(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
面積率で５０〜９０％のＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物と１０〜５０％のｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体よりなり、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体が取り囲んだミクロ組織、またはＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織を有し、Ｂ：５〜８質量％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鉄基高硬度ショット材。
【請求項２】
面積率で５０〜９０％のＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物と１０〜５０％のｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体よりなり、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体が取り囲んだミクロ組織、またはＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織を有し、Ｂ：５〜８質量％、Ｔｉ≦１０％、Ｍｏ≦１０％のいずれか１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鉄基高硬度ショット材。
【請求項３】
Ｃｒ：２５質量％以下、Ｎｉ：１０質量％以下のいずれか１種または２種を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の鉄基高硬度ショット材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の鉄基高硬度ショット材をアトマイズ法または急冷リボン粉砕法により製造したことを特徴とする鉄基高硬度ショット材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高硬度、高靱性で安価な鉄基高硬度ショット材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、ショットピーニングは被処理材の表面に圧縮残留応力を付与させて、疲労強度を改善できる有効な表面処理方法であり、ばねやギヤ等の自動車部品、あるいは金型材などにも適用されている。近年、浸炭焼入れ処理を行ったギヤなど、被処理材の高硬度化が進んでおり、これら部材へのショット材にも高硬度化が求められている。すなわち、表面硬度の高い被処理材に対し、低硬度なショット材を用いたショットピーニングでは高い圧縮残留応力が得られない。
【０００３】
また、自動車等の更なる軽量化に伴い、益々高硬度な被処理材をショットピーニングする必要があるため、さらに高硬度を有するショット材が求められている。高硬度なショット材としては、ガラスビーズやアルミナビーズなどのセラミックスがあるが、これらのセラミックスは金属粉末と比較し脆性であるため、ショットピーニングにより破砕しやすく、ショット材の寿命が短いという問題がある。
【０００４】
上記のような課題に対し、ＨＶ１４００を超えるような高硬度および高靱性を有する超硬製ショット材として、例えば特開平８−３２３６２６号公報（特許文献１）が提案されているが、しかし、鋳鉄製ショット材などと比較して非常に高価である。また、特開２００２−３６１１５号公報（特許文献２）に開示されているように、高硬度および高靱性を有する鉄系アモルファスショット材が提案されているが、硬度の上限はＨＶ１１００で、実施例においてはＨＶ１０００が最も高硬度となっており、ＨＶ１１００を超えるような金属粉末を製造するのは非常に困難である。
【０００５】
一方、高硬度なセラミックス相を、高靱性な金属相で結合した材料としてサーメットがあるが、一般的に造粒、焼結により製造するため、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法と比較すると製造コストが高くなってしまう。また、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法は安価、かつ大量に粉末を製造できる手段であるが、いずれも耐火物中で溶解するため、ＷＣやＴｉＣのような高融点セラミックスを製造することは不可能であるという問題がある。
【０００６】
【特許文献１】特開平８−３２３６２６号公報
【特許文献２】特開２００２−３６１１５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、ＨＶ１０００を超える高硬度とセラミックスショット材以上の高靱性を有し、かつ安価に製造することができるショット材を開発した。すなわち、比較的低融点で、かつ高硬度を有するセラミックスとしてＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物（以下、Ｆｅ2 Ｂという）に着目し、さらにＦｅ−Ｆｅ2 Ｂ系過共晶組織（一部他元素により置換しても良い）をアトマイズ法もしくは急冷リボン粉砕法により製造することにより、初晶となる高硬度なＦｅ2 Ｂを、高靱性なｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体（以下、鉄基固溶体という）もしくは該鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物が取り囲む組織とし、高硬度と高靱性を有するショットピーニングに好適な粉末を開発し発明に至ったものである。
【０００８】
その発明の要旨とするところは、
（１）面積率で５０〜９０％のＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物と１０〜５０％のｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体よりなり、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体が取り囲んだミクロ組織、またはＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織を有し、Ｂ：５〜８質量％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鉄基高硬度ショット材。
