JP7164163B2 - Method for producing carbon-containing iron alloy material and carbon-containing iron alloy material - Google Patents

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Description

本開示は、炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材に関する。 TECHNICAL FIELD The present disclosure relates to a method for manufacturing a carbon-containing iron alloy material and the carbon-containing iron alloy material.

炭素含有鉄合金材としては、例えば、炭素鋼が知られている。炭素鋼は、一般に広く用いられている。炭素鋼の高強度化には、添加元素を加えるなどの手法がある。 For example, carbon steel is known as a carbon-containing iron alloy material. Carbon steel is commonly used. There are techniques such as adding additive elements to increase the strength of carbon steel.

特開２０１５－０４８５００JP 2015-048500

一般に、均一組織材料では、高強度と高延性との両立は困難であるといわれている。これに対して、特許文献１は、高強度と高延性とが両立した「調和組織（Harmonic Structure）」を開示している。 In general, it is said that it is difficult to achieve both high strength and high ductility in materials of uniform structure. On the other hand, Patent Literature 1 discloses a "Harmonic Structure" in which both high strength and high ductility are achieved.

調和組織は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である。微細結晶粒領域は、粗大結晶粒領域に比べて、高硬度であるため、調和組織によって、高強度と高延性とを両立させることができる。しかし、特許文献１は、調和組織を炭素含有鉄合金材において採用することを開示していない。 The harmonic structure is a three-dimensional network-like structure in which coarse crystal grain regions that are dispersed and scattered are wrapped in fine crystal grain regions. Since the fine grain region has higher hardness than the coarse grain region, the harmonic structure can achieve both high strength and high ductility. However, Patent Literature 1 does not disclose the adoption of harmonic textures in carbon-containing iron alloy materials.

そこで、本開示は、炭素含有鉄合金材における、調和組織を有する炭素含有鉄合金材に関し、より具体的には、炭素含有鉄合金材において、調和組織を採用し、その調和組織における微細結晶粒領域の高強度化に関する。 Therefore, the present disclosure relates to a carbon-containing iron alloy material having a harmonic structure in a carbon-containing iron alloy material, more specifically, in a carbon-containing iron alloy material, a harmonic structure is adopted, and fine grains in the harmonic structure It relates to increasing the strength of the region.

本開示の態様の一つは、炭素含有合金材の製造方法である。実施形態において、製造方法は、炭素含有鉄合金の粉末の表層部に対する結晶粒微細化処理により、前記表層部が微細結晶粒組織であり前記表層部の内側が粗大結晶粒組織である構造を持つ加工粉末を作製し、前記加工粉末を焼結することにより、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有する焼結体を形成し、前記焼結体を急冷することを含む方法であって、前記急冷前において、オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域において、オーステナイトをより多く生成させ、前記急冷により前記オーステナイトをマルテンサイトに変態させて、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域がマルテンサイトを多く含む炭素含有鉄合金材を得る。 One aspect of the present disclosure is a method of making a carbon-containing alloy material. In an embodiment, the manufacturing method has a structure in which the surface layer portion has a fine grain structure and the inside of the surface layer portion has a coarse grain structure by crystal grain refining treatment on the surface layer portion of the carbon-containing iron alloy powder. By preparing a processed powder and sintering the processed powder, a sintered body having a harmonic structure, which is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse crystal grain regions are wrapped in fine crystal grain regions, is formed. and quenching the sintered body, wherein, before the quenching, by heating under temperature conditions that cause austenite transformation, austenite is reduced in the fine grain region rather than in the coarse grain region. The austenite is transformed into martensite by the rapid cooling to obtain a carbon-containing iron alloy material in which the fine grain region contains more martensite than the coarse grain region.

本開示の他の態様は、炭素含有合金材である。実施形態において、炭素含有合金材は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含む。 Another aspect of the present disclosure is a carbon-containing alloy material. In an embodiment, the carbon-containing alloy material has a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which coarse grain regions scattered and scattered are wrapped in fine grain regions, and the fine grain regions are the coarse grain regions. It contains more tempered martensite than the grain region.

炭素含有合金材の他の実施形態は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりもマルテンサイトを多く含む。 Another embodiment of the carbon-containing alloy material has a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse grain regions are wrapped in fine grain regions, and the fine grain regions are the It contains more martensite than the coarse grain region.

更なる詳細は、後述の実施形態として説明される。 Further details are described as embodiments below.

図１は、炭素含有鉄合金材の製造方法の手順を示すフローチャートである。FIG. 1 is a flow chart showing the steps of a method for producing a carbon-containing iron alloy material. 図２は、炭素含有鉄合金材の製造方法の説明図である。FIG. 2 is an explanatory diagram of a method for producing a carbon-containing iron alloy material. 図３は、調和組織の説明図である。FIG. 3 is an explanatory diagram of a harmonious organization. 図４Ａは、調和組織を有する焼結体（焼結まま）のＥＢＳＤ画像である。図４Ｂは、調和組織を有する焼結体のshell近傍の拡大画像である。FIG. 4A is an EBSD image of a sintered body (as-sintered) having a harmonic structure. FIG. 4B is an enlarged image of the vicinity of the shell of the sintered compact having a harmonic structure. 図５Ａは、調和組織を有する焼結体のcore拡大画像である。図５Ｂは、調和組織を有する焼結体のshell拡大画像である。FIG. 5A is a core enlarged image of a sintered body with a harmonic structure. FIG. 5B is a shell enlarged image of a sintered compact with a harmonic structure. 図５Ｃは、大きいサイズのオーステナイト粒（γ粒）と小さいサイズのオーステナイト粒（γ粒）の説明図である。FIG. 5C is an explanatory diagram of large size austenite grains (γ grains) and small size austenite grains (γ grains). 図６Ａは、水焼入れ後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図６Ｂは、水焼入れ後の焼結体のshell近傍の拡大画像である。FIG. 6A is an EBSD image of the sintered body after water quenching. FIG. 6B is an enlarged image of the vicinity of the shell of the sintered body after water quenching. 図７Ａは、水焼入れ後の焼結体のcore拡大画像である。図７Ｂは、水焼入れ後の焼結体のshell拡大画像である。FIG. 7A is a core enlarged image of the sintered body after water quenching. FIG. 7B is an enlarged shell image of the sintered body after water quenching. 図８Ａは、焼戻し後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図８Ｂは、焼戻し後の焼結体のshell近傍の拡大画像である。FIG. 8A is an EBSD image of the sintered body after tempering. FIG. 8B is an enlarged image of the vicinity of the shell of the sintered body after tempering. 図９Ａは、焼戻し後の焼結体のcore拡大画像である。図９Ｂは、焼戻し後の焼結体のshell拡大画像である。FIG. 9A is a core enlarged image of the sintered body after tempering. FIG. 9B is a shell enlarged image of the sintered body after tempering. 比較例及び実施例の引張試験結果を示す図である。It is a figure which shows the tensile test result of a comparative example and an Example. 比較例及び実施例の引張靭性を示す図である。FIG. 5 is a diagram showing tensile toughness of comparative examples and examples. 比較例及び実施例のビッカーズ硬さ試験結果を示す図である。It is a figure which shows the Vickers hardness test result of a comparative example and an Example.

