JP3898387B2 - 高剛性鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高いヤング率を有する高剛性鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、構造用金属材料としては、鋼や鉄系合金が広く利用されている。これらの金属材料は、その使用目的に応じて、強度、延性、靱性等の機械的性質が付与されている。この機械的性質の付与は、合金元素の添加や熱処理などを施すことにより、極めて多様な組織変化を生じさせることでなされている。
【０００３】
このような構造用金属材料を用いた実部品において、その性能を左右する材料特性のひとつに、剛性がある。この剛性を表す指標として、ヤング率（縦弾性係数）をあげることができる。
【０００４】
金属材料のヤング率は、金属材料を構成する原子間の結合力を反映する物性値である。このため、鋼や鉄系合金においては、上記の多様な組織変化にもかかわらず、ヤング率は１９０〜２１０ＧＰａ程度の固有な値であり、このヤング率を大幅に向上させることは困難である。
【０００５】
このような実状において、鋼や鉄系合金のヤング率を向上させる手段としては、高ヤング率の化合物相をＦｅ基マトリックスに分散させ、複合化させることが唯一の現実的な手段であった。
【０００６】
剛性を向上させた高剛性鉄基合金については、たとえば、特開平７−１８８８７４号公報に開示されている。この高剛性鉄基合金は、鉄または鉄系合金からなるマトリックスに、４Ａ族元素を主体とするホウ化物の少なくとも１種以上を分散させた鉄基合金である。さらに、この高剛性鉄基合金の製造方法も開示されている。
【０００７】
しかしながら、特開平７−１８８８７４号に記載の高剛性鉄基合金は、ホウ化物の複合化により高ヤング率が得られるが、ホウ素がホウ化物の化学量論比より過剰になると、過剰なホウ素は鉄または鉄基合金のマトリックス中にほとんど固溶できないため、マトリックスの鉄あるいは鉄基合金成分と結合して、鉄ホウ化物や鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物を形成する。また一方、４Ａ族元素が大幅に過剰になると、同様にマトリックスの鉄あるいは鉄基合金成分と結合して、ラーベス相等の金属間化合物を形成する。ここで、鉄ホウ化物、複合ホウ化物相およびラーベス相は、原子間の結合力が４Ａ族元素のホウ化物ほど高くないため、マトリックス中に鉄ホウ化物やラーベス相を一定以上の割合で有するとヤング率が低下するとともに、マトリックスが著しく硬化・脆化して実部品に適用しうる鋼としての特性を失うという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記実状に鑑みてなされたものであり、高いヤング率を有する高剛性鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために本発明者等は、マトリックスに分散される４Ａ族元素のホウ化物とともに、他のホウ素を含む化合物ならびに４Ａ族元素を含む金属間化合物の量を調整することで上記課題を解決できることを見出した。
【００１０】
すなわち、本発明の高剛性鋼は、鉄または鉄合金よりなるマトリックスと、マトリックス中に分散保持された４Ａ族元素のホウ化物と、からなる高剛性鋼であって、全体を１００体積％とした場合、４Ａ族元素のホウ化物は５〜６５体積％を占め、かつ４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合、１６以下のマトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物の少なくとも１種を含み、４Ａ族元素とホウ素との配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように調整された原料から製造されてなることを特徴とする。
【００１１】
本発明の高剛性鋼は、高ヤング率の４Ａ族元素のホウ化物を鉄系のマトリックスに分散させることで鉄系合金に剛性を付与し、同時に４Ａ族元素のホウ化物以外のホウ化物および４Ａ族元素を含む金属間化合物の量を制御することで、鋼としての特性である靱性、延性を保ちながら、その剛性を向上させている。
【００１５】
【発明の実施の形態】
（高剛性鋼）
本発明の高剛性鋼は、鉄または鉄合金よりなるマトリックスと、マトリックス中に分散保持された４Ａ族元素のホウ化物と、からなる高剛性鋼である。
【００１６】
本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素のホウ化物をマトリックスに分散させることで、剛性を向上させている。すなわち、マトリックスに高ヤング率の粒子を分散させることで、鋼のヤング率を高くしている。
【００１７】
４Ａ族元素のホウ化物は、規則的に４Ａ族元素とホウ素が配置された結晶構造を有し、共有性結合によって構成原子が強固に結合している。このため、構成原子の結合力が反映されるヤング率が高くなっている。また、４Ａ族元素のホウ化物は、鉄合金中で熱力学的に極めて安定であるため、異種元素の侵入・置換、あるいは他の複合化合物の形成など、マトリックスとの間に反応に起因する結晶学的および冶金学的な変化を生じない。
【００１８】
本発明の高剛性鋼は、全体を１００体積％とした場合、４Ａ族元素のホウ化物が５〜６５体積％を占める。すなわち、４Ａ族元素のホウ化物を５〜６５体積％とすることで、剛性を向上させる。ここで、４Ａ族元素のホウ化物が、５体積％未満では高剛性化の効果が得られず、６５体積％を超えるとホウ化物どうしの凝集や、合体が生じ、鋼の機械的特性が低下するようになる。
【００１９】
本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合、１６以下のマトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物の少なくとも１種を含む。４Ａ族元素のホウ化物以外のホウ素を含む化合物とは、たとえば、鉄のホウ化物や、請求項２〜５に記載の合金元素が添加された場合には、鉄とこれらの合金元素との複ホウ化物等をいう。また、金属間化合物とは、たとえば、鉄と４Ａ族元素との金属間化合物であるＦｅ2Ｍ（ラーベス相）等や、請求項２〜５に記載の合金元素が添加された場合には、これらの合金元素と４Ａ族元素との金属間化合物等をいう。
【００２０】
マトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物が、マトリックスに１６体積％を超えて析出すると、高剛性鋼中での４Ａ族元素のホウ化物量が相対的に減少し、鉄系合金のヤング率の向上の効果が低下するとともに、マトリックスが著しく硬化・脆化して実部品に適用しうる鋼としての特性を失うという問題があった。
【００２１】
４Ａ族元素のホウ化物は、４Ａ族元素である、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）のホウ化物の一種以上が用いられる。ホウ化物は、単体としてのヤング率が少なくとも２５０００ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば、その分散により高剛性化の確かな効果が得られる。中でも、ＭＢ2（Ｍ：４Ａ族元素）で示される４Ａ族元素の二ホウ化物が、特に高いヤング率を有するため、好ましい。
【００２２】
本発明の高剛性鋼は、マトリックス中で４Ａ族元素のホウ化物の粒径が１００μｍ以下となっていることが好ましい。４Ａ族元素のホウ化物の粒径が１００μｍ以下となることで、実用レベルの機械的性質を高剛性鋼にもたらすことができる。より好ましい粒径は、２０μｍ以下である。
【００２３】
マトリックスは、鉄または鉄合金よりなる。すなわち、純鉄あるいは鉄系合金をマトリックスとして用いることができる。また、鉄合金としては、フェライト系、オーステナイト系、あるいはマルテンサイト系など、広範囲な鉄合金を用いることができる。
【００２４】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｖ、Ｃｒの１種以上を、その合計が２５．０重量％以下含むことが好ましい。これらの元素はマトリックスの二つの基本結晶構造のうち、より高ヤング率なＢＣＣ構造のフェライトを安定化し、本高剛性鋼においてさらなる高ヤング率化を促進する。これらの元素が２５．０重量％を超えると鉄との脆性化合物として有名なシグマ相が析出し、マトリックスを著しく脆化させる。
【００２５】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｎｉ、Ｃｏの１種以上を、その合計が２５．０重量％以下含むことが好ましい。これらの元素をマトリックスに含むことで、マトリックスにＦＣＣ構造のオーステナイトを導入し、フェライトのみのマトリックスに比べ、破壊靱性を向上させる。これらの元素が２５．０重量％を超えるとオーステナイト主体のマトリックスとなり、フェライト主体のマトリックスに対し、ヤング率が大幅に低下する。
