diagram showing a state in which the mold is taken out from the mold, and FIG. 8 is a graph showing the number of times of punching of the mold of the present invention. A: Alloy powder, B: Primary molded core, C: Pressure medium powder, 1: Mold, 2: Body, 3: Convex part, 10: Pressure capsule, 11: Body, 12 ... ... lid, 13 ... degassing pipe, 20 ... hot isostatic press, 21 ... high-pressure cylinder, 24 ...
High pressure gas inlet pipe, 26 ... heater, 30 ... work (pressurized capsule).

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅 11―806 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing on the front page (72) Inventor Akihisa Inoue Sendai-shi, Aoba-ku, Miyagi Prefecture

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】次式で示される組成からなるFe系合金を主
成分とし、硬度Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系
合金粉末を圧密焼結してなることを特徴とする金型。 （Fe_1-aCo_a）_bB_xT_yT′_ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれ
た１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいず
れか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ａ≦0.05、ｂ≦92原子％、 ｘ＝0.5〜16原子％、ｙ＝４〜10原子％、 ｚ＝0.2〜4.5原子％である。1. A gold alloy comprising a Fe-based alloy having a composition represented by the following formula as a main component, and a Fe-based alloy powder having a hardness of Hv 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm, which is compacted and sintered. Type. (Fe _1-a Co _a ) _b B _x T _y T ′ _z where T is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W T ′ is one or two or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt. 0.05, b ≦ 92 at%, x = 0.5 to 16 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%. 【請求項２】次式で示される組成からなるFe系合金を主
成分とし、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金
粉末を圧密焼結してなることを特徴とする金型。 Fe_bB_xT_yT′_ｚ 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれ
た１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいず
れか、又は両方を含み、Ｔ′はCu,Ag,Au,Ni,Pd,Ptから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 ｂ≦92原子％、ｘ＝0.5〜16原子％、 ｙ＝４〜10原子％、ｚ＝0.2〜4.5原子％である。2. A mold comprising a Fe-based alloy having a composition represented by the following formula as a main component, and a compact obtained by compacting and sintering an Fe-based alloy powder having a Hv of 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm. . _{Fe b B x T y T '} z where T is Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, is one or more elements selected from the group consisting of W, and, Zr, Hf Wherein T ′ is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Ni, Pd, and Pt; b ≦ 92 atomic%, x = 0.5 1616 at%, y = 4 to 10 at%, z = 0.2 to 4.5 at%. 【請求項３】次式で示される組成からなるFe系合金を主
成分とし、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金
粉末によって成形してなることを特徴とする金型。 （Fe_1-aQ_a）_bB_xT_y 但し、ＱはCo,Niのいずれか、または、両方であり、Ｔ
はTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいずれか、
又は両方を含み、 ａ≦0.05、ｂ≦93原子％、 ｘ＝0.5〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。3. A mold comprising a Fe-based alloy having a composition represented by the following formula as a main component and molded from an Fe-based alloy powder having a Hv of 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm. (Fe _1-a Q _a ) _b B _x T _y where Q is either or both of Co and Ni, and T
Is one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W, and any of Zr, Hf,
Or both, a ≦ 0.05, b ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%. 【請求項４】次式で示される組成からなるFe系合金を主
成分とし、Hv900〜1400、粒径が１〜100μｍのFe系合金
粉末によって成形してなることを特徴とする金型。 Fe_bB_xT_y 但しＴはTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wからなる群から選ばれ
た１種又は２種以上の元素であり、且つ、Zr,Hfのいず
れか、又は両方を含み、 ｂ≦93原子％、ｘ＝0.5〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％
である。4. A mold comprising a Fe-based alloy having a composition represented by the following formula as a main component and molded from an Fe-based alloy powder having a Hv of 900 to 1400 and a particle size of 1 to 100 μm. Fe _b B _x T _y where T is Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, is one or more elements selected from the group consisting of W, and, Zr, either Hf Or both, b ≦ 93 at%, x = 0.5 to 8 at%, y = 4 to 9 at%
It is.