＜１．炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材の概要＞ <1. Manufacturing Method of Carbon-Containing Iron Alloy Material and Overview of Carbon-Containing Iron Alloy Material>

（１）実施形態に係る炭素含有鉄合金材の製造方法は、炭素含有鉄合金の粉末の表層部に対する結晶粒微細化処理により、加工粉末を作製することを含む。加工粉末は、前記表層部が微細結晶粒組織であり前記表層部の内側が粗大結晶粒組織である構造を持つ。加工粉末の作製工程によって、原料粉末である炭素含有鉄合金粉末から、表層部が微細化された加工粉末が得られる。結晶粒微細化処理は、例えば、原料粉末に対する強加工、好ましくは超強加工により行われる。原料粉末を強加工すると、塑性変形により結晶粒が偏平化し、次々と格子欠陥（転位）が導入されて、結晶粒が分割細分化されていく。強加工は、例えば、メカニカルミリング又はジェットミリングによって行われる。なお、原料粉末の平均粒子径は、１μｍ以上のものを使用でき、例えば、数μｍ以上であるのが好ましい。 (1) A method for producing a carbon-containing iron alloy material according to an embodiment includes producing processed powder by subjecting a surface layer portion of a carbon-containing iron alloy powder to crystal grain refining. The processed powder has a structure in which the surface layer portion has a fine grain structure and the inside of the surface layer portion has a coarse grain structure. Through the process of producing the processed powder, the processed powder having a finer surface layer portion is obtained from the carbon-containing iron alloy powder as the raw material powder. The crystal grain refining treatment is performed, for example, by subjecting the raw material powder to strong working, preferably ultra-strong working. When the raw material powder is severely worked, the crystal grains are flattened by plastic deformation, lattice defects (dislocations) are introduced one after another, and the crystal grains are divided and subdivided. Heavy working is performed, for example, by mechanical milling or jet milling. The raw material powder may have an average particle size of 1 μm or more, and is preferably several μm or more, for example.

表層部に対する微細化処理により、表層部（加工層）が微細化（例えば、ナノサイズ化）する一方、表層部の内側（未加工層）は、微細化加工されないか微細化加工が十分されないため、原料粉末における粗大結晶粒が概ね維持される。この結果、表層部が微細結晶粒組織（shell）であり、表層部の内側が粗大結晶粒組織(core)である、shell／core構造が得られる。ここで微細結晶粒とは、粗大結晶粒よりも小さい結晶粒である。 Due to the miniaturization of the surface layer, the surface layer (processed layer) is miniaturized (for example, nano-sized), while the inside of the surface layer (unprocessed layer) is not miniaturized or is not sufficiently miniaturized. , the coarse crystal grains in the raw material powder are generally maintained. As a result, a shell/core structure is obtained in which the surface layer has a fine grain structure (shell) and the inside of the surface layer has a coarse grain structure (core). Here, fine crystal grains are crystal grains smaller than coarse crystal grains.

なお、微細結晶粒は、粗大結晶粒の平均結晶粒径よりも小さい平均結晶粒径を持つ結晶粒であるということができる。平均結晶粒径は、例えば、走査型電子顕微鏡による調和組織の断面組織又は結晶粒界マップの画像データを、画像解析ソフトを用いて処理し、対象となる結晶粒の面積を求め、求められた面積と同じ面積となる円の直径を粒径とし、所定のサンプル数の粒径を求めて平均化した値とすることができる。 It can be said that fine crystal grains are crystal grains having an average crystal grain size smaller than that of coarse crystal grains. The average grain size is obtained, for example, by processing the image data of the cross-sectional structure of the harmonic structure or the grain boundary map obtained by a scanning electron microscope using image analysis software and obtaining the area of the target crystal grain. The diameter of a circle having the same area as the area is taken as the particle diameter, and the particle diameters of a predetermined number of samples are obtained and averaged to obtain a value.

炭素含有鉄合金は、例えば、炭素鋼である。炭素含有鉄合金は、炭素鋼に限られず、炭素を含有し、マルテンサイト変態する鋼であればよく、例えば、機械構造鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼、Dual Phase鋼（DP鋼）又はその他の鉄合金であってもよい。 A carbon-containing iron alloy is, for example, carbon steel. The carbon-containing iron alloy is not limited to carbon steel, and may be any steel that contains carbon and undergoes martensitic transformation, such as mechanical structural steel, martensitic stainless steel, dual phase steel (DP steel), or other iron It may be an alloy.

実施形態に係る製造方法は、前記加工粉末を焼結することにより、調和組織を有する焼結体を形成することを含む。調和組織は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である。微細結晶粒領域では、結晶粒微細化により高硬度化している。実施形態において、微細結晶粒領域は、後述の処理により一層高硬度化される。 A manufacturing method according to an embodiment includes forming a sintered body having a harmonic structure by sintering the processed powder. The harmonic structure is a three-dimensional network-like structure in which coarse crystal grain regions that are dispersed and scattered are wrapped in fine crystal grain regions. In the fine crystal grain region, the hardness is increased due to the refinement of the crystal grains. In embodiments, the fine grain region is further hardened by the treatment described below.

実施形態に係る製造方法は、加熱された前記焼結体を急冷することを含む。急冷は、前記焼結により高温状態にある焼結体を急冷することであってもよいし、焼結後に徐冷してから再度熱処理をすることで高温状態にある焼結体を急冷することであってもよい。 A manufacturing method according to an embodiment includes quenching the heated sintered body. The quenching may be quenching the sintered body in a high temperature state by the sintering, or quenching the sintered body in a high temperature state by slowly cooling after sintering and then heat-treating again. may be

調和組織を有する炭素含有鉄合金材を熱処理することにより、微細結晶粒領域をより高硬度化することができる。すなわち、実施形態に係る製造方法では、前記急冷前において、オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域において、オーステナイトをより多く生成させる。オーステナイト変態を生じさせる温度は、Ａ１変態点以上の温度である。好ましくは、前記急冷前における加熱は、フェライトオーステナイト域の温度条件で行うことができる。フェライト－オーステナイト域は、炭素含有鉄合金材の平衡状態図におけるフェライトとオーステナイトとの２相領域である。フェライト－オーステナイト域の温度は、Ａ３変態点以下であって、Ａ１変態点以上の温度である。Ａ１変態点以上の温度での熱処理により、オーステナイトを生成することができる。また、Ａ３変態点以下の温度での熱処理により、微細結晶粒の粗大化を抑制して調和組織を維持するのが容易である。なお、Ａ３変態点以上の温度であっても、保持時間を調整することで、微細結晶粒の粗大化を抑制できる。なお、焼結体を形成するための焼結温度を、オーステナイト変態を生じさせる温度にしてもよいし、焼結後の熱処理における温度を、オーステナイト変態を生じさせる温度にしてもよい。 By heat-treating a carbon-containing iron alloy material having a harmonic structure, it is possible to increase the hardness of the fine grain region. That is, in the manufacturing method according to the embodiment, before the rapid cooling, austenite is generated more in the fine grain region than in the coarse grain region by heating under temperature conditions that cause austenite transformation. The temperature at which austenite transformation occurs is the temperature equal to or higher than the A1 transformation point. Preferably, the heating before the quenching can be performed under temperature conditions in the ferrite-austenite range. The ferrite-austenite region is the two-phase region of ferrite and austenite in the equilibrium diagram of carbon-bearing iron alloy materials. The temperature in the ferrite-austenite region is below the A3 transformation point and above the A1 transformation point. Austenite can be generated by heat treatment at a temperature equal to or higher than the A1 transformation point. Further, heat treatment at a temperature equal to or lower than the A3 transformation point makes it easy to suppress coarsening of fine crystal grains and maintain a harmonious structure. Even if the temperature is equal to or higher than the A3 transformation point, coarsening of the fine crystal grains can be suppressed by adjusting the holding time. The sintering temperature for forming the sintered body may be a temperature that causes austenite transformation, and the temperature in the heat treatment after sintering may be a temperature that causes austenite transformation.

オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、昇温過程で、微細結晶粒界上にオーステナイトが核生成し、成長する。オーステナイトは、炭素を多量に固溶することができる。微細結晶粒は、互いに方位差が大きく、粒界エネルギーが高いために、微細結晶粒領域は、オーステナイトの優先的な核生成場所となる。 By heating under temperature conditions that cause austenite transformation, austenite nucleates and grows on fine grain boundaries during the temperature rising process. Austenite can dissolve a large amount of carbon. Since the fine grains have a large orientation difference with each other and a high grain boundary energy, the fine grain region becomes a preferential nucleation site for austenite.