【００２６】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｃｕを１０．０重量％以下含むことが好ましい。ここで、Ｃｕをマトリックスが含むという状態は、マトリックスがＣｕを固溶している状態、およびε−Ｃｕ相として析出している状態の両方を示す。マトリックスがＣｕを含むことで、鋼の強度が向上するが、特にＣｕが超微細整合析出をした場合、鋼が著しく高強度化される。ここで、Ｃｕが１０．０重量％を超えるとマトリックスのヤング率が低下するとともに、熱間加工時に液相割れなどを起こしやすくなり、実用上の問題が生じるようになる。Ｃｕは、０．２重量％以上であることがより好ましい。Ｃｕが０．２重量％以上で、マトリックスの強度の向上の効果が実用上において、十分となる。
【００２７】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆの１種以上の元素を、その合計が１０．０重量％以下含むことが好ましい。これらの元素は、マトリックス中において、固溶もしくは析出状態で、マトリックスの強度を向上させ、得られる高剛性鋼の強度を向上させる。ここで、これらの元素量が１０．０重量％を超えるとフェライト相を著しく硬化させるとともに、多量の析出物が生じ、マトリックスを著しく脆化させる。
【００２８】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｃを０．５重量％以下含むことが好ましい。Ｃを０．５重量％以下にすることで、マトリックスに分散される４Ａ族元素のホウ化物の熱力学的安定性が保たれるようになる。すなわち、高温においても、ホウ化物の４Ａ族元素とＣにより、炭化物や炭ホウ化物が形成されることが抑制される。このため４Ａ族元素のホウ化物による高ヤング率化の効果を最大限に引き出す。ここで、Ｃが０．５重量％を超えると、上記炭化物や炭ホウ化物が多量に形成され、高剛性鋼の破壊脆性を著しく低下させるので、実用上好ましくなくなる。
【００２９】
本発明の高剛性鋼は、上記した組成および構成をもつものであればよく、その製造方法によって、限定されるものではない。
【００３０】
本発明の高剛性鋼は、次の方法によって確実に製造することができる。すなわち、本発明の高剛性鋼は、原料混合工程と、成形工程と、焼結工程と、を施してなることが好ましい。すなわち、調整された粉末原料を所定の形状に成形した後に、焼結させることで製造できる。
【００３１】
原料混合工程は、４Ａ族元素のホウ化物原料粉末と、マトリックス原料粉末とを、混合する工程である。
【００３２】
４Ａ族元素のホウ化物原料粉末は、４Ａ族元素のホウ化物そのものの粉末、および／または４Ａ族元素粉末、ホウ素粉末、４Ａ族元素を含有した４Ａ族元素原料粉末、ホウ素を含有したホウ素含有粉末、を焼結したときに４Ａ族元素のホウ化物を形成可能に組み合わせてなる粉末である。すなわち、本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素のホウ化物があらかじめ形成された原料粉末を配合するか、あるいは／および４Ａ族元素粉末とホウ素原料粉末とを混合してその後の焼結工程において両元素の反応により生成させることでマトリックスに分散させる。
【００３３】
ホウ化物原料粉末は、４Ａ族元素とボロンとの配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０に調整されている。４Ａ族元素とボロンとの配合比率を原子比で０．６０３〜０．８０に調整することで、４Ａ族元素のホウ化物以外のホウ素を含む化合物であるホウ化鉄や、４Ａ族元素を含む金属間化合物相を形成することを抑制することができる。
【００３４】
ホウ化物原料粉末は、それぞれ公知の方法により調整されたものや市販の粉末を用いることができる。また、ホウ化物原料粉末として４Ａ族元素のホウ化物粉末を用いる場合は、その平均粒径が数μｍ以下の粉末を用いることが好ましい。このため、粒径が大きな粉末の場合には、ボールミル、振動ミル、アトライタ等の装置により粉砕しておくことが好ましい。
【００３５】
マトリックス原料粉末は、鉄または鉄合金から選択される１種以上の粉末である。また、このマトリックス原料粉末は、市販のもの、あるいは公知の方法により作成されたものなど、いずれの鉄粉末あるいは鉄合金粉末を用いてもよい。たとえば、アトマイズ法により作製された市販の純鉄粉、ステンレス粉末等の粉末をそのまま用いることができる。
【００３６】
マトリックス原料粉末は、たとえば平均粒径が１８０μｍ以下の普通粒度のものを用いることができる。より好ましくは、平均粒径が４５μｍ以下の粉末である。すなわち、平均粒径を４５μｍ以下とすることで焼結体の緻密化が促進されること、４Ａ族元素のホウ化物粉末を用いる場合にその分散を容易に均一化出来るようになる。また、このことは、マトリックス原料粉末の粒径が、４５μｍより大きな粉末の使用を排除するものではない。
【００３７】
原料混合工程は、４Ａ族元素のホウ化物原料粉末とマトリックス原料粉末とを均一に混合させる工程である。また、本発明においては、特殊な混合方法や、前処理を行わなくてもよいため、通常の粉末の混合方法に用いられる粉末の混粉装置を採用することができる。たとえば、Ｖ型、ダブルコーン型等の混粉機、ボールミル、あるいは振動ミルをあげることができる。ここで、ホウ化物原料粉末に４Ａ族元素のホウ化物粉末を用いた場合において、該粉末が二次粒子等を形成している場合には、アトライタ等の高エネルギーミルにより不活性ガス雰囲気中で粉砕処理することが好ましい。
また、原料混合工程は、４Ａ族元素の鉄化合物よりなる粉末と、ホウ素の鉄化合物よりなる粉末と、を４Ａ族元素とホウ素との配合比率が原子比で０．４５〜０．８０となるように調整し、混合する工程である。
【００３８】
成形工程は、原料粉末混合工程において混合された混合粉末を所定の形状に圧粉成形する工程である。この成形工程における成形方法は、所望の形状に成形できる成形方法であれば、いずれの成形方法を用いてもよい。たとえば、金型成形、ＣＩＰ成形等をあげることができる。
【００３９】
また、成形工程における成形圧力は、２ｔｏｎ／ｃｍ2以上が好ましい。すなわち、２ｔｏｎ／ｃｍ2以上で成形することで、得られる成形体を焼結させたときの緻密化が十分に行われる。
【００４０】
焼結工程は、成形工程により得られた成形体を焼結して焼結体を形成する工程である。
【００４１】
焼結は、真空中、不活性ガス雰囲気、あるいは還元性ガス雰囲気中でなされることが好ましい。すなわち、焼結は、マトリックスの鉄系合金が反応（酸化）しない雰囲気下でなされる。
【００４２】
焼結は、１１００〜１３００℃の温度範囲に加熱されることが好ましい。加熱温度が１１００℃未満では、焼結体の密度が十分に向上せず、１３００℃を超えるとホウ化物の種類によっては、多量の液相を生じ、焼結体の形状が維持できなくなる。また、加熱時間は、０．５〜４時間であることが好ましい。加熱時間が０．５時間未満では焼結体の密度が十分に向上せず、４時間を超えるとさらなる緻密化等の得られる効果に対して、作業工数や加熱に要するエネルギーのロスが大きくなるためである。
【００４３】
また、本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素の純金属あるいは４Ａ族元素の鉄化合物と、ホウ素の鉄化合物とを、４Ａ族元素とボロンとの配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように配合し、これに、マトリックス組成を得るための鉄あるいは鉄合金原料を加えて、すべての原料を真空中あるいは不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型あるいはセラミックス型へ鋳造して鋼塊を製造してなることが好ましい。ここで、４Ａ族元素を含有する合金原料としては、たとえば、フェロチタン、フェロジルコニウムをあげることができ、ボロンを含有する合金原料には、たとえば、フェロボロンをあげることができる。また、溶融設備としては、セラミックス製るつぼを用いた高周波誘導真空溶解炉、アルゴンアーク溶解炉、プラズマ溶解炉、水冷銅るつぼを用いた高周波誘導真空溶解炉あるいは高周波誘導浮遊溶解炉など、従来の溶融設備を用いることができる。
【００４４】
本発明の高剛性鋼は、焼結工程あるいは溶融、鋳造後に熱間加工を施す熱間加工工程を有することが好ましい。すなわち、たとえば、焼結工程のみでは焼結体の緻密化が不十分で、さらなる緻密化が要求される場合には、焼結体に熱間加工を施すことにより真密度にまで容易に緻密化できる。また、溶融、鋳造により製造された鋼塊の場合には、鋳造時に内部に生成したポロシティを低減できるとともにホウ化物を微細化できるので、強度特性の信頼性が向上する。この熱間加工としては、鍛造、圧延押出し、スエージ等のさまざまな加工方法をあげることができる。