（２）面積率で５０〜９０％のＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物と１０〜５０％のｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体よりなり、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体が取り囲んだミクロ組織、またはＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織を有し、Ｂ：５〜８質量％、Ｔｉ≦１０％、Ｍｏ≦１０％のいずれか１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鉄基高硬度ショット材。
（３）Ｃｒ：２５質量％以下、Ｎｉ：１０質量％以下のいずれか１種または２種を含むことを特徴とする前記（１）または（２）に記載の鉄基高硬度ショット材。
（４）前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鉄基高硬度ショット材をアトマイズ法または急冷リボン粉砕法により製造したことを特徴とする鉄基高硬度ショット材の製造方法にある。
【発明の効果】
【０００９】
以上述べたように、本発明による、Ｆｅを主成分とし、Ｂを５〜８質量％添加することで鉄基固溶体相とＦｅ2 Ｂ相の過共晶組織とし、かつアトマイズ法もしくは急冷リボン粉砕法により急冷凝固により、高硬度なＦｅ2 Ｂを高靱性な鉄基固溶体もしくは該鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物を取り囲むミクロ組織を有することにより、高硬度、高靱性で安価なショットピーニング材を製造することができる極めて優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
以下、本発明について詳細に説明する。
上述したように、本発明の特徴は、Ｆｅを主成分とし、Ｂを５〜８質量％添加することで鉄基固溶体相とＦｅ2 Ｂ相の過共晶組織とし、かつアトマイズ法もしくは急冷リボン粉砕法により急冷凝固により、高硬度なＦｅ2 Ｂを高靱性な鉄基固溶体もしくは鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物が取り囲むミクロ組織を有することにより、高硬度と高靱性を両立させたものである。図１は、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。この図に示すように、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物１をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体相とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物相の共晶物２を取り囲むミクロ組織を示している。
【００１１】
また、Ｆｅ、Ｂを主元素とし、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法で製造することでコストを安価に抑えることができる。なお、本発明合金を鋳造粉砕法で製造すると、凝固組織の粗大化により、ショット材として好適な数百μｍで使用する場合、個々の粉末中でＦｅ2 Ｂを鉄基固溶体もしくは鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物を取り囲んだミクロ組織にはなりにくい。従って、特にアトマイズ法や急冷リボン粉砕法を適用することを条件とする。    
【００１２】
本発明に係るＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物とは、ＦｅおよびＢを主元素とした、Ｃ１６（Ａｌ2 Ｃｕ）の結晶構造をもつ正方晶系化合物であり、本発明ではこのうちＦｅが３３原子％以下の範囲でＴｉ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏなどの他元素と置換したものも含むものである。
また、本発明に係るｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体は、Ｆｅを５０原子％以上含むものとし、Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏなどの他元素が固溶したものも含むものである。また、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の面積率とは、初晶であるＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の面積は勿論のことだが、もしこの硼化物を取り囲む相が鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物である場合にはその共晶物中のＦｅ2 Ｂの面積も含んだ面積率である。
【００１３】
本発明において、アトマイズ法もしくは急冷リボン粉砕法とした理由は、安価に大量の粉末を製造できる製造法であり、かつ本発明においてはＦｅ−Ｆｅ2 Ｂ系過共晶組織（一部他元素により置換しても良い）の溶湯を急冷凝固させることにより、高硬度なＦｅ2 Ｂを高靱性な鉄基固溶体または鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂが共晶物が取り囲んだミクロ組織にできるため、高硬度と高靱性を両立させた粉末が得られるためである。
【００１４】
また、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物とした理由は、Ｆｅ2 Ｂは融点が比較的低温（１４００℃前後）のため、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法による製造が可能であると共に、高硬度（ＨＶ１４００程度）であり、さらに安価な原材料を用いて製造できるためである。