一方、表層部の内側の未加工層である粗大結晶粒領域では、微細結晶粒領域よりも優先的な核生成場所がないため、オーステナイトの生成が遅れる。粗大結晶粒領域ではオーステナイトの生成が遅れるのに対して、前述のように微細結晶粒領域では、オーステナイトの生成が促進され、オーステナイトの量が増加する。細結晶粒領域で増えたオーステナイトは、粗大結晶粒領域の炭素を拡散により取り込んでいく。これは、オーステナイトは、炭素を多量に固溶することができるためである。微細結晶粒領域から粗大結晶粒領域への炭素の拡散により、粗大結晶粒領域の炭素が少なくなる。粗大結晶粒領域では、炭素が少ないため、生成されるオーステナイトの量も少なくなる。この結果、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において、オーステナイトがより多く生成される。 On the other hand, in the coarse grain region, which is an unprocessed layer inside the surface layer, there is no preferential nucleation site than in the fine grain region, so the formation of austenite is delayed. While the formation of austenite is delayed in the coarse grain region, the formation of austenite is promoted in the fine grain region as described above, and the amount of austenite increases. Austenite increased in the fine grain region takes in carbon in the coarse grain region by diffusion. This is because austenite can dissolve a large amount of carbon. Diffusion of carbon from the fine grain region to the coarse grain region reduces carbon in the coarse grain region. Since there is less carbon in the coarse grain region, less austenite is produced. As a result, more austenite is produced in the fine grain region than in the coarse grain region.

また、微細結晶粒は結晶粒サイズが小さいため、微細結晶粒領域には、オーステナイトの核生成場所が大量存在する。このことからも、微細結晶粒領域では、粗大結晶粒領域の炭素を拡散により消費しつつ、大量かつ微細なオーステナイトが析出する。このため、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において、オーステナイトがより多く生成される。 Further, since the fine grains have a small grain size, a large amount of austenite nucleation sites exist in the fine grain region. For this reason as well, a large amount of fine austenite precipitates in the fine grain region while consuming carbon in the coarse grain region by diffusion. Therefore, more austenite is generated in the fine grain region than in the coarse grain region.

実施形態に係る製造方法では、前記急冷により前記オーステナイトをマルテンサイトに変態させて、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域がマルテンサイトを多く含む炭素含有鉄合金材を得る。前述のように、微細結晶粒領域は、粗大結晶粒領域よりもオーステナイトを多く含むため、結果として急冷により生成されるマルテンサイトも、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多くなる。硬度が高いマルテンサイトが粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域の方が、硬度が一層高くなる。 In the manufacturing method according to the embodiment, the austenite is transformed into martensite by the rapid cooling to obtain a carbon-containing iron alloy material in which the fine grain region contains more martensite than the coarse grain region. As described above, the fine grain region contains more austenite than the coarse grain region, and as a result, the amount of martensite produced by rapid cooling is also greater in the fine grain region than in the coarse grain region. Since there is more martensite, which has a higher hardness, in the fine grain region than in the coarse grain region, the hardness is higher in the fine grain region than in the coarse grain region.

（２）前記焼結は、オーステナイト変態を生じさせる温度条件にて行われるのが好ましい。この場合、焼結時においてもオーステナイトを生成することができ、効率的である。なお、効率を考慮しない場合は、焼結温度は、オーステナイト変態を生じさせる温度よりも低い温度であってもよい。すなわち、焼結温度は、調和組織を容易に維持するため、Ａ３変態点以下の温度以下が好ましい。焼結温度は、Ａ１変態点以上であるのが好ましいが、Ａ１変態点以下であってもよい。焼結温度は高い方が密度を上げやすい。 (2) The sintering is preferably performed under temperature conditions that cause austenite transformation. In this case, austenite can be generated even during sintering, which is efficient. If efficiency is not considered, the sintering temperature may be lower than the temperature that causes austenite transformation. That is, the sintering temperature is preferably below the A3 transformation point in order to easily maintain the harmonic structure. The sintering temperature is preferably equal to or higher than the A1 transformation point, but may be equal to or lower than the A1 transformation point. The higher the sintering temperature, the easier it is to increase the density.

（３）実施形態に係る製造方法は、前記急冷の後に、前記炭素含有鉄合金材を焼戻しすることを更に含むことができる。焼戻しすることで、急冷（焼入れ）により硬く脆くなっている炭素含有鉄合金材全体の粘りを回復させることができる。焼戻しにより、硬く脆いマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトとセメンタイト等の炭化物とに変化する。焼戻しマルテンサイト及びセメンタイトは、硬度が高い。焼戻し温度は、炭素含有鉄合金のための一般的な温度でよい。焼戻し温度は、例えば、炭化物を生成させるべく、４２３Ｋ（約１５０°）からＡ１変態点の間である。より好ましくは、焼戻し温度は、５７３Ｋから８７３Ｋの間である。より細かな炭化物を析出させることで強度を高くすることができる。 (3) The manufacturing method according to the embodiment may further include tempering the carbon-containing iron alloy material after the quenching. By tempering, the tenacity of the entire carbon-containing iron alloy material, which has become hard and brittle due to rapid cooling (quenching), can be recovered. By tempering, hard and brittle martensite changes into tempered martensite and carbides such as cementite. Tempered martensite and cementite have high hardness. The tempering temperature can be a temperature typical for carbon-containing iron alloys. The tempering temperature is, for example, between 423 K (approximately 150°) and the A1 transformation point to form carbides. More preferably, the tempering temperature is between 573K and 873K. The strength can be increased by precipitating finer carbides.

焼戻しされた前記炭素含有鉄合金材においては、前記微細結晶粒領域が、前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含む。すなわち、焼戻し前の前記炭素含有鉄合金材においては、マルテンサイトが粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いため、焼戻しマルテンサイトも、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多くなる。硬度が高い焼戻しマルテンサイトが、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、全体として粘りが回復した炭素含有鉄合金材において、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域の硬度を高くすることができる。この結果、高強度と高延性を両立させることができる。なお、調和組織材料の延性が高い理由は、微細結晶粒（Shell）の網目構造がしっかりしている（高い完成度）ことで変形時の局所的な変形の進行（ネッキングなど）が抑制されるためである。網目構造の完成度が高いほど高延性となる。網目構造の完成度は、粉末の強加工による微細粒が多いほど高くなる。 In the tempered carbon-containing iron alloy material, the fine grain region contains more tempered martensite than the coarse grain region. That is, in the carbon-containing iron alloy material before tempering, martensite is more in the fine grain region than in the coarse grain region, so tempered martensite is also greater in the fine grain region than in the coarse grain region. Since tempered martensite, which has a higher hardness, is more in the fine grain region than in the coarse grain region, the hardness of the fine grain region is higher than that of the coarse grain region in the carbon-containing iron alloy material whose stickiness has been recovered as a whole. can do. As a result, both high strength and high ductility can be achieved. The reason for the high ductility of the harmonic structure material is that the mesh structure of the fine crystal grains (shell) is solid (high degree of perfection), which suppresses the progress of local deformation (necking, etc.) during deformation. It's for. The higher the degree of perfection of the network structure, the higher the ductility. The degree of perfection of the network structure becomes higher as the number of fine grains produced by strong working of the powder increases.