【００４５】
熱間加工は、９００〜１２００℃の範囲で行われることが好ましい。９００℃未満となると加工時の変形抵抗が大きく、１２００℃を超えると液相を生じるおそれがあるため好ましくない。
【００４６】
また、熱間加工工程のかわりに、焼結工程後にＨＩＰ（熱間静水圧プレス）処理を施すことで、焼結体を緻密化することもできる。このＨＩＰ処理における処理条件としては、９００〜１２００℃、５００〜２０００気圧、１〜１０時間の範囲内で行うことが好ましい。
【００４７】
本発明の高剛性鋼は、通常の粉末冶金技術あるいは溶融、鋳造技術に沿った製造方法で製造できるため、その製造に従来の焼結材あるいは特殊鋼等の製造に用いられた設備を用いることができる。
【００４８】
本発明の高剛性鋼は、ターボシャフト等の回転軸、ピストン等の往復運動部品に用いることが好ましい。
【００４９】
すなわち、本発明の高剛性鋼を回転軸に用いると、共振周波数が高周波側にシフトするため、より高速回転をさせることができる。具体的には、回転軸を用いた装置においては、共振による過負荷、あるいは破壊の危険を避けるため、共振周波数を大きく下回る速度でしか運転ができなくなっていた。このため、共振周波数が大きくなることは、回転速度を大きくすることができるようになる。
【００５０】
また、本発明の高剛性鋼は、高い剛性を有するため、往復運動部品を小型化、薄肉化できる。このように小型化、薄肉化させることで、往復運動部品自身が軽量化される。このため、往復運動の運動速度を引き上げる、あるいは、少ないエネルギーで往復運動を生じさせることができるようになる。
【００５１】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明を説明する。
【００５２】
本発明の実施例として、高剛性鋼を作製した。
【００５３】
（第一実施例）
第一実施例は、Ｆｅ−Ｃｒ系合金マトリックスと、このマトリックスに分散された２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子と、を有する高剛性鋼である。具体的には、マトリックスとして、ステンレス鋼（ＳＵＳ４３０）粉末とフェロチタン（ＦｅＴｉ）粉末よりなる合金組成に調整されたマトリックスに、２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。
【００５４】
ここで、第一実施例は、その組成が試料１のＦｅ−１４．６ｗｔ％Ｃｒ−８．９ｗｔ％Ｔｉ−４．０ｗｔ％Ｂを基本とし、このマトリックスに２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。具体的には、第一実施例の高剛性鋼は、試料１の組成を基本とし、試料２〜４となるのにしたがって、Ｔｉ含有量が増加している合金である。
【００５５】
（第一実施例の製造方法）
まず、ＳＵＳ４３０粉末（４５μｍ以下）、ＴｉＢ2粉末（平均粒径４μｍ）、ＦｅＴｉ粉末（４５μｍ以下）の各粉末を表１に示される重量に秤量した。ここで、ＳＵＳ４３０粉末、ＴｉＢ2粉末およびＦｅＴｉ粉末は、市販のものが用いられた。
【００５６】
【表１】
【００５７】
つづいて、これらの粉末をＡｒ雰囲気のアトライタに投入した後に、約１５分間混合機を稼働させて均一に混合した。ここで、原料粉末におけるＴｉとＢとの原子比を表１にあわせて示した。
【００５８】
均一に混合された原料粉末を成形金型に投入し、４ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力で油圧プレスにより、直径２０ｍｍ、高さ３３ｍｍの円柱状に成形した。
【００５９】
得られた円柱状成形体を真空雰囲気下、１２５０℃で１時間加熱して、焼結させることで、高剛性鋼試料が製造された。
【００６０】
（評価）
第一実施例の評価として、各試料に含まれるＴｉＢ2、およびその他の化合物の体積率ならびに各試料のヤング率を測定した。この測定結果を図１に示した。
【００６１】
測定は、まず、各試料をビレットとし、機械的プレスによる熱間押出しを行い、直径７ｍｍの円柱状試料とした。この押出し材から試料を採取し、抽出残滓法によりＴｉＢ2およびその他の化合物量を測定した。
【００６２】
また、この押出し材から３×４×３０ｍｍの試験片をワイヤーカットにより作製した。作製された試験片は、水晶振動子との共振を利用した複合振動子法を用いて、ヤング率が測定された。
【００６３】
図１より、試料１〜４において、化合物種としては、ＴｉＢ2のほか、クロムと鉄を含有するホウ化物Ｍ2Ｂ（Ｍ＝Ｃｒ、Ｆｅ）や、クロム、鉄とチタンから構成されるラーベス相Ｍ2Ｔｉ（Ｍ＝Ｃｒ、Ｆｅ）が認められた。また、図１より、試料１〜４において、原料中のＦｅＴｉ粉末量の増加にともない、Ｍ2Ｂ相が減少し、ＴｉＢ2相が増加している。また、試料４においては、ラーベス相の発生が見られる。このことは、ＴｉＢ2はチタン、ホウ素で構成されるが、いずれの元素も鉄や鉄合金には固溶しにくいため、ＴｉＢ2の化学量論比に対して過不足があれば、ＴｉＢ2以外の化合物種を形成すると解釈される。
【００６４】
また、図１にあわせて示された各試料のヤング率から、ＴｉＢ2粒子による高ヤング率化の効果が同等に認められる。具体的には、本実施例の試料２〜４のヤング率は２６０〜２７０ＧＰａにまで向上している。一般的な鉄、鋼等の鉄合金のヤング率は最大で２１０ＧＰａ程度であるので、本実施例の試料は、Ｍ2ＢやＭ2Ｔｉなど、意図しない化合物種を含有するにもかかわらず、ＴｉＢ2粒子による高ヤング率化の効果が十分に保たれている。
【００６５】
（第一参考例）
第一参考例は、Ｆｅ系合金マトリックスと、このマトリックスに分散されたおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子と、を有する高剛性鋼である。具体的には、マトリックスとしてさまざまな合金成分を有するＦｅ系合金と、このマトリックスにおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。ここで、第一参考例は、その基本的な組成がＦｅ−９ｗｔ％Ｔｉ−４．０ｗｔ％Ｂであり、この他に各試料ごとに固有の合金成分をマトリックス中に含有している。
【００６６】
なお、試料５は基本組成そのままであり、マトリックスに添加元素を含有しない比較材である。また、試料６、７にはＣｕが、試料８、９にはＷが、試料１０〜１２にはＭｏが、試料１３、１４にはＣｏが、試料１５、１６にはＮｂが、マトリックスに添加されている。
【００６７】
第一参考例の製造は、表２に示される配合とした原料粉末を用いた以外は、第一実施例の製造方法と同様な手順によりなされた。具体的には、原料粉末の成形体を焼結させて、製造する方法である。なお、第一参考例においては、原料粉末に含まれるＴｉとＢとを、その後の焼結工程において反応させることで、ＴｉＢ2を生成させるとともに、マトリックスに分散させた。ここで、表２に示される原料粉末の配合量は、マトリックス中に生成されるＴｉＢ2粒子が２０体積％をしめることを目標に決定されている。
【００６８】
なお、それぞれの原料粉末におけるＴｉとＢとの原子比は０．５とした。
【００６９】
【表２】
【００７０】
ここで、鉄粉には普通純鉄粉（１８０μｍ以下）が、Ｔｉ源粉末にはフェロチタン粉末（４５μｍ以下）が、Ｂ源粉末にはフェロボロン粉末（７５μｍ以下）が、用いられた。さらに、Ｗ添加にはフェロタングステン粉末が、Ｍｏ添加にはフェロモリブデン粉末が、Ｃｏ添加には電解コバルト粉末が、Ｎｂ添加にはフェロニオブ粉末が、Ｃｕ添加には電解銅粉末が、それぞれ用いられた。
【００７１】
なお、第一参考例の各試料の製造は、原料粉末の混合に大気雰囲気中でＶ型混合機で１時間混合した以外は、第一実施例の各試料の製造方法を用いて製造された。
【００７２】
すなわち、所定量に秤量された原料粉末を、Ｖ型混合機に投入し、大気雰囲気条件下で１時間混合機を稼働させて、原料粉末を均一に混合させた。その後、この混合粉末を成形、焼結させ、各試料が製造された。
【００７３】
試料番号６〜１６の場合、４Ａ族元素のホウ化物以外に生成する化合物とは、Ｆｅ2Ｂ等の鉄ホウ化物、合金に添加された添加元素と鉄との複ホウ化物、添加元素と４Ａ族元素との金属間化合物であった。その量は、４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合に、いずれも５０以下であった。
【００７４】
（評価）
第一参考例の評価として、第一参考例の各試料のヤング率、比ヤング率、引張強さおよびこのときの伸びを測定した。この測定結果を図２〜５に示した。また、各試料のマトリックスに分散されたＴｉＢ2量も測定し、表２にあわせて示した。
【００７５】
ここで、評価において、ヤング率のみならず比ヤング率を求めた理由としては、一般に比重の大きいモリブデン、タングステンなどの金属はヤング率も大きいので、これらの影響を考慮するためには比ヤング率（単位比重あたりのヤング率）で比較するのがよいためである。
