(57)【要約】【課題】高い室温強度と高温クリープ強度を有する高強度鋼焼結体用の超微細粉末、高強度鋼焼結体、及びそれらの製造方法を提供する。【解決手段】水素ガス含有雰囲気中で鋼にアーク放電するアークプラズマ強制蒸発法によって２０〜３００nmの鋼の超微細粉末を製造する第１工程と、前記超微細粉末を酸素ガス雰囲気中に導入し加熱して、表面が酸化された鋼酸化微粉末を製造する第２工程と、からなる超微細粉末の製造方法。前記鋼酸化微粉末を加圧しつつ放電プラズマにより７００℃超〜１０００℃未満に加熱して、焼結後の結晶粒径が５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満である結晶粒内に、１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子を粒子間距離１００ｎｍ未満で分散させた焼結体を製造する第３工程と、からなる高強度鋼焼結体の製造方法。【選択図】図１８
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
粒径が１０〜３００ｎｍで鋼からなる球状粒子であって、表面に酸化物層が形成されており、高強度鋼焼結体の製造に用いることを特徴とする超微細粉末。
【請求項２】
鋼は、ステンレス鋼であることを特徴とする請求項１に記載の超微細粉末。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の超微細粉末を焼結して製造された高強度鋼焼結体であって、
焼結後の結晶粒径が５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満であって、この結晶粒内に１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子が粒子間距離１００ｎｍ未満で分散されており、焼結まま材の室温におけるビッカース硬さが８００以上であることを特徴とする高強度鋼焼結体。
【請求項４】
水素ガス含有雰囲気中で鋼にアーク放電するアークプラズマ強制蒸発法によって１０〜３００nmの鋼の超微細粉末を製造する第１工程と、
前記超微細粉末を酸素ガス雰囲気中に導入し加熱して、表面が酸化された超微細粉末を製造する第２工程と、からなることを特徴とする高強度鋼焼結体用の超微細粉末の製造方法。
【請求項５】
請求項４に記載の第１、第２工程に引き続き、超微細粉末を加圧しつつ放電プラズマにより７００℃超〜１０００℃未満に加熱して、焼結後の結晶粒径が５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満である結晶粒内に、１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子を粒子間距離１００ｎｍ未満で分散させた焼結体を製造する第３工程と、からなることを特徴とする高強度鋼焼結体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、室温強度と高温クリープ強度に優れた鋼製の超微細粉末、この粉末を焼結して製造した高強度鋼焼結体、及びそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年環境負荷の低減、リサイクル性の向上のため、金属材料においては合金元素の低減が重要視されており、高強度化に当たっても化学組成を従来のものと大きく変えることなく特性を向上させることが求められている。結晶粒を微細化させることで機械的性質が改善されることはよく知られているが、微細化により室温強度は向上するものの、高温では粒界すべりによりクリープ強度が低下してしまう。
【０００３】
室温における強度と粒径の間には、以下のホールペッチの関係があり、粒径が小さいほど室温強度は高くなる。
［式（１）］
【数１】
2014095136.tif 000003
ここで、ｄは粒径、σYは降伏応力、ｋは定数、σ０は単結晶の場合の降伏応力である。
【０００４】
また、高温におけるクリープ強度に関してはDornのひずみ速度式（２）が得られており、粒径が小さいほどひずみ速度が大きくなる、すなわちクリープ強度が低くなる。これは結晶粒の微細化により粒界すべりが起きやすくなるためである。
［式（２）］
【数２】
2014095136.tif 000004
ここで、A,Dは定数、頻度因子、b,Gは、バーガースベクトルの大きさ、剛性率であり、p,nは、粒径指数、応力指数である。
【０００５】
室温強度、高温クリープ強度の粒径依存性を図１に示すが、粒径を小さくすれば室温強度が上がるが高温クリープ強度は低下する。このように結晶粒の微細化のみでは室温強度と高温クリープ強度を共に高めることははなはだ困難なことであった。
【０００６】
従来の鋼焼結体として、特許文献１−３に開示されたものがある。特許文献１のものは、フェライト相を主体とする粉末とオーステナイト相を主体とする粉末とを所定比率で混合した混合粉末を成形、焼結して製造したステンレス鋼焼結体であるが、粉末を水噴霧法により製造しているために粒径が大きく、このため焼結体の硬さはHRCで約２０（ビッカース硬さHv約２３０）程度という低強度のものである。