（４）前記炭素含有鉄合金は、炭素含有量が０．３質量％以上であるのが好ましい。一般に、炭素含有鉄合金（特に、炭素鋼）においては、炭素含有炭素が多いと、マルテンサイトが生成されにくく、焼入れをしても硬度を高くするのが困難である。しかし、実施形態に係る製造方法によれば、炭素含有量が０．３質量％またはそれ以上に多くても、調和組織の微細結晶粒領域においてマルテンサイトを効率的に生成でき、硬度を高くすることができる。 (4) The carbon-containing iron alloy preferably has a carbon content of 0.3% by mass or more. In general, in a carbon-containing iron alloy (especially carbon steel), when the carbon-containing carbon is large, martensite is difficult to form, and it is difficult to increase the hardness even by quenching. However, according to the production method according to the embodiment, even if the carbon content is as high as 0.3% by mass or more, martensite can be efficiently generated in the fine grain region of the harmonic structure, increasing the hardness. be able to.

（５）前記炭素含有鉄合金は、炭素鋼であるのが好ましい。 (5) The carbon-containing iron alloy is preferably carbon steel.

（６）実施形態に係る炭素含有鉄合金材は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含むことができる。 (6) The carbon-containing iron alloy material according to the embodiment has a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse grain regions are wrapped in fine grain regions, and the fine grain regions can contain more tempered martensite than the coarse grain region.

（７）実施形態に係る炭素含有鉄合金材は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりもマルテンサイトを多く含むことができる。なお、マルテンサイトは、焼戻しをすることにより、焼戻しマルテンサイトになる。 (7) The carbon-containing iron alloy material according to the embodiment has a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse grain regions are wrapped in fine grain regions, and the fine grain regions can contain more martensite than the coarse grain region. In addition, martensite becomes tempered martensite by tempering.

＜２．炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材の例＞ <2. Method for producing carbon-containing iron alloy material and example of carbon-containing iron alloy material>

図１及び図２は、炭素含有鉄合金材の製造方法の一例を示している。まず、炭素含有鉄合金の粉末として、炭素鋼粉末（原料粉末）を用意する。ここでは、原料粉末として、０．３質量%炭素鋼粉末（C:0.317，Si：0.99，Mn：1.00，P：0.006，S：0.005，Ni：0.09、Cr：0.13，Fe:bal. (質量%)）を用いた。粉末粒子径は、約150μｍである。炭素鋼粉末としては、山陽特殊鋼製：商品名Y030C粉末を用いた。炭素鋼粉末は、ガスアトマイズ装置を用いて作製されたものである。図３（ａ）において模式的に示すように、原料粉末３の各粒子は、複数の比較的粗大な結晶粒７が集まって構成されている。 1 and 2 show an example of a method for producing a carbon-containing iron alloy material. First, carbon steel powder (raw material powder) is prepared as a carbon-containing iron alloy powder. Here, 0.3% by mass carbon steel powder (C: 0.317, Si: 0.99, Mn: 1.00, P: 0.006, S: 0.005, Ni: 0.09, Cr: 0.13, Fe: bal. (mass %)) was used. The powder particle size is about 150 μm. As the carbon steel powder, Y030C powder manufactured by Sanyo Special Steel Co., Ltd. was used. The carbon steel powder was produced using a gas atomizer. As schematically shown in FIG. 3(a), each particle of the raw material powder 3 is composed of a plurality of relatively coarse crystal grains 7 gathered together.

なお、０．３質量%炭素鋼粉末は、粉末製造時の急冷により、マルテンサイト相（ＢＣＣ構造）になっている。マルテンサイトなどのＢＣＣ構造の鉄は、炭素固溶量がたかだか０．０２質量％であるため、０．３質量%の炭素を含有する原料粉末は、過飽和状態であるといえる。 Note that the 0.3% by mass carbon steel powder has a martensite phase (BCC structure) due to rapid cooling during powder production. Since iron with a BCC structure such as martensite has a carbon solid solution amount of at most 0.02% by mass, it can be said that a raw material powder containing 0.3% by mass of carbon is in a supersaturated state.

＜２．１ 結晶粒微細化処理（メカニカルミリングＭＭ）：ステップＳ１１＞ <2.1 Crystal Grain Refining Treatment (Mechanical Milling MM): Step S11>

原料粉末に対する結晶粒微細化処理として、遊星型ボールミル装置を用いて、メカニカルミリングＭＭを行った。メカニカルミリングは、アルゴン雰囲気中にて、回転速度２００ｒｐｍ、ミリング時間１８０ｋｓの条件にて行った。なお、原料粉末とボールの質量比を、１：２とした。原料粉末に対するメカニカルミリングＭＭにより、加工粉末が得られた。 Mechanical milling MM was performed using a planetary ball mill as a crystal grain refining treatment for the raw material powder. Mechanical milling was performed in an argon atmosphere under conditions of a rotation speed of 200 rpm and a milling time of 180 ks. The mass ratio of the raw material powder and the balls was set to 1:2. A processed powder was obtained by mechanical milling MM on the raw material powder.

加工粉末の断面観察により、加工粉末の表層部に約１５μｍ程度の加工層が確認された。加工層は、超強加工により、マルテンサイトが微細化したナノ結晶粒組織（微細結晶粒組織）となっていた。すなわち、図３（ｂ）において模式的に示すように、加工粉末６の表層部８は、微細結晶粒８ａからなる微細結晶粒組織になっている。ここで、微細結晶粒組織８は、複数の微細結晶粒８ａが集まった構造である。なお、ナノ結晶粒界には、過飽和炭素が濃化した偏析状態ができていると考えられる。 By observing the cross section of the processed powder, a processed layer of about 15 μm was confirmed on the surface layer of the processed powder. The worked layer had a nanocrystalline grain structure (fine grained structure) in which martensite was refined by ultra-strong working. That is, as schematically shown in FIG. 3B, the surface layer portion 8 of the processed powder 6 has a fine crystal grain structure composed of fine crystal grains 8a. Here, the fine crystal grain structure 8 is a structure in which a plurality of fine crystal grains 8a are gathered. In addition, it is considered that a segregation state in which supersaturated carbon is concentrated is formed at the nanograin boundary.

メカニカルミリングＭＭでは、表層部８の内側領域２は微細化加工されないか、微細化加工が十分されないため、内側領域２は、粗大結晶粒組織になっている。粗大結晶粒組織２は、原料粉末における粗大結晶粒７が概ね維持された粗大結晶粒２ａからな組織である。すなわち、粗大結晶粒組織２は、複数の粗大結晶粒７が集まった構造である。 In the mechanical milling MM, the inner region 2 of the surface layer portion 8 is not finely processed or sufficiently finely processed, so that the inner region 2 has a coarse crystal grain structure. The coarse crystal grain structure 2 is a structure composed of coarse crystal grains 2a in which the coarse crystal grains 7 in the raw material powder are generally maintained. That is, the coarse grain structure 2 is a structure in which a plurality of coarse grains 7 are gathered.

＜２.２ 焼結（プラズマ放電焼結ＳＰＳ）：ステップＳ１２＞ <2.2 Sintering (Plasma Discharge Sintering SPS): Step S12>

続いて、得られた加工粉末を、プラズマ放電焼結ＳＰＳにより固化生成し、調和組織を有する焼結体を形成した。なお、焼結は、一般的な粉末冶金製造技術での冷間圧粉及び加熱焼結により行ってもよいし、熱間鍛造により行ってもよい。焼結は、焼結時にオーステナイトを生成させるため、Ａ１変態点（１０００Ｋ）より高い１０６３Ｋにて行った。また、焼結の保持時間３．６ｋｓ、圧力１００ＭＰａとした。なお、微細結晶粒の粗大化を抑制するため、焼結温度は、Ａ３変態点以下であるのが好ましい。すなわち、焼結は、フェライト－オーステナイト域の温度条件にて行われるのが好ましい。 Subsequently, the obtained processed powder was solidified by plasma discharge sintering SPS to form a sintered body having a harmonic structure. The sintering may be performed by cold compaction and heat sintering in a general powder metallurgy manufacturing technique, or may be performed by hot forging. Sintering was performed at 1063 K, which is higher than the A1 transformation point (1000 K), in order to generate austenite during sintering. The sintering holding time was 3.6 ks and the pressure was 100 MPa. In order to suppress coarsening of fine crystal grains, the sintering temperature is preferably equal to or lower than the A3 transformation point. That is, sintering is preferably carried out under temperature conditions in the ferrite-austenite region.