【００７６】
ここで、測定に用いられた試験片は、３×４×３０ｍｍの角材試験片および直径６ｍｍの円柱試験片が用いられた。これらの試験片は、第一実施例の評価において行われた試験片の作製方法と同様に、押出し材を作製した後に、機械加工を施すことにより角材試験片および円柱試験片が製造された。
【００７７】
なお、ヤング率の測定は、第一実施例の評価において用いられた共振を利用した複合振動子法を用いたヤング率の測定方法が用いられた。
【００７８】
図２には、各試料のヤング率の測定結果が示された。図２より、各試料のヤング率の測定結果は、いずれも、２３５〜２６０ＧＰａとヤング率が向上している。すなわち、第一実施例の評価において述べたように、普通鋼のヤング率は２００ＧＰａ程度であり、第一参考例の各試料は、ヤング率が向上している。
【００７９】
図３には、各試料の比ヤング率が示された。図３より、各試料の比ヤング率は、合金元素の有無にかかわらずほぼ一定の値となっている。すなわち、試料６〜１６に添加された各元素は、本質的にＴｉＢ2粒子による高ヤング率化を阻害せず、マトリックスのヤング率をその比重に応じて変化させたため、図２では、ヤング率がばらついているように見える。
【００８０】
図４には、各試料の引張強さの測定結果を示した。図４より、Ｃｕ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂを添加した試料は、引張強さが大きく向上している。このように、Ｃｕ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ等の元素をマトリックスに含ませることで、高剛性鋼の強度を高めることができる。また、鉄鋼材料の強度はさまざまであるが、普通炭素鋼の引張強さは４００〜６００ＭＰａ位であり、本参考例の各試料の引張強さより低くなっている。
【００８１】
図５には、引張強さの試験後の試料の伸びを示した。図５より、Ｃｏをマトリックスに固溶させることで、高剛性鋼が高い延性を有するようになることがわかる。
【００８２】
ここで、引張強さの測定は、インストロン型万能試験機（最大荷重５ｔ）を用い、０．５ｍｍ／ｍｉｎのクロスヘッド速度で実施された。
【００８３】
第一参考例より、ＴｉＢ2粒子による高ヤング率化が維持されたまま、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂをマトリックスに添加することによって高強度化を、Ｃｏの添加によって延性向上が達成できる効果を有することが明らかとなった。
【００８４】
（第二参考例）
第二参考例は、Ｆｅ系合金マトリックスと、このマトリックスに分散されたおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子と、を有する高剛性鋼である。具体的には、マトリックスに異なる量の炭素を含むＦｅ系合金と、このマトリックスにおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。ここで、第二参考例は、その基本的な組成がＦｅ−９ｗｔ％Ｔｉ−４ｗｔ％Ｂであり、各試料ごとに異なる量の炭素をマトリックス中に固溶している。
【００８５】
（第二参考例の製造方法）
第二参考例の製造は、表３に示される配合とした原料粉末を用いた以外は、第一参考例の製造方法と同様な手順によりなされた。具体的には、原料粉末の成形体を焼結させて、製造する方法である。ここで、表３に示される原料粉末の配合量は、マトリックス中に生成されるＴｉＢ2粒子が２０体積％をしめることを目標に決定されている。なお、それぞれの原料粉末におけるＴｉとＢとの原子比は０．５とした。
【００８６】
【表３】
【００８７】
なお、第二参考例の各試料の原料粉末の鉄粉、ＦｅＴｉには、第一参考例と同様な粉末材料が用いられた。また、黒鉛には、平均粒径が５μｍ程度の粉末が用いられた。
【００８８】
第二参考例の製造は、第一参考例と同様の製造方法を用いて行われた。すなわち、原料粉末を所定量に秤量した後に、均一に混合し、つづいて、成形を行い、焼結させることで製造された。
【００８９】
（評価）
第二参考例の評価として、各試料のヤング率の測定および曲げ試験を行った。この試験結果を図６および７に示した。また、各試料のマトリックスに分散されたＴｉＢ2量も測定し、表３にあわせて示した。
【００９０】
ここで、測定に用いられた試験片は、角材試験片および円柱試験片が用いられた。これらの試験片は、第一実施例および第一参考例の評価において行われた試験片の作製方法と同様に、押出し材を作製した後に、機械加工を施すことにより角材試験片および円柱試験片が製造された。
【００９１】
なお、ヤング率の測定は、第一実施例および第一参考例の評価において用いられた共振を利用した複合振動子法を用いたヤング率の測定方法が用いられた。
【００９２】
図６には、各試料のヤング率の測定結果が示された。図６より、各試料のヤング率の測定結果は、いずれも、２５０〜２８０ＧＰａとヤング率が普通鋼と比較して向上している。ここで、前述したように普通鋼のヤング率は２００ＧＰａ程度である。また、各試料に含まれる炭素量が増加するに連れてヤング率は微増している。
【００９３】
図７には、曲げ試験における各試料の最大たわみ量および最大曲げ荷重が示された。図７より、炭素量が０．５％を超えると最大たわみ量は著しく低下し、試料５１〜５３ではわずかの荷重で破断する脆い材料になっていることがわかる。なお、光学顕微鏡およびＸ線回折により組織を観察した結果、試料５２、５３には、チタン−鉄の複合化合物や鉄ホウ炭化物が多量に形成されていた。
【００９４】
このことから、炭素をマトリックスに配合することでヤング率の向上を阻害することなく合金の靱性を向上させることができる。しかしながら、許容量を超える炭素は、チタンおよびホウ素と結合し、チタンホウ化物の形成を阻害するばかりか、多量の脆弱な化合物相の形成によって機械的性質に悪影響をおよぼすことが明らかとなった。
【００９５】
【発明の効果】
本発明の高剛性鋼は、マトリックスに高ヤング率の４Ａ族元素のホウ化物を分散させることで、全体のヤング率を向上させている。また、高剛性鋼中の４Ａ族元素の他のホウ化物およびラーベス相を制御し、これらの生成を抑えることで４Ａ族元素のホウ化物によるヤング率の向上効果が阻害されることを防いでいる。本発明の高剛性鋼は、ターボシャフト等の回転軸、ピストン等の往復運動部品に用いると、高い剛性を有することから、高速での運転が可能になる効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 第一実施例の試料に含まれる化合物種および各試料のヤング率の測定結果を示した図である。
【図２】 第一参考例の試料のヤング率の測定結果を示した図である。
【図３】 第一参考例の試料の比ヤング率を示した図である。
【図４】 第一参考例の試料の引張強さを示した図である。
【図５】 第一参考例の試料の引張強さ試験後の試料の伸びを示した図である。
【図６】 第二参考例の試料のヤング率の測定結果を示した図である。
【図７】 第二参考例の試料の曲げ試験における最大曲げ荷重およびたわみ量を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高いヤング率を有する高剛性鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、構造用金属材料としては、鋼や鉄系合金が広く利用されている。これらの金属材料は、その使用目的に応じて、強度、延性、靱性等の機械的性質が付与されている。この機械的性質の付与は、合金元素の添加や熱処理などを施すことにより、極めて多様な組織変化を生じさせることでなされている。
【０００３】
このような構造用金属材料を用いた実部品において、その性能を左右する材料特性のひとつに、剛性がある。この剛性を表す指標として、ヤング率（縦弾性係数）をあげることができる。
【０００４】
金属材料のヤング率は、金属材料を構成する原子間の結合力を反映する物性値である。このため、鋼や鉄系合金においては、上記の多様な組織変化にもかかわらず、ヤング率は１９０〜２１０ＧＰａ程度の固有な値であり、このヤング率を大幅に向上させることは困難である。
【０００５】
このような実状において、鋼や鉄系合金のヤング率を向上させる手段としては、高ヤング率の化合物相をＦｅ基マトリックスに分散させ、複合化させることが唯一の現実的な手段であった。
【０００６】
剛性を向上させた高剛性鉄基合金については、たとえば、特開平７−１８８８７４号公報に開示されている。この高剛性鉄基合金は、鉄または鉄系合金からなるマトリックスに、４Ａ族元素を主体とするホウ化物の少なくとも１種以上を分散させた鉄基合金である。さらに、この高剛性鉄基合金の製造方法も開示されている。
【０００７】