【０００７】
また、マトリックスに微細な粒子を分散させた粒子分散強化は、微細な粒子が転位の移動の障害となるために、室温強度と高温クリープ強度が共に高くなることが知られている。この場合において、粒子間隔が狭いほど強度は高くなる。
【０００８】
特許文献２のものは、原料粉末と酸化物粉末を混合して機械的合金化処理を行い、熱間押出しにより固化して製造された粗大結晶粒を有する高温クリープ強度に優れたフェライト系酸化物分散強化型鋼であるが、母相が粗大結晶粒であるので、室温強度は低いという欠点がある。
【０００９】
特許文献３のものは、フェライト系合金粉末に、平均粒径１０μｍ以下のＮｉ粉末を添加した原料粉末とバインダーからなる組成物を射出成形して、脱バインダー後の成形体を焼結して製造したオーステナイト系ステンレス鋼焼結体であるが、原料粉末の粒径が１μｍ超と大きいため室温強度が低い。また、酸化物等の粒子が分散されていないため高温クリープ強度も低いという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平７−１０９５４０号公報
【特許文献２】特開２００４−６８１２１号公報
【特許文献３】特開２０００−１２９３０９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
以上のような従来技術の問題に鑑み、本発明は、高い室温強度と高い高温クリープ強度を併せ持つ高強度鋼焼結体に用いる超微細粉末、この超微細粉末から製造した高強度鋼焼結体及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記の課題を解決するためになされた本発明の超微細粉末は、粒径が２０〜３００ｎｍで鋼からなる球状粒子であって、表面に酸化物層が形成されており、高強度鋼焼結体の製造に用いることを特徴とするものである。この発明において、鋼として、ステンレス鋼を用いることができる。
【００１３】
また、本発明の高強度鋼焼結体は、上記した超微細粉末を焼結して製造された高強度鋼焼結体であって、
焼結後の結晶粒径が５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満であって、この結晶粒内に１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子が粒子間距離１００ｎｍ未満で分散されており、焼結まま材の室温におけるビッカース硬さが８００以上であることを特徴とするものである。
【００１４】
本発明の高強度鋼焼結体用の超微細粉末の製造方法は、水素ガス含有雰囲気中で鋼にアーク放電するアークプラズマ強制蒸発法によって２０〜３００nmの鋼の超微細粉末を製造する第１工程と、
前記超微細粉末を酸素ガス雰囲気中に導入し加熱して、表面が酸化された超微細粉末を製造する第２工程と、からなることを特徴とするものである。
【００１５】
また、本発明の高強度鋼焼結体の製造方法は、上記した第１、第２工程に引き続き、超微細粉末を加圧しつつ放電プラズマにより７００℃超〜１０００℃未満に加熱して、焼結後の結晶粒径が５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満である結晶粒内に、１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子を粒子間距離１００ｎｍ未満で分散させた焼結体を製造する第３工程と、からなることを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の高強度鋼焼結体用の超微細粉末は、粒径が１０〜３００ｎｍと超微細であるので、焼結後の結晶粒径を微細にして室温強度を従来のものより高くすることができる。
【００１７】
また、本発明の高強度鋼焼結体は、焼結後の結晶粒径が１０００ｎｍ（１μｍ）未満と微細で、かつ、マトリックスに１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子が粒子間距離１００ｎｍ未満で分散されているので、従来よりも高い室温強度と高温クリープ強度を有する。
【００１８】
本発明の高強度鋼焼結体用の超微細粉末の製造方法は、水素ガス含有雰囲気中で鋼にアーク放電するアークプラズマ強制蒸発法によって粉末を製造するので、１０〜３００ｎｍの超微細粉末を製造することができる。また、酸素ガス雰囲気中で加熱することによって、超微細粒子の表面に酸化物層を形成することができる。
【００１９】
また、本発明の高強度鋼焼結体の製造方法は、表面に酸化物層を有する超微細粉末を加圧しつつ７００℃超〜１０００℃未満で放電プラズマにより焼結するので、焼結による結晶粒の成長を１０００ｎｍ未満に抑えることができるとともに、結晶粒内に１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子を粒子間距離１００ｎｍ未満で微細に分散させることができるので、室温強度と高温クリープ強度とが共に高い高強度鋼焼結体を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】室温強度と高温クリープ強度の粒径依存性を示す説明図である。
