(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
粉末射出成形用鉄系合金において、
クロム（Ｃｒ）１６．４５〜３７．３４ｗｔ．％、ボロン（Ｂ）３．４２〜７．７６ｗｔ．％、シリコン（Ｓｉ）１．６４〜１．９２ｗｔ．％、硫黄（Ｓ）０．２１ｗｔ．％以下、炭素（Ｃ）０．１６〜０．１８ｗｔ．％、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物からなることを特徴とする粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項２】
前記クロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）の比率（ＸＣｒ／ＸＢ）は１．０であることを特徴とする請求項１に記載の粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項３】
前記クロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）のモル分率の合計（ＸＣｒ＋ＸＢ）は０．３０乃至０．６０であることを特徴とする請求項２に記載の粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項４】
前記鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）及びボロン（Ｂ）のモル分率の合計（ＸＦｅ＋ＸＣｒ＋ＸＢ）は０．９６３４であることを特徴とする請求項１乃至３のうちのいずれか一項に記載の粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項５】
前記粉末射出成形用鉄系合金の微細組織はホウ化クロム（Ｃｒ２Ｂ）がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）基質内にネットワーク形態に分布することを特徴とする請求項４に記載の粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項６】
前記ホウ化クロム（Ｃｒ２Ｂ）の体積分率（ｖｏｌｕｍｅ  ｆｒａｃｔｉｏｎ）は５１％〜９１％であることを特徴とする請求項５に記載の粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項７】
前記粉末射出成形用鉄系合金の硬度は６００〜１６００ＶＨＮであることを特徴とする請求項６に記載の粉末射出成形用鉄系合金。
【請求項８】
請求項１乃至７のうちのいずれか一項に記載の粉末射出成形用鉄系合金の粉末を提供する段階；
前記粉末射出成形用鉄系合金の粉末と結合剤を混合して粉末混合体を形成する段階；
前記粉末混合体を圧縮成形する段階；
前記粉末混合体を加熱して結合剤を除去する段階；及び
前記結合剤が除去された粉末混合体を焼結する段階を含む鉄系粉末の射出成形方法。
【請求項９】
前記粉末混合体の形成は請求項１乃至７のうちのいずれか一項に記載の粉末射出成形用鉄系合金の粉末とパラフィンワックス、タングステンカーバイドボール及びヘプタン（ｈｅｐｔａｎｅｓ）を容器に混合後、前記容器を回転させて行われることを特徴とする請求項８に記載の鉄系粉末の射出成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鉄系合金に係り、より詳しくは粉末射出成形用鉄系合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
粉末射出成形（ｐｏｗｄｅｒ  ｉｎｊｅｃｔｉｏｎ  ｍｏｌｄｉｎｇ、ＰＩＭ）は粉末冶金（ｐｏｗｄｅｒ  ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ）技術と精密なプラスチック部品の大量生産技術である射出成形（ｉｎｊｅｃｔｉｏｎ  ｍｏｌｄｉｎｇ）法が接がれた新粉末冶金成形機術である。
【０００３】
粉末射出成形（ＰＩＭ）工程は、微細な粉末と流動の主体になる高分子結合剤を混合して、これを金型内に射出成形した後、射出成形体から結合剤（ｂｉｎｄｅｒ）を除去し、粉末のみを最終高温焼結して部品を製造する工程から構成されている。
【０００４】