しかしながら、特開平７−１８８８７４号に記載の高剛性鉄基合金は、ホウ化物の複合化により高ヤング率が得られるが、ホウ素がホウ化物の化学量論比より過剰になると、過剰なホウ素は鉄または鉄基合金のマトリックス中にほとんど固溶できないため、マトリックスの鉄あるいは鉄基合金成分と結合して、鉄ホウ化物や鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物を形成する。また一方、４Ａ族元素が大幅に過剰になると、同様にマトリックスの鉄あるいは鉄基合金成分と結合して、ラーベス相等の金属間化合物を形成する。ここで、鉄ホウ化物、複合ホウ化物相およびラーベス相は、原子間の結合力が４Ａ族元素のホウ化物ほど高くないため、マトリックス中に鉄ホウ化物やラーベス相を一定以上の割合で有するとヤング率が低下するとともに、マトリックスが著しく硬化・脆化して実部品に適用しうる鋼としての特性を失うという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記実状に鑑みてなされたものであり、高いヤング率を有する高剛性鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために本発明者等は、マトリックスに分散される４Ａ族元素のホウ化物とともに、他のホウ素を含む化合物ならびに４Ａ族元素を含む金属間化合物の量を調整することで上記課題を解決できることを見出した。
【００１０】
すなわち、本発明の高剛性鋼は、鉄または鉄合金よりなるマトリックスと、マトリックス中に分散保持された４Ａ族元素のホウ化物と、からなる高剛性鋼であって、全体を１００体積％とした場合、４Ａ族元素のホウ化物は５〜６５体積％を占め、かつ４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合、１６以下のマトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物の少なくとも１種を含み、４Ａ族元素とホウ素との配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように調整された原料から製造されてなることを特徴とする。
【００１１】
本発明の高剛性鋼は、高ヤング率の４Ａ族元素のホウ化物を鉄系のマトリックスに分散させることで鉄系合金に剛性を付与し、同時に４Ａ族元素のホウ化物以外のホウ化物および４Ａ族元素を含む金属間化合物の量を制御することで、鋼としての特性である靱性、延性を保ちながら、その剛性を向上させている。
【００１５】
【発明の実施の形態】
（高剛性鋼）
本発明の高剛性鋼は、鉄または鉄合金よりなるマトリックスと、マトリックス中に分散保持された４Ａ族元素のホウ化物と、からなる高剛性鋼である。
【００１６】
本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素のホウ化物をマトリックスに分散させることで、剛性を向上させている。すなわち、マトリックスに高ヤング率の粒子を分散させることで、鋼のヤング率を高くしている。
【００１７】
４Ａ族元素のホウ化物は、規則的に４Ａ族元素とホウ素が配置された結晶構造を有し、共有性結合によって構成原子が強固に結合している。このため、構成原子の結合力が反映されるヤング率が高くなっている。また、４Ａ族元素のホウ化物は、鉄合金中で熱力学的に極めて安定であるため、異種元素の侵入・置換、あるいは他の複合化合物の形成など、マトリックスとの間に反応に起因する結晶学的および冶金学的な変化を生じない。
【００１８】
本発明の高剛性鋼は、全体を１００体積％とした場合、４Ａ族元素のホウ化物が５〜６５体積％を占める。すなわち、４Ａ族元素のホウ化物を５〜６５体積％とすることで、剛性を向上させる。ここで、４Ａ族元素のホウ化物が、５体積％未満では高剛性化の効果が得られず、６５体積％を超えるとホウ化物どうしの凝集や、合体が生じ、鋼の機械的特性が低下するようになる。
【００１９】
本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合、１６以下のマトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物の少なくとも１種を含む。４Ａ族元素のホウ化物以外のホウ素を含む化合物とは、たとえば、鉄のホウ化物や、請求項２〜５に記載の合金元素が添加された場合には、鉄とこれらの合金元素との複ホウ化物等をいう。また、金属間化合物とは、たとえば、鉄と４Ａ族元素との金属間化合物であるＦｅ2Ｍ（ラーベス相）等や、請求項２〜５に記載の合金元素が添加された場合には、これらの合金元素と４Ａ族元素との金属間化合物等をいう。
【００２０】
マトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物が、マトリックスに１６体積％を超えて析出すると、高剛性鋼中での４Ａ族元素のホウ化物量が相対的に減少し、鉄系合金のヤング率の向上の効果が低下するとともに、マトリックスが著しく硬化・脆化して実部品に適用しうる鋼としての特性を失うという問題があった。
【００２１】
４Ａ族元素のホウ化物は、４Ａ族元素である、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）のホウ化物の一種以上が用いられる。ホウ化物は、単体としてのヤング率が少なくとも２５０００ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば、その分散により高剛性化の確かな効果が得られる。中でも、ＭＢ2（Ｍ：４Ａ族元素）で示される４Ａ族元素の二ホウ化物が、特に高いヤング率を有するため、好ましい。
【００２２】
本発明の高剛性鋼は、マトリックス中で４Ａ族元素のホウ化物の粒径が１００μｍ以下となっていることが好ましい。４Ａ族元素のホウ化物の粒径が１００μｍ以下となることで、実用レベルの機械的性質を高剛性鋼にもたらすことができる。より好ましい粒径は、２０μｍ以下である。
【００２３】
マトリックスは、鉄または鉄合金よりなる。すなわち、純鉄あるいは鉄系合金をマトリックスとして用いることができる。また、鉄合金としては、フェライト系、オーステナイト系、あるいはマルテンサイト系など、広範囲な鉄合金を用いることができる。
【００２４】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｖ、Ｃｒの１種以上を、その合計が２５．０重量％以下含むことが好ましい。これらの元素はマトリックスの二つの基本結晶構造のうち、より高ヤング率なＢＣＣ構造のフェライトを安定化し、本高剛性鋼においてさらなる高ヤング率化を促進する。これらの元素が２５．０重量％を超えると鉄との脆性化合物として有名なシグマ相が析出し、マトリックスを著しく脆化させる。
【００２５】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｎｉ、Ｃｏの１種以上を、その合計が２５．０重量％以下含むことが好ましい。これらの元素をマトリックスに含むことで、マトリックスにＦＣＣ構造のオーステナイトを導入し、フェライトのみのマトリックスに比べ、破壊靱性を向上させる。これらの元素が２５．０重量％を超えるとオーステナイト主体のマトリックスとなり、フェライト主体のマトリックスに対し、ヤング率が大幅に低下する。
【００２６】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｃｕを１０．０重量％以下含むことが好ましい。ここで、Ｃｕをマトリックスが含むという状態は、マトリックスがＣｕを固溶している状態、およびε−Ｃｕ相として析出している状態の両方を示す。マトリックスがＣｕを含むことで、鋼の強度が向上するが、特にＣｕが超微細整合析出をした場合、鋼が著しく高強度化される。ここで、Ｃｕが１０．０重量％を超えるとマトリックスのヤング率が低下するとともに、熱間加工時に液相割れなどを起こしやすくなり、実用上の問題が生じるようになる。Ｃｕは、０．２重量％以上であることがより好ましい。Ｃｕが０．２重量％以上で、マトリックスの強度の向上の効果が実用上において、十分となる。
【００２７】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆの１種以上の元素を、その合計が１０．０重量％以下含むことが好ましい。これらの元素は、マトリックス中において、固溶もしくは析出状態で、マトリックスの強度を向上させ、得られる高剛性鋼の強度を向上させる。ここで、これらの元素量が１０．０重量％を超えるとフェライト相を著しく硬化させるとともに、多量の析出物が生じ、マトリックスを著しく脆化させる。
【００２８】
マトリックスは、マトリックス全体を１００重量％とした場合、Ｃを０．５重量％以下含むことが好ましい。Ｃを０．５重量％以下にすることで、マトリックスに分散される４Ａ族元素のホウ化物の熱力学的安定性が保たれるようになる。すなわち、高温においても、ホウ化物の４Ａ族元素とＣにより、炭化物や炭ホウ化物が形成されることが抑制される。このため４Ａ族元素のホウ化物による高ヤング率化の効果を最大限に引き出す。ここで、Ｃが０．５重量％を超えると、上記炭化物や炭ホウ化物が多量に形成され、高剛性鋼の破壊脆性を著しく低下させるので、実用上好ましくなくなる。