図３（ｃ）において模式的に示すように、焼結体においては、焼結前の加工粉末６の微細結晶粒組織８同士が結合し、立体的な（３次元の）ネットワーク状（網目状）の微細結晶粒領域１になる。微細結晶粒領域１は、複数の微細結晶粒が集まった領域である。焼結体においては、微細結晶粒領域１に包まれた粗大結晶粒領域２が分散点在する。粗大結晶粒領域２は、複数の粗大結晶粒が集まった領域である。 As schematically shown in FIG. 3(c), in the sintered body, the fine crystal grain structures 8 of the processed powder 6 before sintering are bonded together to form a three-dimensional (three-dimensional) network. ) becomes the fine grain region 1. The fine crystal grain region 1 is a region where a plurality of fine crystal grains are gathered. In the sintered body, coarse crystal grain regions 2 surrounded by fine crystal grain regions 1 are dispersed. Coarse grain region 2 is a region where a plurality of coarse grains are gathered.

前述のように、焼結の昇温過程で、微細結晶粒界上にオーステナイトが核生成し、成長する。微細結晶粒領域は、オーステナイトの優先的な核生成場所となっている。 As described above, during the heating process of sintering, austenite nucleates and grows on fine grain boundaries. The fine grain regions are the preferential nucleation sites for austenite.

一方、粗大結晶粒領域では、オーステナイトの生成が遅れるため、前述のように、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において、オーステナイトがより多く生成される。つまり、微細結晶粒領域のオーステナイトは、粗大結晶粒領域よりも多くなる。 On the other hand, since the formation of austenite is delayed in the coarse grain region, more austenite is formed in the fine grain region than in the coarse grain region, as described above. That is, the fine grain region contains more austenite than the coarse grain region.

＜２．３ 徐冷ＦＣ：ステップＳ１３＞
徐冷により、焼結体中のオーステナイトが、フェライトとセメンタイトに分解され、微細なパーライトに変態する。したがって、焼結中において、微細結晶粒領域のオーステナイトが、粗大結晶粒領域よりも多くなっていることは、徐冷後において、微細結晶粒領域のパーライトは、粗大結晶粒領域よりも多くなっていることにより確認できる。 <2.3 Slow Cooling FC: Step S13>
By slow cooling, austenite in the sintered body is decomposed into ferrite and cementite, and transformed into fine pearlite. Therefore, the fact that the amount of austenite in the fine grain region is greater than that in the coarse grain region during sintering means that the amount of pearlite in the fine grain region is greater than that in the coarse grain region after slow cooling. This can be confirmed by

図４Ａは、徐冷後の焼結体のＥＢＳＤ画像を示している。図４Ａより、調和組織を有する焼結体が得られていることが確認できる。なお、図４Ａ以降で、微細結晶粒領域を「shell」で示し、粗大結晶粒領域を「core」で示す。図４Ｂは、図４Ａに示す焼結体のshell近傍の拡大ＥＢＳＤ画像であり、図５Ａは、図４Ａに示す焼結体のcore拡大ＥＢＳＤ画像であり、図５Ｂは、図４Ａに示す焼結体のshell拡大ＥＢＳＤ画像である。 FIG. 4A shows an EBSD image of the sintered body after slow cooling. From FIG. 4A, it can be confirmed that a sintered body having a harmonic structure was obtained. In FIG. 4A and subsequent figures, the fine grain region is indicated by "shell" and the coarse grain region is indicated by "core". 4B is an enlarged EBSD image near the shell of the sintered body shown in FIG. 4A, FIG. 5A is an enlarged core EBSD image of the sintered body shown in FIG. 4A, and FIG. 5B is an enlarged EBSD image of the sintered body shown in FIG. Fig. 3 is a shell-enlarged EBSD image of the body;

図５Ａから、coreは、フェライトαとパーライトＰとを有する組織であることがわかる。ここで、パーライトＰは、フェライトの薄い層とセメンタイトの薄い層とが交互に並んだ積層構造を持つため、図５Ａにおいて、積層構造状の部分がパーライトＰであると判別できる。図５Ａに示すcoreでは、パーライトＰは比較的まばらに点在しているのに対して、図５Ｂに示すshellでは、積層構造のパーライトＰは、coreのパーライトＰよりも微細であり、coreよりも多いことがわかる。このように、パーライトＰは、調和組織のcoreとshellとで、量を異ならせてアンバランスにすることができる。また、パーライトＰのサイズは、元のオーステナイトγのサイズに依存するため、より細かなオーステナイトγが生成されていれば、より細かなパーライトＰが生成される。通常、大きなサイズのオーステナイトγがパーライトＰに変態する際、オーステナイトγの粒界のあちこちからパーライトＰが生成してコロニー（Ｐ集団）を形成する（パーライトＰはフェライトとセメンタイトの層状構造である）。オーステナイトγのサイズが小さいと、それに応じてコロニー数、コロニーサイズが小さくなり、パーライトＰサイズが小さくなる。（図５Ｃ参照）。なお、shellでは、フェライトαも微細である。 From FIG. 5A, it can be seen that the core is a structure having ferrite α and pearlite P. Here, since the pearlite P has a layered structure in which thin layers of ferrite and thin layers of cementite are alternately arranged, it can be determined that the portion having a layered structure is pearlite P in FIG. 5A. In the core shown in FIG. 5A, the pearlite P is relatively sparsely scattered, whereas in the shell shown in FIG. It can be seen that there are many In this way, the perlite P can be made unbalanced in different amounts in the core and shell of the harmonic structure. Further, since the size of the pearlite P depends on the size of the original austenite γ, finer pearlite P is produced if finer austenite γ is produced. Normally, when large-sized austenite γ transforms into pearlite P, pearlite P is generated from here and there around the grain boundaries of austenite γ to form colonies (P populations) (pearite P has a layered structure of ferrite and cementite). . When the size of austenite γ is small, the colony number and colony size are correspondingly reduced, and the perlite P size is also reduced. (See FIG. 5C). In the shell, ferrite α is also fine.

＜２．４ 熱処理ＨＴ：ステップＳ１４＞ <2.4 Heat Treatment HT: Step S14>

徐冷ＦＣ後、再度、熱処理ＨＴを行った。熱処理は、パーライトをオーステナイトに変態させるため、Ａ１変態点（１０００Ｋ）より高い１０６３Ｋにて行った。また、熱処理ＨＴの保持時間６００ｓとした。なお、微細結晶粒の粗大化を抑制するため、熱処理ＨＴの温度は、Ａ３変態点以下であるのが好ましい。すなわち、熱処理ＨＴは、フェライト－オーステナイト域の温度条件にて行われるのが好ましい。なお、焼結ＳＰＳと熱処理ＨＴとの間に、徐冷ＦＣが行われる必要はなく、焼結ＳＰＳと熱処理ＨＴとを連続的におこなってもよい。また、焼結ＳＰＳと熱処理ＨＴの温度は同じである必要はない。また、一般的な工業的なプロセスに準拠すると、粉末を金型に入れて冷間圧粉して部品を成型し、それをベルトコンベアで加熱炉に通して焼結することで、図１のステップＳ１２からステップＳ１４に相当する処理を行い、最後に油槽や水槽に部品を落下させることで、後述のステップＳ１５を行うことができる。 After slow cooling FC, heat treatment HT was performed again. The heat treatment was performed at 1063K, which is higher than the A1 transformation point (1000K), in order to transform pearlite into austenite. Also, the holding time of the heat treatment HT was set to 600 s. In addition, in order to suppress the coarsening of fine crystal grains, the temperature of the heat treatment HT is preferably equal to or lower than the A3 transformation point. That is, the heat treatment HT is preferably performed under temperature conditions in the ferrite-austenite region. It should be noted that slow cooling FC need not be performed between the sintering SPS and the heat treatment HT, and the sintering SPS and the heat treatment HT may be performed continuously. Also, the temperatures of sintering SPS and heat treating HT need not be the same. In addition, according to a general industrial process, the powder is put into a mold and cold compacted to form a part, which is passed through a heating furnace on a belt conveyor and sintered to obtain the By performing processing corresponding to steps S12 to S14 and finally dropping the component into an oil tank or a water tank, step S15, which will be described later, can be performed.