粉末射出成形工程が持続的な研究開発と応用が拡大されている理由は、既存の部品設計者や現場使用者が粉末射出成形技術に使用される材料と形状の組み合わせによる部品設計の自由度が大きいという長所を認知しており、粉末射出成形技術と関連する研究機関と企業体を中心に応用材料の多辺化と経済性のある工程が開発されているためである。
【０００５】
つまり、金属、セラミック、超硬、金属間化合物など全ての粉末材料による３次元精密部品の製造が可能であり、難加工材料や鋳造不可能材料の場合にも後加工がほとんど必要なく大量生産が可能なので、高付加価値部品を経済的に生産するのに粉末射出成形技術が適合する。
【０００６】
金属粉末射出成形市場の大部分を占めているステンレス鋼の場合、化学組成の変化で最終粉末射出成形部品が要求する強度、硬度、耐摩耗性、耐食性などの物性を合わせている。
【０００７】
したがって、粉末射出成形に使用されるステンレス鋼粉末はＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｌ、ＳＵＳ４３０、ＳＵＳ６３０など多様であり、マルテンサイト系ステンレス鋼粉末射出成形の場合には追加的な熱処理工程が必要である。
【０００８】
したがって、通常の粉末射出成形部品の物性を十分に満足させながら、熱処理が必要なく経済的であり多様な微細組織と物性で多様な粉末射出成形部品に適用できる合金の開発が要求されている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は既存の粉末射出成形に使用されるステンレス鋼に比べて優れた硬度、耐摩耗性、耐食性を示し低廉な生産原価の鉄系合金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】
【００１０】
前記目的を達成するための本発明の好ましい実施形態による粉末射出成形用鉄系合金は、クロム（Ｃｒ）１６．４５〜３７．３４ｗｔ．％、ボロン（Ｂ）３．４２〜７．７６ｗｔ．％、シリコン（Ｓｉ）１．６４〜１．９２ｗｔ．％、硫黄（Ｓ）０．２１ｗｔ．％以下、炭素（Ｃ）０．１６〜０．１８ｗｔ．％、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物からなることを特徴とする。
【００１１】
前記クロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）の比率（ＸＣｒ／ＸＢ）は１．０であることを特徴とする。
【００１２】
前記クロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）の組成の合計（ＸＣｒ＋ＸＢ）は０．３０乃至０．６０であることを特徴とする。
【００１３】
前記鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）及びボロン（Ｂ）の組成の合計（ＸＦｅ＋ＸＣｒ＋ＸＢ）は０．９６３４であることを特徴とする。
【００１４】
前記粉末射出成形用鉄系合金の微細組織はホウ化クロム（Ｃｒ２Ｂ）がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）基質内にネットワーク形態に分布することを特徴とする。
【００１５】
前記ホウ化クロム（Ｃｒ２Ｂ）の体積分率（ｖｏｌｕｍｅ  ｆｒａｃｔｉｏｎ）は５１％〜９１％であることを特徴とする。
【００１６】
前記粉末射出成形用鉄系合金の硬度は６００〜１６００ＶＨＮであることを特徴とする。
【００１７】
本発明の好ましい他の実施形態による鉄系粉末の射出成形方法は、前記粉末射出成形用鉄系合金の粉末を提供する段階、前記粉末射出成形用鉄系合金の粉末と結合剤を混合して粉末混合体を形成する段階、前記粉末混合体を圧縮成形する段階、前記粉末混合体を加熱して結合剤を除去する段階、及び前記結合剤が除去された粉末混合体を焼結する段階を含む。
【００１８】
前記粉末混合体の形成は前記粉末射出成形用鉄系合金の粉末とパラフィンワックス、タングステンカーバイドボール及びヘプタン（ｈｅｐｔａｎｅｓ）を容器に混合後、前記容器を回転させて行われることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
本発明による粉末射出成形用鉄系合金は、固いＣｒ２Ｂボライドをそれぞれ異なる体積分率で形成させることによって、従来に使用されるステンレス鋼に比べて硬度及び耐摩耗性を大きく向上させることができる。