【００２９】
本発明の高剛性鋼は、上記した組成および構成をもつものであればよく、その製造方法によって、限定されるものではない。
【００３０】
本発明の高剛性鋼は、次の方法によって確実に製造することができる。すなわち、本発明の高剛性鋼は、原料混合工程と、成形工程と、焼結工程と、を施してなることが好ましい。すなわち、調整された粉末原料を所定の形状に成形した後に、焼結させることで製造できる。
【００３１】
原料混合工程は、４Ａ族元素のホウ化物原料粉末と、マトリックス原料粉末とを、混合する工程である。
【００３２】
４Ａ族元素のホウ化物原料粉末は、４Ａ族元素のホウ化物そのものの粉末、および／または４Ａ族元素粉末、ホウ素粉末、４Ａ族元素を含有した４Ａ族元素原料粉末、ホウ素を含有したホウ素含有粉末、を焼結したときに４Ａ族元素のホウ化物を形成可能に組み合わせてなる粉末である。すなわち、本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素のホウ化物があらかじめ形成された原料粉末を配合するか、あるいは／および４Ａ族元素粉末とホウ素原料粉末とを混合してその後の焼結工程において両元素の反応により生成させることでマトリックスに分散させる。
【００３３】
ホウ化物原料粉末は、４Ａ族元素とボロンとの配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０に調整されている。４Ａ族元素とボロンとの配合比率を原子比で０．６０３〜０．８０に調整することで、４Ａ族元素のホウ化物以外のホウ素を含む化合物であるホウ化鉄や、４Ａ族元素を含む金属間化合物相を形成することを抑制することができる。
【００３４】
ホウ化物原料粉末は、それぞれ公知の方法により調整されたものや市販の粉末を用いることができる。また、ホウ化物原料粉末として４Ａ族元素のホウ化物粉末を用いる場合は、その平均粒径が数μｍ以下の粉末を用いることが好ましい。このため、粒径が大きな粉末の場合には、ボールミル、振動ミル、アトライタ等の装置により粉砕しておくことが好ましい。
【００３５】
マトリックス原料粉末は、鉄または鉄合金から選択される１種以上の粉末である。また、このマトリックス原料粉末は、市販のもの、あるいは公知の方法により作成されたものなど、いずれの鉄粉末あるいは鉄合金粉末を用いてもよい。たとえば、アトマイズ法により作製された市販の純鉄粉、ステンレス粉末等の粉末をそのまま用いることができる。
【００３６】
マトリックス原料粉末は、たとえば平均粒径が１８０μｍ以下の普通粒度のものを用いることができる。より好ましくは、平均粒径が４５μｍ以下の粉末である。すなわち、平均粒径を４５μｍ以下とすることで焼結体の緻密化が促進されること、４Ａ族元素のホウ化物粉末を用いる場合にその分散を容易に均一化出来るようになる。また、このことは、マトリックス原料粉末の粒径が、４５μｍより大きな粉末の使用を排除するものではない。
【００３７】
原料混合工程は、４Ａ族元素のホウ化物原料粉末とマトリックス原料粉末とを均一に混合させる工程である。また、本発明においては、特殊な混合方法や、前処理を行わなくてもよいため、通常の粉末の混合方法に用いられる粉末の混粉装置を採用することができる。たとえば、Ｖ型、ダブルコーン型等の混粉機、ボールミル、あるいは振動ミルをあげることができる。ここで、ホウ化物原料粉末に４Ａ族元素のホウ化物粉末を用いた場合において、該粉末が二次粒子等を形成している場合には、アトライタ等の高エネルギーミルにより不活性ガス雰囲気中で粉砕処理することが好ましい。
また、原料混合工程は、４Ａ族元素の鉄化合物よりなる粉末と、ホウ素の鉄化合物よりなる粉末と、を４Ａ族元素とホウ素との配合比率が原子比で０．４５〜０．８０となるように調整し、混合する工程である。
【００３８】
成形工程は、原料粉末混合工程において混合された混合粉末を所定の形状に圧粉成形する工程である。この成形工程における成形方法は、所望の形状に成形できる成形方法であれば、いずれの成形方法を用いてもよい。たとえば、金型成形、ＣＩＰ成形等をあげることができる。
【００３９】
また、成形工程における成形圧力は、２ｔｏｎ／ｃｍ2以上が好ましい。すなわち、２ｔｏｎ／ｃｍ2以上で成形することで、得られる成形体を焼結させたときの緻密化が十分に行われる。
【００４０】
焼結工程は、成形工程により得られた成形体を焼結して焼結体を形成する工程である。
【００４１】
焼結は、真空中、不活性ガス雰囲気、あるいは還元性ガス雰囲気中でなされることが好ましい。すなわち、焼結は、マトリックスの鉄系合金が反応（酸化）しない雰囲気下でなされる。
【００４２】
焼結は、１１００〜１３００℃の温度範囲に加熱されることが好ましい。加熱温度が１１００℃未満では、焼結体の密度が十分に向上せず、１３００℃を超えるとホウ化物の種類によっては、多量の液相を生じ、焼結体の形状が維持できなくなる。また、加熱時間は、０．５〜４時間であることが好ましい。加熱時間が０．５時間未満では焼結体の密度が十分に向上せず、４時間を超えるとさらなる緻密化等の得られる効果に対して、作業工数や加熱に要するエネルギーのロスが大きくなるためである。
【００４３】
また、本発明の高剛性鋼は、４Ａ族元素の純金属あるいは４Ａ族元素の鉄化合物と、ホウ素の鉄化合物とを、４Ａ族元素とボロンとの配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように配合し、これに、マトリックス組成を得るための鉄あるいは鉄合金原料を加えて、すべての原料を真空中あるいは不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型あるいはセラミックス型へ鋳造して鋼塊を製造してなることが好ましい。ここで、４Ａ族元素を含有する合金原料としては、たとえば、フェロチタン、フェロジルコニウムをあげることができ、ボロンを含有する合金原料には、たとえば、フェロボロンをあげることができる。また、溶融設備としては、セラミックス製るつぼを用いた高周波誘導真空溶解炉、アルゴンアーク溶解炉、プラズマ溶解炉、水冷銅るつぼを用いた高周波誘導真空溶解炉あるいは高周波誘導浮遊溶解炉など、従来の溶融設備を用いることができる。
【００４４】
本発明の高剛性鋼は、焼結工程あるいは溶融、鋳造後に熱間加工を施す熱間加工工程を有することが好ましい。すなわち、たとえば、焼結工程のみでは焼結体の緻密化が不十分で、さらなる緻密化が要求される場合には、焼結体に熱間加工を施すことにより真密度にまで容易に緻密化できる。また、溶融、鋳造により製造された鋼塊の場合には、鋳造時に内部に生成したポロシティを低減できるとともにホウ化物を微細化できるので、強度特性の信頼性が向上する。この熱間加工としては、鍛造、圧延押出し、スエージ等のさまざまな加工方法をあげることができる。
【００４５】
熱間加工は、９００〜１２００℃の範囲で行われることが好ましい。９００℃未満となると加工時の変形抵抗が大きく、１２００℃を超えると液相を生じるおそれがあるため好ましくない。
【００４６】
また、熱間加工工程のかわりに、焼結工程後にＨＩＰ（熱間静水圧プレス）処理を施すことで、焼結体を緻密化することもできる。このＨＩＰ処理における処理条件としては、９００〜１２００℃、５００〜２０００気圧、１〜１０時間の範囲内で行うことが好ましい。
【００４７】
本発明の高剛性鋼は、通常の粉末冶金技術あるいは溶融、鋳造技術に沿った製造方法で製造できるため、その製造に従来の焼結材あるいは特殊鋼等の製造に用いられた設備を用いることができる。
【００４８】
本発明の高剛性鋼は、ターボシャフト等の回転軸、ピストン等の往復運動部品に用いることが好ましい。
【００４９】
すなわち、本発明の高剛性鋼を回転軸に用いると、共振周波数が高周波側にシフトするため、より高速回転をさせることができる。具体的には、回転軸を用いた装置においては、共振による過負荷、あるいは破壊の危険を避けるため、共振周波数を大きく下回る速度でしか運転ができなくなっていた。このため、共振周波数が大きくなることは、回転速度を大きくすることができるようになる。
【００５０】
また、本発明の高剛性鋼は、高い剛性を有するため、往復運動部品を小型化、薄肉化できる。このように小型化、薄肉化させることで、往復運動部品自身が軽量化される。このため、往復運動の運動速度を引き上げる、あるいは、少ないエネルギーで往復運動を生じさせることができるようになる。
【００５１】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明を説明する。
【００５２】
本発明の実施例として、高剛性鋼を作製した。
【００５３】
（第一実施例）