【図２】アークプラズマ強制蒸発法を説明する概念図（ａ）と、アーク放電によって蒸気イオンが放出される状態を示す写真（ｂ）である。
【図３】アークプラズマ強制蒸発法を実施するための超微細粉末製造装置の概略構成図である。
【図４】酸化微粉末のSEM写真である。
【図５】酸化微粉末の粒径分布を示すグラフである。
【図６】放電プラズマ焼結装置の概略構成図である。
【図７】被焼結体の変位量△Zの焼結温度依存性を示すグラフである。
【図８】結晶粒径の焼結温度依存性を示すグラフである。
【図９】焼結体密度の焼結温度依存性を示すグラフである。
【図１０】７８０℃、８８０℃焼結体の内部組織を示すTEM写真である。
【図１１】８８０℃焼結体の内部組織を示す拡大TEM 写真である。
【図１２】焼結体の硬度と焼結温度の関係を示すグラフである。
【図１３】焼結体の結晶粒径と硬度の関係を示すグラフである。
【図１４】クリープ試験における真ひずみの時間依存性を示すグラフである。
【図１５】クリープ試験における真ひずみ速度の時間依存性を示すグラフである。
【図１６】素材板と酸化微粉末のＸ線回折結果を示す図である。
【図１７】各材料のＸ線回折結果を示す図である。
【図１８】８８０℃焼結体の内部を模式的に表した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下に、本発明の高強度鋼焼結体の製造方法を詳細に説明する。
【００２２】
本発明の高強度鋼焼結体用に超微細粉末の製造方法は、水素ガス含有雰囲気中で鋼にアーク放電するアークプラズマ強制蒸発法によって１０〜３００ｎｍの鋼の超微細粉末を製造する第１工程と、前記超微細粉末を酸素ガス含有雰囲気中に導入して、表面が酸化された鋼酸化微粉末を製造する第２工程と、からなる。
【００２３】
図１は、アークプラズマ強制蒸発法を説明する概念図である。また、図２はアークプラズマ強制蒸発法を実施するための超微細粉末製造装置の概略構成図である。図において、チャンバー１内には、陽極である水冷銅ハース２と陰極であるタングステン電極３が配設されており、両者は電源４と接続されている。チャンバー１には排気用の真空ポンプ５とAｒボンベ６、水素ボンベ７が接続されている。また、チャンバー１には超微細粉末回収通路８が設けられており、この途中にフィルター９とポンプ１０が配設されている。
【００２４】
金属即ち鋼を水冷銅ハース２の上に載置して水素ガス含有雰囲気中でアーク放電を行うと、鋼は１０４K程度の高温に加熱されて、水素イオンが鋼中に溶解し、再結合して放出されるので、蒸気イオンが放出されてナノ粒子が発生する。放電電流として、例えば１５０Aを用いることができる。ポンプ１０により超微細粉末回収通路８に吸引されたナノ粒子である超微細粉末はフィルター９に補足されて回収される。なお、鋼として、合金鋼、耐熱鋼、ステンレス鋼を用いることができる。また、水素ガス含有雰囲気として、例えばアルゴンガス５０％、水素ガス５０％の混合ガスを用いることができる。
【００２５】
アークプラズマ強制蒸発法によって粒径が１０〜３００ｎｍの超微細粉末を製造する。粒径が１０ｎｍ未満とする必要はなく１０ｎｍ以上で焼結後においても微細な結晶を得ることができるからである、また、３００ｎｍ以下とするのは、これを超えると焼結後において微細な結晶粒を得ることが困難となって、室温強度の低下をもたらすからである。
【００２６】
製造された超微細粉末は、例えば１％酸素−Ar雰囲気ガス中、室温で１２時間酸化させて表面が酸化された酸化微粉末を得る。酸素ガスの含有率、及び酸化時間、温度は特に限定されるものではなく、超微細粒子の表面に酸化膜を形成させることができればよい。
【００２７】
本発明の高強度鋼焼結体の製造方法は、前記鋼酸化微粉末を加圧しつつ放電プラズマにより７００℃超〜１０００℃未満に加熱して、焼結後の結晶粒径が５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満である結晶粒内に、１０〜１００ｎｍの微細酸化物粒子を粒子間距離１００ｎｍ未満で分散させた焼結体を製造する第３工程と、からなることを特徴とする。
【００２８】
すなわち、上記したような酸化微粉末を、図４に示す放電プラズマ焼結装置を用いて焼結する。当該装置は、真空チャンバー内に円筒状のグラファイトダイを備えている。ダイの内部に前記酸化微粉末を装入して上下からグラファイトパンチにて加圧しつつDCパルス電流を流して加熱して酸化微粉末を焼結する。放電プラズマ焼結装置においては、酸化微粉末の粒子表面のみの自己発熱による急速昇温が可能なため、酸化微粉末の粒成長を抑制して焼結を行うことができるという利点がある。
【００２９】
焼結温度は、７００℃超〜１０００℃未満とする。７００℃以下では、焼結強度が弱く高い硬さを得ることが困難となるからであり、一方１０００℃を超えると結晶粒が粗大化して硬さの低下を招くからである。
【００３０】
焼結後の結晶粒径は、５００ｎｍ超〜１０００ｎｍ未満とする。５００ｎｍ以下では、粒界すべりが起きやすくなって高い高温クリープ強度を得ることができないからであり、１０００nm以上では、室温強度の低下が大きくなるからである。