また、本発明による粉末射出成形用鉄系合金は、合金元素の分率を低くして商用ステンレス鋼より合金の価格が低廉であり、焼結温度と時間の減少によって生産費を節減して価格競争力に優れている。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】本発明の一実施形態による粉末射出成形用鉄系合金の微細組織を示す走査転写顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。
【図２】本発明によって設計した鉄系合金のＦｅ−Ｃｒ−Ｂ３元系等温状態図である。
【図３】本発明による鉄系合金の設計時に基本合金の構成元素（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｂ、Ｓｉ、Ｓ、Ｃ）別に各成分組成によるＣｒ２Ｂの析出駆動力変化を計算した結果を示すグラフである。
【図４】本発明による鉄系合金で、クロムとボロンの比率による１，０００℃で存在する平衡相の分率を示したグラフである。
【図５】本発明によって設計した鉄系合金の合金組成の温度による平衡相分率を示すグラフである。
【図６】本発明によって設計した鉄系合金の合金組成の温度による平衡相分率を示すグラフである。
【図７】本発明によって設計した鉄系合金の合金組成の温度による平衡相分率を示すグラフである。
【図８】本発明による鉄系合金を鋳造及び熱処理した後の微細組織に対する走査電子顕微鏡写真である。
【図９】本発明による鉄系合金を鋳造及び熱処理した後の微細組織に対する走査電子顕微鏡写真である。
【図１０】本発明による鉄系合金を鋳造及び熱処理した後の微細組織に対する走査電子顕微鏡写真である。
【図１１】本発明による鉄系合金のＸ線回折分析結果である。
【図１２】部品に要求される物性（硬度基準）によって合金元素の価格をグラフで示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明の利点及び特徴、そしてそれらを達成する方法は添付される図面と共に詳細に後述されている実施形態を参照すれば明確になる。しかし、本発明は以下に開示される実施形態に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態に実現され、ただ本実施形態は本発明の開示が完全なようにし、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に発明の範疇を完全に知らせるために提供されるものであり、本発明は請求項の範疇によって定義されるだけである。明細書全体にかけて同一参照符号は同一構成要素を称す。
【００２２】
以下、添付した図面を参照して本発明の好ましい実施形態による粉末射出成形用鉄系合金について説明する。参考までに、本発明を説明することにおいて関連した公知機能あるいは構成に対する具体的な説明が本発明の要旨を不必要に濁す可能性があると判断される場合、その詳細な説明を省略する。
【００２３】
本発明の好ましい一実施形態による粉末射出成形用鉄系合金は、
鉄（Ｆｅ）５２．５９〜７８．１５ｗｔ．％、クロム（Ｃｒ）１６．４５〜３７．３４ｗｔ．％、ボロン（Ｂ）３．４２〜７．７６ｗｔ．％、シリコン（Ｓｉ）１．６４〜１．９２ｗｔ．％、硫黄（Ｓ）０．２１ｗｔ．％、炭素（Ｃ）０．１６〜０．１８ｗｔ．％及びその他不可避の不純物からなることを特徴とする。
【００２４】
前記鉄系合金の微細組織はクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）基質内にネットワーク形態に分布することを特徴とする。
【００２５】
本発明によるクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）相は非常に固いため析出されたクロムボライド相（ｐｈａｓｅ）の形状、分率分布状態は試片の全体硬度と耐摩耗性に直接的な影響を及ぼすことができる。
【００２６】
前記鉄系合金のクロムボライド相はネットワーク構造をなしていて、試片の全体の硬度分布は位置によって均一であり、摩耗環境でも加えられる荷重が分散され耐磨耗性質に優れている。
【００２７】
また、前記クロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）の体積分率（ｖｏｌｕｍｅ  ｆｒａｃｔｉｏｎ）は５１％〜９１％であることを特徴とする。
【００２８】
前記合金の硬度は６００〜１６００ＶＨＮであることを特徴とする。