再度の熱処理ＨＴにより、パーライトは、オーステナイトに変態する。したがって、焼結体は、フェライトとオーステナイトの２相の組織となる。再度の熱処理ＨＴによっても、微細結晶粒領域のオーステナイトは、粗大結晶粒領域よりも多くなる。 The second heat treatment HT transforms pearlite into austenite. Therefore, the sintered body has a two-phase structure of ferrite and austenite. Even by the second heat treatment HT, the fine grain region contains more austenite than the coarse grain region.

＜２．５ 水焼入れＷＱ：ステップＳ１５＞ <2.5 Water Quenching WQ: Step S15>

熱処理ＨＴにより加熱された状態にある焼結体を、水焼入れＷＱにより急冷した。急冷により、オーステナイトは、マルテンサイトに変態する。前述のように、微小結晶粒領域（shell）にはオーステナイトが、粗大結晶粒領域よりも多く存在するため、水焼入れＷＱ後において、微小結晶粒領域のマルテンサイトは、粗大結晶粒領域よりも多くなる。 The sintered body heated by heat treatment HT was quenched by water quenching WQ. Rapid cooling transforms austenite into martensite. As described above, since there is more austenite in the fine grain region (shell) than in the coarse grain region, after water quenching WQ, the fine grain region has more martensite than the coarse grain region. Become.

ここで、図６Ａは、水焼入れＷＱ後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図６Ｂは、図６Ａの焼結体のshell近傍の拡大ＥＢＳＤ画像であり、図７Ａは、図６Ａの焼結体のcore拡大画像であり、図７Ｂは、図６Ａの焼結体のshell拡大画像である。図６Ａにより、水焼入れＷＱ後も調和組織が維持されていることがわかる。 Here, FIG. 6A is an EBSD image of the sintered body after water quenching WQ. 6B is an enlarged EBSD image near the shell of the sintered body of FIG. 6A, FIG. 7A is an enlarged core image of the sintered body of FIG. 6A, and FIG. 7B is an enlarged shell of the sintered body of FIG. 6A. It is an image. It can be seen from FIG. 6A that the harmonized structure is maintained even after water quenching WQ.

図７Ａに示されるように、粗大結晶粒領域（core）では、フェライトαとマルテンサイトα´の２相組織になっていることがわかる。図７Ｂに示されるように、微小結晶粒領域（shell）でも同様に、フェライトαとマルテンサイトα´の２相組織になっているが、微小結晶粒領域（shell）では、マルテンサイトα´が、粗大結晶粒領域よりも多いことがわかる。したがって、硬度が高いマルテンサイトα´が粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、粗大結晶粒領域（core）よりも微細結晶粒領域(shell)の方の硬度をより高くすることができる。なお、熱処理ＨＴ及び水焼入れＷＱ後に存在しているフェライトαは、焼結ＳＰＳ及び徐冷ＦＣ後に存在していたフェライトαがそのまま残ったものである。 As shown in FIG. 7A, the coarse crystal grain region (core) has a two-phase structure of ferrite α and martensite α'. As shown in FIG. 7B, the micrograin region (shell) also has a two-phase structure of ferrite α and martensite α', but in the micrograin region (shell), martensite α' , is larger than that of the coarse grain region. Therefore, the hardness of the fine grain region (shell) is higher than that of the coarse grain region (core) due to the presence of more martensite α', which has a higher hardness, in the fine grain region than in the coarse grain region. can be done. The ferrite α existing after the heat treatment HT and water quenching WQ is the ferrite α that remained after the sintering SPS and the slow cooling FC.

＜２．６ 焼戻しＡＮ：ステップＳ１６＞
水焼入れＷＱ後、延性を回復させるため、焼戻しＡＮを行った。焼き戻しは、温度５７３Ｋ（３００°Ｃ）、保持時間１．８ｋｓにて行い、空冷した。 <2.6 Tempering AN: Step S16>
After water quenching WQ, tempering AN was performed in order to restore ductility. Tempering was performed at a temperature of 573 K (300° C.) for a holding time of 1.8 ks, followed by air cooling.

焼戻しＡＮすることで、急冷（焼入れ）により硬く脆くなっている焼結体（炭素含有鉄合金材；炭素鋼材）全体の粘りを回復させることができる。焼戻しＡＮにより、硬く脆いマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトとセメンタイトとに変化する。 By performing tempering AN, the tenacity of the entire sintered body (carbon-containing iron alloy material; carbon steel material) that has become hard and brittle due to rapid cooling (quenching) can be recovered. Hard and brittle martensite changes into tempered martensite and cementite by tempering AN.

図８Ａは、焼戻しＡＮ後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図８Ｂは、図８Ａの焼結体のshell近傍の拡大画像であり、図９Ａは、図８Ａの焼結体のcore拡大画像であり、図９Ｂは、図８Ａの焼結体のshell拡大画像である。図８Ａにより、焼戻しＡＮ後も調和組織が維持されていることがわかる。 FIG. 8A is an EBSD image of the sintered body after tempering AN. 8B is an enlarged image of the vicinity of the shell of the sintered body of FIG. 8A, FIG. 9A is an enlarged core image of the sintered body of FIG. 8A, and FIG. 9B is an enlarged shell image of the sintered body of FIG. 8A. is. It can be seen from FIG. 8A that the harmonized structure is maintained even after tempering AN.

焼戻しＡＮされた焼結体においては、当然に、微細結晶粒領域が、粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含む。硬度が高い焼戻しマルテンサイトが、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、全体として粘りが回復した炭素含有鉄合金材において、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域の硬度を一層高くすることができる。 In a tempered AN-annealed sintered body, the fine grain region naturally contains more tempered martensite than the coarse grain region. Since the tempered martensite, which has a higher hardness, is more in the fine grain region than in the coarse grain region, the hardness of the fine grain region is increased more than that of the coarse grain region in the carbon-containing iron alloy material whose stickiness has been recovered as a whole. can be higher.

＜３．実施例と比較例との比較＞ <3. Comparison between Examples and Comparative Examples>

ステップＳ１１～Ｓ１６により作製された炭素鋼材を第１実施例とする。前述のように第１実施例では、焼戻しＡＮの温度が５７３Ｋ（３００°Ｃ）である。また、６７３Ｋ（４００°Ｃ）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第２実施例とし、７２３Ｋ（４５０°Ｃ）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第３実施例とし、７７３Ｋ（５００°Ｃ）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第４実施例とし、８７３Ｋ（６００°）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第５実施例とした。なお、第２～第５実施例において、焼戻しＡＮの温度以外の製造条件は、第１実施例と同様である。第１～第５実施例は、すべて調和組織を有する。 The carbon steel material produced by steps S11 to S16 is referred to as a first example. As described above, in the first embodiment, the tempering AN temperature is 573K (300°C). In addition, a carbon steel material tempered AN at a temperature of 673K (400°C) is used as the second example, a carbon steel material tempered AN at a temperature of 723K (450°C) is used as a third example, and a temperature of 773K (500°C) is used. The carbon steel material tempered AN at the temperature of C) was taken as the fourth example, and the carbon steel material tempered AN at the temperature of 873 K (600°) was taken as the fifth example. In addition, in the second to fifth examples, the manufacturing conditions other than the tempering AN temperature are the same as in the first example. The first to fifth examples all have harmonious textures.