第一実施例は、Ｆｅ−Ｃｒ系合金マトリックスと、このマトリックスに分散された２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子と、を有する高剛性鋼である。具体的には、マトリックスとして、ステンレス鋼（ＳＵＳ４３０）粉末とフェロチタン（ＦｅＴｉ）粉末よりなる合金組成に調整されたマトリックスに、２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。
【００５４】
ここで、第一実施例は、その組成が試料１のＦｅ−１４．６ｗｔ％Ｃｒ−８．９ｗｔ％Ｔｉ−４．０ｗｔ％Ｂを基本とし、このマトリックスに２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。具体的には、第一実施例の高剛性鋼は、試料１の組成を基本とし、試料２〜４となるのにしたがって、Ｔｉ含有量が増加している合金である。
【００５５】
（第一実施例の製造方法）
まず、ＳＵＳ４３０粉末（４５μｍ以下）、ＴｉＢ2粉末（平均粒径４μｍ）、ＦｅＴｉ粉末（４５μｍ以下）の各粉末を表１に示される重量に秤量した。ここで、ＳＵＳ４３０粉末、ＴｉＢ2粉末およびＦｅＴｉ粉末は、市販のものが用いられた。
【００５６】
【表１】
つづいて、これらの粉末をＡｒ雰囲気のアトライタに投入した後に、約１５分間混合機を稼働させて均一に混合した。ここで、原料粉末におけるＴｉとＢとの原子比を表１にあわせて示した。
【００５８】
均一に混合された原料粉末を成形金型に投入し、４ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力で油圧プレスにより、直径２０ｍｍ、高さ３３ｍｍの円柱状に成形した。
【００５９】
得られた円柱状成形体を真空雰囲気下、１２５０℃で１時間加熱して、焼結させることで、高剛性鋼試料が製造された。
【００６０】
（評価）
第一実施例の評価として、各試料に含まれるＴｉＢ2、およびその他の化合物の体積率ならびに各試料のヤング率を測定した。この測定結果を図１に示した。
【００６１】
測定は、まず、各試料をビレットとし、機械的プレスによる熱間押出しを行い、直径７ｍｍの円柱状試料とした。この押出し材から試料を採取し、抽出残滓法によりＴｉＢ2およびその他の化合物量を測定した。
【００６２】
また、この押出し材から３×４×３０ｍｍの試験片をワイヤーカットにより作製した。作製された試験片は、水晶振動子との共振を利用した複合振動子法を用いて、ヤング率が測定された。
【００６３】
図１より、試料１〜４において、化合物種としては、ＴｉＢ2のほか、クロムと鉄を含有するホウ化物Ｍ2Ｂ（Ｍ＝Ｃｒ、Ｆｅ）や、クロム、鉄とチタンから構成されるラーベス相Ｍ2Ｔｉ（Ｍ＝Ｃｒ、Ｆｅ）が認められた。また、図１より、試料１〜４において、原料中のＦｅＴｉ粉末量の増加にともない、Ｍ2Ｂ相が減少し、ＴｉＢ2相が増加している。また、試料４においては、ラーベス相の発生が見られる。このことは、ＴｉＢ2はチタン、ホウ素で構成されるが、いずれの元素も鉄や鉄合金には固溶しにくいため、ＴｉＢ2の化学量論比に対して過不足があれば、ＴｉＢ2以外の化合物種を形成すると解釈される。
【００６４】
また、図１にあわせて示された各試料のヤング率から、ＴｉＢ2粒子による高ヤング率化の効果が同等に認められる。具体的には、本実施例の試料２〜４のヤング率は２６０〜２７０ＧＰａにまで向上している。一般的な鉄、鋼等の鉄合金のヤング率は最大で２１０ＧＰａ程度であるので、本実施例の試料は、Ｍ2ＢやＭ2Ｔｉなど、意図しない化合物種を含有するにもかかわらず、ＴｉＢ2粒子による高ヤング率化の効果が十分に保たれている。
【００６５】
（第一参考例）
第一参考例は、Ｆｅ系合金マトリックスと、このマトリックスに分散されたおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子と、を有する高剛性鋼である。具体的には、マトリックスとしてさまざまな合金成分を有するＦｅ系合金と、このマトリックスにおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。ここで、第一参考例は、その基本的な組成がＦｅ−９ｗｔ％Ｔｉ−４．０ｗｔ％Ｂであり、この他に各試料ごとに固有の合金成分をマトリックス中に含有している。
【００６６】
なお、試料５は基本組成そのままであり、マトリックスに添加元素を含有しない比較材である。また、試料６、７にはＣｕが、試料８、９にはＷが、試料１０〜１２にはＭｏが、試料１３、１４にはＣｏが、試料１５、１６にはＮｂが、マトリックスに添加されている。
【００６７】
第一参考例の製造は、表２に示される配合とした原料粉末を用いた以外は、第一実施例の製造方法と同様な手順によりなされた。具体的には、原料粉末の成形体を焼結させて、製造する方法である。なお、第一参考例においては、原料粉末に含まれるＴｉとＢとを、その後の焼結工程において反応させることで、ＴｉＢ2を生成させるとともに、マトリックスに分散させた。ここで、表２に示される原料粉末の配合量は、マトリックス中に生成されるＴｉＢ2粒子が２０体積％をしめることを目標に決定されている。
【００６８】
なお、それぞれの原料粉末におけるＴｉとＢとの原子比は０．５とした。
【００６９】
【表２】
ここで、鉄粉には普通純鉄粉（１８０μｍ以下）が、Ｔｉ源粉末にはフェロチタン粉末（４５μｍ以下）が、Ｂ源粉末にはフェロボロン粉末（７５μｍ以下）が、用いられた。さらに、Ｗ添加にはフェロタングステン粉末が、Ｍｏ添加にはフェロモリブデン粉末が、Ｃｏ添加には電解コバルト粉末が、Ｎｂ添加にはフェロニオブ粉末が、Ｃｕ添加には電解銅粉末が、それぞれ用いられた。
【００７１】
なお、第一参考例の各試料の製造は、原料粉末の混合に大気雰囲気中でＶ型混合機で１時間混合した以外は、第一実施例の各試料の製造方法を用いて製造された。
【００７２】
すなわち、所定量に秤量された原料粉末を、Ｖ型混合機に投入し、大気雰囲気条件下で１時間混合機を稼働させて、原料粉末を均一に混合させた。その後、この混合粉末を成形、焼結させ、各試料が製造された。
【００７３】
試料番号６〜１６の場合、４Ａ族元素のホウ化物以外に生成する化合物とは、Ｆｅ2Ｂ等の鉄ホウ化物、合金に添加された添加元素と鉄との複ホウ化物、添加元素と４Ａ族元素との金属間化合物であった。その量は、４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合に、いずれも５０以下であった。
【００７４】
（評価）
第一参考例の評価として、第一参考例の各試料のヤング率、比ヤング率、引張強さおよびこのときの伸びを測定した。この測定結果を図２〜５に示した。また、各試料のマトリックスに分散されたＴｉＢ2量も測定し、表２にあわせて示した。
【００７５】
ここで、評価において、ヤング率のみならず比ヤング率を求めた理由としては、一般に比重の大きいモリブデン、タングステンなどの金属はヤング率も大きいので、これらの影響を考慮するためには比ヤング率（単位比重あたりのヤング率）で比較するのがよいためである。
【００７６】
ここで、測定に用いられた試験片は、３×４×３０ｍｍの角材試験片および直径６ｍｍの円柱試験片が用いられた。これらの試験片は、第一実施例の評価において行われた試験片の作製方法と同様に、押出し材を作製した後に、機械加工を施すことにより角材試験片および円柱試験片が製造された。
【００７７】
なお、ヤング率の測定は、第一実施例の評価において用いられた共振を利用した複合振動子法を用いたヤング率の測定方法が用いられた。
【００７８】
図２には、各試料のヤング率の測定結果が示された。図２より、各試料のヤング率の測定結果は、いずれも、２３５〜２６０ＧＰａとヤング率が向上している。すなわち、第一実施例の評価において述べたように、普通鋼のヤング率は２００ＧＰａ程度であり、第一参考例の各試料は、ヤング率が向上している。
【００７９】
図３には、各試料の比ヤング率が示された。図３より、各試料の比ヤング率は、合金元素の有無にかかわらずほぼ一定の値となっている。すなわち、試料６〜１６に添加された各元素は、本質的にＴｉＢ2粒子による高ヤング率化を阻害せず、マトリックスのヤング率をその比重に応じて変化させたため、図２では、ヤング率がばらついているように見える。
【００８０】
図４には、各試料の引張強さの測定結果を示した。図４より、Ｃｕ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂを添加した試料は、引張強さが大きく向上している。このように、Ｃｕ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ等の元素をマトリックスに含ませることで、高剛性鋼の強度を高めることができる。また、鉄鋼材料の強度はさまざまであるが、普通炭素鋼の引張強さは４００〜６００ＭＰａ位であり、本参考例の各試料の引張強さより低くなっている。
【００８１】