【００２９】
粉末射出成形工程で要求する鉄系合金の高硬度と低費用条件を満たすために比較的に価格が低廉なＣｒとＢの化合物であるクロムボライド析出を用いて高硬度物性を得ることができる。
【００３０】
クロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）の組成比率を１：１に固定しクロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）の組成比率の合計（モル分率の合計）を０．３０〜０．６０まで調節することができる。この時、主成分である鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）及びボロン（Ｂ）の組成比率の合計（モル分率の合計）は０．９６３４に固定できる。
【００３１】
前記クロム（Ｃｒ）は一般に急冷時に合金の硬化能を増加させ耐食性を向上させるために添加する合金元素で、本発明ではボロン（Ｂ）と結合してクロムボライド析出分率を調節する元素である。
クロムの含量が１６．４５ｗｔ．％以上であってこそクロムボライドの析出分率が５０ｖｏｌ．％以上に形成され、粉末射出成形工程で要求する高硬度要求値約６００ＶＨＮ以上の硬度を得ることができる。
クロムの含量が３７．３４ｗｔ．％を超過する場合には過度なクロムボライドが析出されて靭性を阻害するために、その含量を１６．４５〜３７．３４ｗｔ．％に制限する。
そして前記クロム（Ｃｒ）の含量によってＢの含量がボロン（Ｂ）３．４２〜７．７６ｗｔ．％に決定される。
【００３２】
ボロンは硬化能向上のために添加される元素で、本発明ではクロムと結合してクロムボライドの析出分率を調節する元素である。
ボロンの含量が３．４２ｗｔ．％以上であってこそクロムボライドの析出分率が５０ｖｏｌ．％以上に形成され、粉末射出成形工程で要求する高硬度要求値約６００ＶＨＮ以上の硬度を得ることができる。
ボロンの含量が７．７６ｗｔ．％を超過する場合には過度なクロムボライドが析出されて靭性を阻害するために、その含量を３．４２〜７．７６ｗｔ．％に制限する。
そしてこのようなボロンの含量によってクロムの含量が１６．４５〜３７．３４ｗｔ．％に決定される。
【００３３】
シリコン（Ｓｉ）は本発明で粉末射出成形工程のうちの焼結工程で基質をフェライトで安定化させ固溶強化を通じて硬化能を高める役割を果たす元素である。
シリコンの含量が１．６４ｗｔ．％以下で添加される場合には固溶強化及びフェライト安定化効果が微々であり、１．９２ｗｔ．％以上添加される場合には固溶強化効果が比例して増加しないため、その含量を１．６４〜１．９２ｗｔ．％に制限する。
【００３４】
硫黄は一般に非金属介在物を形成して合金の物性を低下させるのでできるだけ低く制御するのが好ましいが、本発明で硫化物（ＦｅＳ）が形成されない限度まで添加して基質とホウ化クロム安定化効果を得ようとした。したがって、その上限を０．２１ｗｔ．％に置くのが好ましい。
【００３５】
炭素は合金の硬化能を効率的に向上させることができる元素で、本発明が意図しようとする硬度を満足させるために０．１６ｗｔ．％以上が含まれなければならず、０．１８ｗｔ．％以上添加される場合には靭性が低下するため、その含量を０．１６〜０．１８ｗｔ．％に制限する。
【００３６】
本発明の好ましい他の実施形態による鉄系粉末の射出成形方法は、粉末射出成形用鉄系合金の粉末を提供する段階、前記粉末射出成形用鉄系合金の粉末と結合剤を混合して粉末混合体を形成する段階、前記粉末混合体を圧縮成形する段階、前記粉末混合体を加熱して結合剤を除去する段階、及び前記結合剤が除去された粉末混合体を焼結する段階を含む。
【００３７】
前記粉末混合体の形成は、前述した粉末射出成形用鉄系合金の粉末とパラフィンワックス、タングステンカーバイドボール及びヘプタン（ｈｅｐｔａｎｅｓ）を容器に混合後、前記容器を回転させて行われることを特徴とする。
【００３８】
前記粉末混合体の圧縮成形は、前記粉末混合体を金型に装入した後、１００ｋｇｆ／ｃｍ２以上の圧力でプレスを用いて行うことができる。
【００３９】
前記結合剤の除去は、前記圧縮成形された粉末混合体を２℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で５００℃まで上げた後に１時間維持させることによって行うことができる。
【００４０】