実施例１と同様の原料粉末（炭素鋼粉末）に対してメカニカルミリングＭＭ（ステップＳ１１）を施すことなく、ステップＳ１２～Ｓ１６を行うことにより、比較例となる炭素鋼材を作製した。比較例は、均一組織材（非調和組織材）である。メカニカルミリングＭＭ（ステップＳ１１）を行わないこと以外は、第１実施例と同様に作製された炭素鋼材を第１比較例とする。第１比較例では、焼戻しＡＮの温度が５７３Ｋである。また、６７３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第２比較例とし、７２３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第３比較例とし、７７３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第４比較例とし、８７３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第５比較例とした。なお、第２～第５比較例において、焼戻しＡＮの温度以外の製造条件は、第１比較例と同様である。 A carbon steel material as a comparative example was produced by performing Steps S12 to S16 without performing mechanical milling MM (Step S11) on the same raw material powder (carbon steel powder) as in Example 1. A comparative example is a uniform textured material (inharmonic textured material). A carbon steel material manufactured in the same manner as in the first example except that the mechanical milling MM (step S11) is not performed is used as a first comparative example. In the first comparative example, the tempering AN temperature is 573K. Further, a carbon steel material tempered AN at a temperature of 673 K is used as a second comparative example, a carbon steel material tempered AN at a temperature of 723 K is used as a third comparative example, and a carbon steel material tempered AN at a temperature of 773 K is used as a fourth comparative example. As an example, a carbon steel material tempered AN at a temperature of 873K was used as a fifth comparative example. In addition, in the second to fifth comparative examples, the manufacturing conditions other than the tempering AN temperature are the same as in the first comparative example.

＜３．１ 引張試験＞ <3.1 Tensile test>

図１０は、実施例及び比較例の引張試験結果を示している。なお、図１０において、”as sintered”と示されているデータは、第１実施例及び第１比較例において、プラズマ放電焼結ＳＰＳ（ステップＳ１２）及び徐冷ＦＣ（ステップＳ１３）が行われた状態の焼結体であって、熱処理ＨＴ（ステップＳ１４）、水焼入れＷＱ（ステップＳ１５）及び焼戻しＡＮ（ステップＳ１６）が行われていない状態の焼結体の引張試験結果（参考例）である。 FIG. 10 shows the tensile test results of Examples and Comparative Examples. In addition, in FIG. 10, the data indicated as "as sintered" are those in which plasma discharge sintering SPS (step S12) and slow cooling FC (step S13) were performed in the first embodiment and the first comparative example. It is a tensile test result (reference example) of a sintered body in a state where heat treatment HT (step S14), water quenching WQ (step S15), and tempering AN (step S16) are not performed. .

図１０において、縦軸は公称応力（Nominal Stress）を示し、横軸は公称ひずみ（Nominal Strain）を示し、実施例、比較例、及び参考例それぞれの応力－ひずみ曲線が示されている。また、図１０において、ＨＳは、調和組織を有する実施例を示し、Ｈｏｍｏは均一組織を有する比較例を示している。 In FIG. 10, the vertical axis indicates the nominal stress, the horizontal axis indicates the nominal strain, and the stress-strain curves of the examples, comparative examples, and reference examples are shown. Also, in FIG. 10, HS indicates an example having a harmonious texture, and Homo indicates a comparative example having a uniform texture.

図１０に示すように、焼結をしただけの参考例においては、調和組織材ＨＳ及び均一組織材Ｈｏｍｏのいずれも弾性変形域で破断した。なお、焼結しただけでも、調和組織材ＨＳのほうがやや高硬度である。 As shown in FIG. 10, in the reference example which was only sintered, both the harmonic texture material HS and the uniform texture material Homo broke in the elastic deformation region. Note that the harmonic structure material HS has a slightly higher hardness even after being sintered.

一方、５７３Ｋの温度で焼戻しＡＮされた第１実施例１及び第１比較例では、いずれも組成変形した。図示のように、第１実施例は、第１比較例に比べて、高硬度化していることがわかる。これは、実施例１では、高硬度である焼戻しマルテンサイトが、微細化組織領域において多く生成されているためである。 On the other hand, in the first example 1 and the first comparative example tempered and AN-processed at a temperature of 573K, the composition was changed. As shown in the figure, it can be seen that the hardness of the first example is higher than that of the first comparative example. This is because, in Example 1, a large amount of tempered martensite having high hardness is generated in the refined structure region.

また、６３７Ｋの温度で焼戻しされた第２実施例では、組成変形量が増加しており、高延性化している。つまり、第２実施例では、高硬度と高延化がよく両立している。同様の結果が、第３実施例、第４実施例及び第５実施例においてもみられる。 In addition, in the second example tempered at a temperature of 637K, the amount of compositional deformation is increased and the ductility is increased. That is, in the second embodiment, high hardness and high elongation are well compatible. Similar results are seen in the third, fourth and fifth examples.

＜３．２ 引張靭性＞ <3.2 Tensile toughness>

図１１は、実施例、比較例及び参考例の引張靭性を示している。図１１において、丸印は実施例及び調和組織を有する参考例を示す。丸印のうち、白丸印は実施例を示し、黒丸印は参考例を示す。三角印は比較例及び均一組織を有する参考例を示す。三角印のうち、白三角印は比較例を示し、白丸印は参考例を示す。 FIG. 11 shows the tensile toughness of Examples, Comparative Examples and Reference Examples. In FIG. 11, circles indicate examples and reference examples having harmonious textures. Of the circles, white circles indicate examples, and black circles indicate reference examples. Triangular marks indicate comparative examples and reference examples having a uniform structure. Of the triangles, white triangles indicate comparative examples, and white circles indicate reference examples.

図１１において、Ａは、焼戻しＡＮの温度が６７３Ｋであることを示し、第２実施例及び第２比較例に対応する。Ｂは、焼戻しＡＮの温度が７２３Ｋであることを示し、第３実施例及び第３比較例に対応する。Ｃは、焼戻しＡＮの温度が７７３Ｋであることを示し、第４実施例及び第４比較例に対応する。Ｄは、焼戻しＡＮの温度が８７３Ｋであることを示し、第５実施例及び第５比較例に対応する。 In FIG. 11, A indicates that the tempering AN temperature is 673 K, corresponding to the second example and the second comparative example. B indicates that the tempering AN temperature is 723 K, corresponding to the third example and the third comparative example. C indicates that the tempering AN temperature is 773 K, corresponding to the fourth example and the fourth comparative example. D indicates that the tempering AN temperature is 873 K, corresponding to the fifth example and the fifth comparative example.

図１１において、縦軸は、引張試験における最高引張強さＵＴＳを示し、横軸は引張試験において破壊に至るまでの吸収エネルギー（引張靱性：Tensile Toughness）を示す。図１１において、調和組織を有する実施例が位置する領域Ｘは、均一組織を有する比較例が位置する領域Ｙに比べて、右上に位置しており、より高硬度であってより高延性であることがわかる。 In FIG. 11, the vertical axis indicates the maximum tensile strength UTS in the tensile test, and the horizontal axis indicates the absorbed energy (tensile toughness) until fracture in the tensile test. In FIG. 11, the region X where the example having the harmonious structure is located is located on the upper right side compared to the region Y where the comparative example having the uniform structure is located, and has higher hardness and higher ductility. I understand.