【００３１】
結晶粒内に分散させる酸化物粒子の粒径は、１０〜１００ｎｍとする。酸化物粒子の粒径は１０ｎｍ未満とする必要はなく、一方１００ｎｍ超では、高い強度を得ることができないからである。
【００３２】
分散させた酸化物粒子の粒子間距離は、転位の移動の障害となり強度を高めるために、１００ｎｍ未満とする。１００ｎｍ以上では、十分な高強度化を図ることができないからである。粒子間距離は、１０ｎｍ以上が望ましい。
【００３３】
以下に本発明方法の実施例について説明する。
【００３４】
アークプラズマ強制蒸発法によって製造した超微細粉末を、室温で１２時間酸化させて得た酸化微粉末の走査電子顕微鏡写真（SEM写真）を図５に示す。SEM写真から５００個の粒子について粒径を測定した。その測定結果を図６に示すが、粒径は２０〜２５０ｎｍの間に分布しており、平均粒径は５９ｎｍと超微細なものであった。出発材であるステンレス鋼と酸化微粉末の化学分析値を表１に示すが、出発材の酸素は０％であったが、酸化微粉末においては１０．２７％（質量％）に増加していた。
【００３５】
【表１】
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【００３６】
図１６に、素材板と、製造した酸化微粉末のＸ線回折結果を示す。素材板はｂＢＣＣ相とＦＣＣ相の混合であるが、酸化微粉末はＢＣＣ単相からなることを確認した。
【００３７】
この酸化微粉末を、図４に示した放電プラズマ焼結装置を用いて焼結した。図７には、圧縮荷重４５MPaにおける被焼結体の圧縮量、即ち変位量△Zの焼結温度依存性を示すが、４７０〜５２０℃付近で急激に変異が増加しており、最低５２０℃から固化成形可能であることが分かった。そこで、焼結条件を、圧縮荷重４５MPa、焼結温度５２０〜９８０℃として焼結を行い、焼結体の特性を調査した。
【００３８】
図８には、結晶粒径の温度依存性、図９には焼結体の密度の温度依存性を示すが、低温度域では百数十ｎｍ程度であった結晶粒が、７８０〜８８０℃の間で急激に粗大化して７００ｎｍ超まで成長しているが、最大でも８００ｎｍ未満に留まっている。これに伴い６．６ｇ/ｃｍ３程度であった密度が７．３ｇ/ｃｍ３程度まで増加している。
【００３９】
図１０には、７８０℃、８８０℃における焼結体の透過電子顕微鏡写真（TEM写真）を、図１１には８８０℃焼結体の拡大TEM写真を示すが、７８０℃では、酸化微粉末と同程度の小さい粒子の界面に酸化物が存在しているのに対し、８８０℃では、結晶粒が成長するとともに、界面の酸化物が消失し粒内に３０〜１００ｎｍの微細な酸化物粒子が約５０ｎｍの間隔で分散している。上記したＴＥＭ写真の模式図を、図１８に示す。マトリックス中に微細な酸化物粒子が分散している。
【００４０】
焼結体のＸ線回折結果を、図１７に示す．酸化微粉末(ナノパウダー)はＢＣＣ単相であるのに対し、８８０℃焼結体は主としてＦＣＣ相からなる。
【００４１】
焼結体の室温におけるビッカース硬さに及ぼす焼結温度の影響を図１２に示す。焼結温度８８０℃でビッカース硬さHv900以上の高硬度を得ている。図１３には、結晶粒径と硬さの関係を示すが、８８０℃焼結体は粒径が７００ｎｍ程度と大きいにも関わらず硬さが高い。結晶粒の粗大化により一般に硬さは低下するが、この硬さ上昇は微細な酸化物粒子の分散によってもたらされたものである。
【００４２】
５７０℃焼結体、８８０℃焼結体について、温度１０２３Ｋ、圧縮荷重５５ＭＰａにて圧縮して真ひずみの時間依存性を調べた。その結果を図１４に示すが、５７０℃においては、時間とともに真ひずみが大きくなったが、８８０℃焼結体では０．０４程度で真ひずみは飽和した。この値は出発材である通常ステンレス鋼の約半分と小さく、優れた高温クリープ特性を有することが分かる。
【００４３】
図１５には各材料の真ひずみ速度の時間依存性を、表２には、各材料の最小ひずみ速度を示す。
【００４４】
【表２】
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【００４５】
880℃焼結材の最小ひずみ速度は５．９５×１０−７ｓ−１と通常ステンレス鋼(出発材)の約６０％であり、高い高温クリープ強度を有することが分かった。
【００４６】
【表３】
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【図１】
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【図２】
2014095136.tif 000009
【図３】
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【図４】
2014095136.tif 000011
【図５】
2014095136.tif 000012
【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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