前記焼結は、前記結合剤が除去された粉末混合体を熱処理炉に装入し、水素雰囲気で３℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で１，１７５℃まで加熱した後に１時間維持させることによって行うことができる。
【００４１】
本発明は、Ｆｅ−４３Ｃｒ−５．６Ｂ−１．８Ｓｉ−０．２Ｓ−０．１７Ｃ（ｗｔ．％）合金を基本にして、合金元素の比率を減らしクロム（Ｃｒ）とボロン（Ｂ）の比率を変化させることによってそれぞれ異なる体積分率のクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）をフェライト基質に形成させて多様な物性を示すことができる粉末射出成形用高硬度低費用鉄系合金を提供する。
【００４２】
また、本発明による合金の微細組織はクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）とフェライト基質以外に他の結晶質粒子が分散されている組織を有することができる。
【００４３】
以下、本発明の好ましい実施例と比較例の説明を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、下記の実施例は本発明の理解を助けるための一例に過ぎず、これによって本発明の権利範囲が縮小されるか限定されてはいけない。
【実施例】
【００４４】
＜実施例１＞
下記の表１は本発明による粉末射出成形用鉄系合金の設計時に基準にした基本合金の組成を示す表である。
【００４５】
【表１】
0005819001.tif 000002
【００４６】
下記の表２は本発明による粉末射出成形用鉄系合金を熱力学的計算によって設計した合金の組成を示す表である。
【００４７】
【表２】
0005819001.tif 000003
【００４８】
粉末射出成形用鉄系合金を表２の組成に合わせてこれらをアルゴン（Ａｒ）雰囲気下でアーク溶解した。アーク溶解に使用された合金は高純度のＦｅ（９９．９ｗｔ％）、Ｓｉ（９９．９９ｗｔ％）、Ｃ（９９ｗｔ％）と予め合金化したＦｅＢ（９９．２ｗｔ％）、ＦｅＳ（９８．５ｗｔ％）、ＦｅＣｒ（９８．６ｗｔ％）予備合金（ｐｒｅ−ａｌｌｏｙ）であり、母合金成分の均一化のために４〜５度覆して繰り返して溶解した。
【００４９】
アーク溶解によって製造された母合金をサクションキャスティング（ｓｕｃｔｉｏｎ  ｃａｓｔｉｎｇ）して５ｍｍ厚さの奉状試片を鋳造した。鋳造合金は粉末射出成形工程製品と異なり十分に拡散が起こって均質化された状態ではないので、粉末射出成形工程の焼結条件と類似した条件（１２００℃で３０分維持）で熱処理した後、炉冷した。
【００５０】
鋳造及び熱処理された合金をＶｉｅｌｌａ溶液（４５ｍｌグリセロール、１５ｍｌＨＮＯ３、３０ｍｌＨＣｌ）でエッチングした後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。
【００５１】
合金内存在する相をＸ線回折試験方法で分析し、クロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）の体積分率を映像分析器で測定した。
【００５２】
合金の全体的な硬度をビッカース（Ｖｉｃｋｅｒｓ）硬度機で３００ｇの荷重下で測定した。
【００５３】
＜実施例２＞
粉末射出成形用鉄系合金を表２の合金組成に合わせて元素粉末を３０ｋｇ容量の真空誘導炉で溶融して母合金インゴット（ｉｎｇｏｔ）を製造した。
【００５４】
使用された合金は高純度のＦｅ（９９．９ｗｔ％）、Ｓｉ（９９．９９ｗｔ％）、Ｃ（９９ｗｔ％）と予め合金化したＦｅＢ（９９．２ｗｔ％）、ＦｅＳ（９８．５ｗｔ％）、ＦｅＣｒ（９８．６ｗｔ％）予備合金（ｐｒｅ−ａｌｌｏｙ）である。
【００５５】
前記インゴットを再びアルゴン（Ａｒ）雰囲気で１，５５０℃で溶融した後、２０ｂａｒの噴射圧力で窒素ガス噴霧法（Ｎ２  ｇａｓ  ａｔｏｍｉｚａｔｉｏｎ）で球形の粉末を製造した。
【００５６】
この粉末を分級して２５μｍ以下大きさの粉末を粉末射出成形に使用した。
【００５７】
本発明では混合を容易にし体積膨張を減らすためにパラフィン（ｐａｒａｆｆｉｎ）ワックスを結合剤として用いた。鉄系粉末９７ｇと３ｇの結合剤を混合して２０ｍｌのタングステンカーバイドボール（ｔｕｎｇｓｔｅｎ  ｃａｒｂｉｄｅ  ｂａｌｌ）と共に３００ｍｌ容量の高密度ポリエチレン（ＨＤＰＥ；ｈｉｇｈ−ｄｅｎｓｉｔｙ  ｐｏｌｙｅｔｈｙｌｅｎｅ）容器に装入した後、２５０ｍｌまでヘプタン（ｈｅｐｔａｎｅｓ）を満たして入れた。