＜３．３ ビッカーズ硬さ＞ <3.3 Vickers hardness>

図１２は、実施例、比較例及び参考例のビッカーズ硬さ試験結果を示している。図１２において縦軸はビッカーズ硬さを示す。図１２の横軸において、「ＳＰＳまま」は、参考例を示し、「ＷＱ」は、実施例及び比較例において焼戻しＡＮ前の水焼入れＷＱままの炭素鋼材を示し、「ＡＮ＿５７３Ｋ」は、第１実施例及び第２比較例を示し、「ＡＮ＿６７３Ｋ」は、第２実施例及び第２比較例を示し、「ＡＮ＿７７３Ｋ」は、第４実施例及び第４比較例を示し、「ＡＮ＿８７３Ｋ」は、第５実施例及び第５比較例を示す。 FIG. 12 shows Vickers hardness test results of Examples, Comparative Examples, and Reference Examples. In FIG. 12, the vertical axis indicates Vickers hardness. On the horizontal axis of FIG. 12, "SPS as-is" indicates the reference example, "WQ" indicates the water-quenched WQ as-is carbon steel material before tempering AN in the examples and comparative examples, and "AN_573K" indicates the first An example and a second comparative example are indicated, "AN_673K" indicates the second example and the second comparative example, "AN_773K" indicates the fourth example and the fourth comparative example, and "AN_873K" indicates the 5 examples and a fifth comparative example are shown.

また、図１２において、「Homo」は、均一組織材を示し、「core」は、実施例における調和組織の粗大結晶粒領域を示し、「shell」は、実施例における調和組織の微細結晶粒領域を示す。 In addition, in FIG. 12, "Homo" indicates a uniform structure material, "core" indicates a coarse grain region of the harmonic structure in the example, and "shell" is a fine grain region of the harmonic structure in the example. indicates

図１２に示すように、shellは、いずれの条件においても、core及びHomoよりもビッカーズ硬さが大幅に高くなっていることがわかる。ただし、「ＳＰＳまま」において、shellの硬度が高くなっているのは、shellの結晶粒が微細化しているためであるのに対して、「ＷＱ」「ＡＮ＿５７３Ｋ」「ＡＮ＿６７３Ｋ」「ＡＮ＿７７３Ｋ」「ＡＮ＿８７３Ｋ」において、shellの硬度が高くなっているのは、shellの微細化に加えて、shellに存在するマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが多くなっているためである。 As shown in FIG. 12, the shell has a significantly higher Vickers hardness than the core and Homo under any conditions. However, in "SPS as it is", the hardness of the shell is high because the crystal grains of the shell are refined, whereas "WQ", "AN_573K", "AN_673K", "AN_773K", and "AN_873K". ”, the reason why the hardness of the shell is high is that, in addition to the refinement of the shell, the amount of martensite or tempered martensite present in the shell is increased.

＜４．付記＞ <4. Note>

本発明は、上記実施形態及び実施例に限定されるものではない。 The present invention is not limited to the above embodiments and examples.

Claims (7)

炭素含有鉄合金の粉末の表層部に対する結晶粒微細化処理により、前記表層部が微細結晶粒組織であり前記表層部の内側が粗大結晶粒組織である構造を持つ加工粉末を作製し、
前記加工粉末を焼結することにより、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有する焼結体を形成し、
前記焼結体を急冷する
ことを含む方法であって、
前記急冷前において、オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域において、オーステナイトをより多く生成させ、
前記急冷により前記オーステナイトをマルテンサイトに変態させて、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域が前記マルテンサイトを多く含む炭素含有鉄合金材を得ることを含み、
前記オーステナイト変態を生じさせる前記温度条件での前記加熱は、前記焼結にて行われる、又は、前記焼結の後かつ前記急冷前の熱処理において行われ、
前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域が前記マルテンサイトを多く含むことは、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布するマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布するマルテンサイト量の方が多いことである
炭素含有鉄合金材の製造方法。 A processed powder having a structure in which the surface layer portion has a fine crystal grain structure and the inside of the surface layer portion has a coarse crystal grain structure by crystal grain refining treatment on the surface layer portion of the carbon-containing iron alloy powder,
By sintering the processed powder, a sintered body having a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse crystal grain regions are wrapped in fine crystal grain regions is formed,
A method comprising: quenching the sintered body,
Before the quenching, by heating under temperature conditions that cause austenite transformation, more austenite is generated in the fine grain region than in the coarse grain region,
transforming the austenite to martensite by the quenching to obtain a carbon-containing iron alloy material in which the fine grain region contains more martensite than the coarse grain region ;
said heating at said temperature conditions to cause said austenite transformation is performed during said sintering or during a heat treatment after said sintering and before said quenching,
The fact that the fine grain region contains more martensite than the coarse grain region means that the coarse grain region and the fine grain region are observed in an electron backscatter diffraction (EBSD) image. The amount of martensite distributed in the fine grain region is larger than the amount of martensite distributed in the grain region
A method for producing a carbon-containing iron alloy material. 前記オーステナイト変態を生じさせる前記温度条件での前記加熱は、前記焼結にて行われる、請求項１に記載の製造方法。 2. The manufacturing method according to claim 1 , wherein said heating at said temperature conditions to cause said austenite transformation is performed in said sintering . 前記急冷の後に、前記炭素含有鉄合金材を焼戻しすることを更に含み、
焼戻しされた前記炭素含有鉄合金材は、前記微細結晶粒領域が前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含み、
前記微細結晶粒領域が前記粗大結晶粒領域よりも前記焼戻しマルテンサイトを多く含むことは、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布する前記焼戻しマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布する前記焼戻しマルテンサイト量の方が多いことである
請求項１又は２に記載の製造方法。 further comprising tempering the carbon-containing iron alloy material after the quenching;
In the tempered carbon-containing iron alloy material, the fine grain region contains more tempered martensite than the coarse grain region,
When the fine grain region contains more tempered martensite than the coarse grain region, the coarse grain region and the fine grain region are observed in an electron backscatter diffraction (EBSD) image. The amount of tempered martensite distributed in the fine grain region is larger than the amount of tempered martensite distributed in the grain region.
The manufacturing method according to claim 1 or 2. 前記炭素含有鉄合金は、炭素含有量が０．３質量％以上である
請求項１～３のいずれか１項に記載の製造方法。 The manufacturing method according to any one of claims 1 to 3, wherein the carbon-containing iron alloy has a carbon content of 0.3% by mass or more. 前記炭素含有鉄合金は、炭素鋼である
請求項１～４のいずれか１項に記載の製造方法。 The manufacturing method according to any one of claims 1 to 4, wherein the carbon-containing iron alloy is carbon steel. 分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布する焼戻しマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布する焼戻しマルテンサイト量の方が多い
炭素含有鉄合金材。 It has a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse crystal grain regions are wrapped in fine crystal grain regions, and the coarse crystal grain regions and the fine crystal grains are shown in an electron backscatter diffraction (EBSD) image. When observing the region, the amount of tempered martensite distributed in the fine grain region is larger than the amount of tempered martensite distributed in the coarse grain region
Carbon-containing iron alloy material. 分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布するマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布するマルテンサイト量の方が多い
炭素含有鉄合金材。 It has a harmonic structure that is a three-dimensional network-like structure in which scattered coarse crystal grain regions are wrapped in fine crystal grain regions, and the coarse crystal grain regions and the fine crystal grains are shown in an electron backscatter diffraction (EBSD) image. When the region is observed, the amount of martensite distributed in the fine grain region is larger than the amount of martensite distributed in the coarse grain region
Carbon-containing iron alloy material.
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Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008208401A (en) 2007-02-23 2008-09-11 Nano Gijutsu Kenkyusho:Kk Martensitic nanocrystal alloy steel powder, bulk material thereof, and method for producing them
JP2015048500A (en) 2013-08-30 2015-03-16 学校法人立命館 Metal material and method of producing metal material
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