図５には、引張強さの試験後の試料の伸びを示した。図５より、Ｃｏをマトリックスに固溶させることで、高剛性鋼が高い延性を有するようになることがわかる。
【００８２】
ここで、引張強さの測定は、インストロン型万能試験機（最大荷重５ｔ）を用い、０．５ｍｍ／ｍｉｎのクロスヘッド速度で実施された。
【００８３】
第一参考例より、ＴｉＢ2粒子による高ヤング率化が維持されたまま、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂをマトリックスに添加することによって高強度化を、Ｃｏの添加によって延性向上が達成できる効果を有することが明らかとなった。
【００８４】
（第二参考例）
第二参考例は、Ｆｅ系合金マトリックスと、このマトリックスに分散されたおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子と、を有する高剛性鋼である。具体的には、マトリックスに異なる量の炭素を含むＦｅ系合金と、このマトリックスにおよそ２０ｖｏｌ％のＴｉＢ2粒子が分散されている。ここで、第二参考例は、その基本的な組成がＦｅ−９ｗｔ％Ｔｉ−４ｗｔ％Ｂであり、各試料ごとに異なる量の炭素をマトリックス中に固溶している。
【００８５】
（第二参考例の製造方法）
第二参考例の製造は、表３に示される配合とした原料粉末を用いた以外は、第一参考例の製造方法と同様な手順によりなされた。具体的には、原料粉末の成形体を焼結させて、製造する方法である。ここで、表３に示される原料粉末の配合量は、マトリックス中に生成されるＴｉＢ2粒子が２０体積％をしめることを目標に決定されている。なお、それぞれの原料粉末におけるＴｉとＢとの原子比は０．５とした。
【００８６】
【表３】
なお、第二参考例の各試料の原料粉末の鉄粉、ＦｅＴｉには、第一参考例と同様な粉末材料が用いられた。また、黒鉛には、平均粒径が５μｍ程度の粉末が用いられた。
【００８８】
第二参考例の製造は、第一参考例と同様の製造方法を用いて行われた。すなわち、原料粉末を所定量に秤量した後に、均一に混合し、つづいて、成形を行い、焼結させることで製造された。
【００８９】
（評価）
第二参考例の評価として、各試料のヤング率の測定および曲げ試験を行った。この試験結果を図６および７に示した。また、各試料のマトリックスに分散されたＴｉＢ2量も測定し、表３にあわせて示した。
【００９０】
ここで、測定に用いられた試験片は、角材試験片および円柱試験片が用いられた。これらの試験片は、第一実施例および第一参考例の評価において行われた試験片の作製方法と同様に、押出し材を作製した後に、機械加工を施すことにより角材試験片および円柱試験片が製造された。
【００９１】
なお、ヤング率の測定は、第一実施例および第一参考例の評価において用いられた共振を利用した複合振動子法を用いたヤング率の測定方法が用いられた。
【００９２】
図６には、各試料のヤング率の測定結果が示された。図６より、各試料のヤング率の測定結果は、いずれも、２５０〜２８０ＧＰａとヤング率が普通鋼と比較して向上している。ここで、前述したように普通鋼のヤング率は２００ＧＰａ程度である。また、各試料に含まれる炭素量が増加するに連れてヤング率は微増している。
【００９３】
図７には、曲げ試験における各試料の最大たわみ量および最大曲げ荷重が示された。図７より、炭素量が０．５％を超えると最大たわみ量は著しく低下し、試料５１〜５３ではわずかの荷重で破断する脆い材料になっていることがわかる。なお、光学顕微鏡およびＸ線回折により組織を観察した結果、試料５２、５３には、チタン−鉄の複合化合物や鉄ホウ炭化物が多量に形成されていた。
【００９４】
このことから、炭素をマトリックスに配合することでヤング率の向上を阻害することなく合金の靱性を向上させることができる。しかしながら、許容量を超える炭素は、チタンおよびホウ素と結合し、チタンホウ化物の形成を阻害するばかりか、多量の脆弱な化合物相の形成によって機械的性質に悪影響をおよぼすことが明らかとなった。
【００９５】
【発明の効果】
本発明の高剛性鋼は、マトリックスに高ヤング率の４Ａ族元素のホウ化物を分散させることで、全体のヤング率を向上させている。また、高剛性鋼中の４Ａ族元素の他のホウ化物およびラーベス相を制御し、これらの生成を抑えることで４Ａ族元素のホウ化物によるヤング率の向上効果が阻害されることを防いでいる。本発明の高剛性鋼は、ターボシャフト等の回転軸、ピストン等の往復運動部品に用いると、高い剛性を有することから、高速での運転が可能になる効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 第一実施例の試料に含まれる化合物種および各試料のヤング率の測定結果を示した図である。
【図２】 第一参考例の試料のヤング率の測定結果を示した図である。
【図３】 第一参考例の試料の比ヤング率を示した図である。
【図４】 第一参考例の試料の引張強さを示した図である。
【図５】 第一参考例の試料の引張強さ試験後の試料の伸びを示した図である。
【図６】 第二参考例の試料のヤング率の測定結果を示した図である。
【図７】 第二参考例の試料の曲げ試験における最大曲げ荷重およびたわみ量を示した図である。
Claims (9)
- 鉄または鉄合金よりなるマトリックスと、該マトリックス中に分散保持された４Ａ族元素のホウ化物と、からなる高剛性鋼であって、
全体を１００体積％とした場合、該４Ａ族元素のホウ化物は５〜６５体積％を占め、かつ該４Ａ族元素のホウ化物の全体積を１００とした場合、１６以下の該マトリックスの鉄あるいは鉄合金成分と結合して形成された鉄ホウ化物、合金成分−ホウ素の化合物、鉄−合金成分−ホウ素の複合ホウ化物、鉄−４Ａ族元素、合金元素（成分）−４Ａ族元素の金属間化合物の少なくとも１種を含み、
４Ａ族元素とホウ素との配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように調整された原料から製造されてなることを特徴とする高剛性鋼。 - 前記マトリックスは、該マトリックス全体を１００重量％とした場合、銅（Ｃｕ）を１０．０重量％以下含む請求項１記載の高剛性鋼。
- 前記マトリックスは、該マトリックス全体を１００重量％とした場合、モリブデン（Ｍｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、ハフニウム（Ｈｆ）の１種以上の元素を、その合計が１０．０重量％以下含む請求項１記載の高剛性鋼。
- 前記マトリックスは、該マトリックス全体を１００重量％とした場合、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）の１種以上を、その合計が２５．０重量％以下含む請求項１記載の高剛性鋼。
- 前記マトリックスは、該マトリックス全体を１００重量％とした場合、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）の１種以上を、その合計が２５．０重量％以下含む請求項１記載の高剛性鋼。
- 前記マトリックスは、該マトリックス全体を１００重量％とした場合、炭素（Ｃ）を０．５重量％以下含む請求項１記載の高剛性鋼。
- ４Ａ族元素のホウ化物そのものの粉末、および／または４Ａ族元素粉末、ホウ素粉末、４Ａ族元素を含有した合金粉末、ホウ素を含有したホウ素源粉末、の４種の粉末から、焼結したときに４Ａ族元素のホウ化物が形成可能な組み合わせで、４Ａ族元素とボロンとの配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように調整された４Ａ族元素のホウ化物原料粉末と、鉄または鉄合金から選択される１種以上のマトリックス原料粉末とを、混合する原料混合工程と、
該原料粉末混合工程において混合された混合粉末を所定の形状に圧粉成形する成形工程と、
前記成形工程により得られた成形体を焼結して焼結体を形成する焼結工程と、
を施してなる請求項１記載の高剛性鋼。 - ４Ａ族元素の鉄化合物よりなる粉末と、ホウ素の鉄化合物よりなる粉末と、を４Ａ族元素とホウ素との配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように調整し、混合する原料混合工程と、
該原料粉末混合工程において混合された混合粉末を所定の形状に圧粉成形する成形工程と、
前記成形工程により得られた成形体を焼結して焼結体を形成する焼結工程と、
を施してなる請求項１記載の高剛性鋼。 - ４Ａ族元素の純金属あるいは４Ａ族元素の鉄化合物と、ホウ素の鉄化合物とを、４Ａ族元素とボロンとの配合比率が原子比で０．６０３〜０．８０となるように配合し、これに、マトリックス組成を得るための鉄あるいは鉄合金原料を加えて、すべての原料を真空中あるいは不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型あるいはセラミックス型へ鋳造してなる請求項１記載の高剛性鋼。
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