【００５８】
容器の回転速度を４５ｒｐｍにして２４時間回転することによって混合した。粉末混合体を５５℃のホットプレート（ｈｏｔ  ｐｌａｔｅ）で乾燥した後、直径１３ｍｍの円形金型に装入した後に１００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力で常温でプレスを用いて圧縮、成形した。
【００５９】
成形体で結合剤を除去するために２℃／ｍｉｎ．の昇温速度で５００℃まで上げた後、この温度で１時間維持して脱脂した。脱脂された成形体を緻密化するために熱処理炉に装入し、水素雰囲気で３℃／ｍｉｎ．の昇温速度で１１７５℃まで上げた後、１時間焼結した。
【００６０】
＜実施例３：熱力学計算による高温相平衡解釈＞
合金の基本組成から変化された合金組成を設計するために合金の物性決定要素を把握することで、合金の物性（特に硬度）はクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）の析出と密接な関連がある。
【００６１】
これによりクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）形成量を予測するために熱力学計算を行った。計算に使用されたソフトウェアは商用熱力学計算プログラムであるＴｈｅｒｍｏＣａｌｃであり、熱力学データベースはＴＣＦＥ２０００を基盤にしてアップグレードされたバージョン（ｕｐｇｒａｄｅｄ  ｖｅｒｓｉｏｎ）を使用した。
【００６２】
図２はこのデータベースを用いて作成したＦｅ−Ｃｒ−Ｂ３元系等温状態図である。
図３は１２５０℃（ピンク色）と１０００℃（薄緑色）で基本合金の構成元素（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｂ、Ｓｉ、Ｓ、Ｃ）別に各成分組成によるＣｒ２Ｂの析出駆動力変化を計算した結果である。
【００６３】
析出駆動力は、他の成分間の比率を固定させた状態で調節しようとする成分の量を０から元の量の二倍までの範囲で計算したものである。
【００６４】
図３から基本合金の主な構成成分である鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、ボロン（Ｂ）の量を変化させる時にクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）の析出駆動力が大きく変わるのが分かる。
したがって、合金設計のための基礎合金の選定では鉄、クロム、ボロンを主要変数にした。
【００６５】
基本合金はＰＩＭ用に用いられる場合、粉末射出工程中に１，２００℃で長時間焼結されるので焼結された微細組織は平衡に到達したと考えることができる。
【００６６】
平衡到達後に冷却されているところであると考えることができる温度である１，０００℃で鉄、クロム、ボロンの組成を調節して平衡相分率を計算した。
【００６７】
組成は基準となる表１の基本合金に基づいて、主成分のモル分率の合計（ＸＦｅ＋ＸＣｒ＋ＸＢ）が０．９６３４を維持し、ＣｒとＢの比率（ＸＣｒ／ＸＢ）を１．０（Ｂ比率増加）、１．６（基本比率）、２．２（Ｃｒ比率増加）の三つの場合にしてＸＦｅと（ＸＣｒ＋ＸＢ）値を調節した。
【００６８】
図４は三つの場合に対する１，０００℃で存在する平衡相の分率を示す。ボロンの比率が増加するほど、そしてＸＣｒ＋ＸＢ値が増加するほどクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）の平衡相分率が増加する。
【００６９】
三つの場合の組成比率でそれぞれＸＣｒ＋ＸＢ＝０．３０、０．４５、０．５８１９の三つの場合を再び選択して全て九つの合金組成を導出し、これを表２に示した。
【００７０】
先ず、ＸＣｒ／ＸＢ比率が１．０、１．６、２．２である組成を中心に、それぞれに対してＸＣｒ＋ＸＢ合計が０．３０、０．４５、０．５８１９である場合を実施例１乃至９に区分した。
ここで、ＸＣｒ／ＸＢ＝１．６、ＸＣｒ＋ＸＢ＝０．５８１９の実施例６は基準組成である表１の合金と同一である。
【００７１】
図５乃至図７は９個の合金組成の温度による平衡相分率を示すグラフである。これから様々な温度でのクロムボライド（Ｃｒ２Ｂ）の平衡相分率の熱力学計算値が分かる。
【００７２】
例えば、実施例１（ＸＣｒ／ＸＢ＝１．０、ＸＣｒ＋ＸＢ＝０．３０）合金組成で１０００℃でのＣｒ２Ｂ分率は４３ｖｏｌ．％程度であり、残りはＢＣＣα−Ｆｅ（フェライト）とＦＣＣγ−Ｆｅ（オーステナイト）である。温度が常温に下がると、Ｃｒ２Ｂの分率はそのまま維持されγ−Ｆｅはα−Ｆｅに変態されて、常温微細組織は４３ｖｏｌ．％のＣｒ２Ｂと５７ｖｏｌ．％のα−Ｆｅからなると予想できる。
【００７３】
＜実施例４：Ｆｅ系合金の微細組織＞
ＰＩＭ部品は高温で長時間焼結が行われることにより十分な平衡状態に達するが、鋳造合金は溶融後冷却による凝固が比較的にはやく起こって平衡状態に到達しないこともある。
したがって、十分な平衡状態に到達した微細組織を得るためにＰＩＭの焼結工程に該当する熱処理を鋳造合金に適用した。
【００７４】
図８乃至１０は鋳造後熱処理された合金の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）微細組織である。熱処理後には拡散が起こるので、該微細組織は鋳造合金の微細組織とは非常に異なる。
【００７５】
高温で長時間維持されると、マルテンサイトは微細な炭化物が析出した焼き戻しマルテンサイト、即ち、フェライトに変化し、Ｃｒ２Ｂも形態が針状または棒状から球形または楕円形に変化する。
【００７６】
鋳造合金と同様に、（ＸＣｒ＋ＸＢ）が増加することによってＣｒ２Ｂの量が増加する傾向を示す。基準組成の合金と同一な組成である実施例６の合金の微細組織（図９（ｆ））は図１の基本合金粉末で粉末射出成形した部品の微細組織と類似している。これから鋳造後熱処理された合金の微細組織はこれを粉末に作った後にＰＩＭ工程を経た部品の微細組織と類似すると予想できる。
【００７７】
図１１は熱処理された合金のＸ線回折分析結果である。全ての合金でα−Ｆｅ（フェライト）とＣｒ２Ｂのピークが示されるので、Ｃｒ２Ｂがフェライト基質内に分布することが分かる。析出されたＣｒ２Ｂ分率を測定して表３に示し、平衡相分率を示した図５乃至７から求めたＣｒ２Ｂ分率と比較した。
【００７８】
＜実施例５：Ｆｅ系統合金の硬度＞
鋳造された合金と熱処理された合金の硬度を測定して表３に示した。同じ化学組成で鋳造合金と熱処理合金の硬度が異なることはＣｒ２Ｂとマルテンサイトからなる鋳造合金の微細組織が熱処理後に変わるためである。
【００７９】
【表３】
0005819001.tif 000004
【００８０】
鋳造合金でマルテンサイトは熱処理後にフェライトに変化し、Ｃｒ２Ｂは高温熱処理による拡散効果によって平衡状態に到達することによりＣｒ２Ｂ自体の硬度と分率が増加する。熱処理後にはマルテンサイトがフェライトに変化することによって硬度は減少し、Ｃｒ２Ｂの硬度と分率が増加することによって硬度は増加し、この二つの間の競争関係によって鋳造合金の硬度は熱処理後に増加または減少するようになる。
【００８１】
つまり、Ｃｒ２Ｂ分率が高い合金組成ではマルテンサイト−フェライト変態による硬度減少よりＣｒ２Ｂ硬度と分率の増加効果が大きくて熱処理後に硬度が増加する。反面、フェライト分率が高い合金組成ではマルテンサイト−フェライト変態による硬度減少効果がＣｒ２Ｂ硬度と分率の増加効果より大きくて熱処理後に硬度が減少する傾向を示す。
【００８２】
実施例６の合金の微細組織（図９（ｆ））と基本合金粉末でＰＩＭした部品の微細組織（図１）と類似したことを考慮する時、本研究で製造したＦｅ系合金はＣｒ２Ｂ分率と硬度によって多様にＰＩＭ部品の製造に用いることができる。
【００８３】
一般にＣｒ２Ｂ分率が増加すれば硬度も増加するが、脆性破壊の可能性は増加する。したがって、ＰＩＭ部品に適用される時に高いＣｒ２Ｂ分率と硬度が必ずしも必要なのではないため、部品に要求される物性に適した物性を有する合金を効果的に選択することが好ましい。
【００８４】
例えば、ＰＩＭ部品に要求される硬度条件が５００〜６００ＶＨＮであれば、これに適合した合金、例えば実施例１，５、８の合金を適用することができる。この場合、硬度が高い合金より脆性が減少し靭性は増加する利点も有し得る。
【００８５】
また、Ｃｒ２Ｂ分率が増加するためにはこれによる合金元素の量も増加するので、ＰＩＭ部品に要求される物性はもちろん、合金元素の価格を含む経済性を共に考慮することが好ましい。
【００８６】
図１２は部品に要求される物性（硬度基準）によって合金元素の価格をグラフで示したものである。合金元素の価格基準はＬＭＥデイリープライス（ＬＭＥ  ｄａｉｌｉｙ  ｐｒｉｃｅ、２０１０年０７月２７日基準）に基づいた。
【００８７】
本研究で製造した合金に含まれている合金元素の価格は基本合金より低く、硬度が減少すれば合金元素価格も減少する。
【００８８】
また、ＰＩＭ用として多く使用されているフェライト系またはマルテンサイト系ＳＵＳ６３０ステンレス鋼（組成：Ｆｅ−１７Ｃｒ−４Ｎｉ−４Ｃｕ−０．３５Ｎｂ−０．０７Ｃ（ｗｔ．％）、硬度：３６０ＶＨＮ）より合金元素の価格が低くて、その代替が十分に可能である。
【００８９】
したがって、ＰＩＭ部品に要求される物性と経済性を同時に考慮する時、本研究の合金は多様な条件のＰＩＭ部品への適用が十分に可能であり、優れた物性と有利な経済性まで備えている。
【００９０】
以上のように固いＣｒ２Ｂがフェライト基質に分布されたＰＩＭ用合金を設計した本願発明からＣｒ２Ｂ分率を調節することによって多様な物性を示す合金を成功的に製造することができた。
特に熱力学計算による高温平衡相分率の計算結果からＣｒ２Ｂ分率及び硬度を予測し、これを用いて多様なＣｒ２Ｂ分率と硬度を有するＦｅ系合金を製造した。
この合金は高温で安定であり耐食性に優れたＣｒ２Ｂを多く含有して常温硬度はもちろん、高温物性、耐摩耗性、耐食性も既存ステンレス鋼ＰＩＭ部品より優れると予想されるので、優れた物性を要求する構造用部品に適用できる新たな可能性を示す。
実施例３の合金は１６００ＶＨＮ以上の硬度を示しているので、ステンレス鋼だけでなく超硬合金のＰＩＭ部品にも十分に適用可能である。
【００９１】
以上、添付した図面を参照して本発明の実施例を説明したが、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は本発明がその技術的な思想や必須の特徴を変更せず他の具体的な形態に実施できるというのを理解することができる。
【００９２】
したがって、以上で記述した実施形態は全ての面で例示的なものであり、限定的なものではないと理解しなければならない。本発明の範囲は前記詳細な説明よりは後述する特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲の意味及び範囲、そしてその均等概念から導出される全ての変更または変更された形態が本発明の範囲に含まれると解釈されなければならない。
【図１ａ）】
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【図１ｂ）】
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【図２ａ）】
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【図２ｂ）】
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【図３ａ）】
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【図３ｂ）】
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【図３ｃ）】
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【図３ｄ）】
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【図３ｅ）】
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【図３ｆ）】
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【図４ａ）】
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【図４ｂ）】
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【図４ｃ）】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図１１】
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【図１２】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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