さらに、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の面積率５０〜９０％とした理由は、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の面積率が５０％未満では充分な硬度が得られず、９０％を超えると充分な靱性が得られないことから、その範囲を５０〜９０％とした。
【００１５】
ｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とした理由は、上記Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物のの理由より硬質相としてＦｅ2 Ｂを利用していることから、最終凝固部位は高靱性な鉄基固溶体あるいは鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物となる。また、この鉄基固溶体の構成相は固溶元素や冷却速度、熱処理などにより、ｂｃｃおよび／またはｆｃｃとなり得るが、両相ともに充分な靱性を有しているため特に限定はされない。
【００１６】
ｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体の面積率を１０〜５０％とした理由は、ｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体の面積率が１０％未満では充分な靱性が得られず、５０％を超えると充分な硬度が得られないことから、その範囲を１０〜５０％とした。
また、Ｂ：５〜８質量％とした理由は、ＢはＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物を形成するための成分であるが、５質量％未満ではＦｅ2 Ｂが少なく、充分な硬度が得られず、また、８質量％を超えるとＦｅ2 Ｂが多く生成しすぎるため、充分な靱性が得られないためである。従って、その範囲を５〜８質量％とした。
【００１７】
Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体が取り囲んだミクロ組織、あるいはＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織とした理由は、高硬度相を高靱性相が取り囲むことにより、高硬度と高靱性を両立することができるからである。
【００１８】
Ｃｒ：２５質量％以下
Ｃｒ：２５質量％以下とした理由は、ショット材は大気中で保管されることが多く、保管および使用環境下で発銹しないことが必要である。本発明合金において、Ｃｒは特に耐食性を改善する効果が高いため、発銹が問題となる場合には、２５質量％以下の範囲で添加することが好ましい。しかし、２５質量％を超えると融点が上昇し、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法による製造が困難となることから、２５質量％以下とした。
【００１９】
さらに、Ｔｉ：１０質量％以下、Ｍｏ：１０質量％以下
Ｔｉ：１０質量％以下、Ｍｏ：１０質量％以下とした理由は、いずれも硬度を向上させる目的で添加するものである。しかし、１０質量％を超えると融点が上昇し、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法による製造が困難であることから、いずれも１０質量％以下とした。
【実施例】
【００２０】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１および表２に示す成分組成の各試料を秤量した２５ｋｇの原料をアルミナ製坩堝でＡｒ中にて誘導溶解し、坩堝底部のφ５ｍｍ出湯ノズルより、１６５０℃にて出湯し、窒素ガスアトマイズにて粉末を製造した。その結果を表１、２に示す。なお、表１に示す比較例Ｎｏ．１２は市販のアルミナ粉末、比較例Ｎｏ．１３は鋳造粉砕法により作製した。
【００２１】
なお、表１に示す面積率、機械特性評価として、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物および鉄基固溶体の面積率は、この粉末を−１２５〜＋４４μｍに分級し、樹脂埋めした試料の反射電子像を画像解析した。また、硬度については、前記の樹脂埋め試料を用い、ミクロビッカース硬度計により測定した。測定荷重は３００ｇでｎ＝１０の平均を算出した。さらに、耐クラック性については、前記の樹脂埋め試料を用い、ミクロビッカース硬度計にて２００〜１０００ｇの荷重で圧痕を打ち、クラックが発生した荷重で評価した。
表２に示す耐食性評価は、ガラスペレットに両面テープで粉末を敷詰め、７０℃−９５％−９６時間の条件で、湿潤試験を実施した。発銹したものを×、発銹のなかったものを○とした。
【００２２】
【表１】
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【００２３】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜８は本発明例であり、Ｎｏ．９〜１３は比較例である。比較例Ｎｏ．９は、Ｂ含有量が低く、かつ鉄基固溶体の面積率が大きく、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の面積率が小さいために、硬度が低い。比較例Ｎｏ．１０は、Ｂ含有量が多く、かつ鉄基固溶体の面積率が小さく、Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の面積率が大きいために、硬度は高いが、しかし、クラック発生荷重が低く、５００ｇでクラックの発生が見られた。比較例Ｎｏ．１１は、Ｃｒが３０％と高いためにアトマイズ法ではノズル閉塞が起こり製造不可能となった。
【００２４】
比較例Ｎｏ．１２は、市販の白色アルミナビーズを用いた場合であり、硬度は高いが、しかし、クラック発生荷重が極めて低く、２００ｇでクラックの発生が見られた。比較例Ｎｏ．１３は、アトマイズ法や急冷リボン粉砕法によるものでなく、鋳造粉砕によるもので、本発明と比べてミクロ組織が大きく、圧痕を打つ部位により硬さのバラツキが見られ、かつクラック発生荷重が極めて低く、２００ｇでクラックの発生が見られた。これに対し、本発明例であるＮｏ．１〜８は粉末の構成相はＸ線回折の結果、いずれもＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物とｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体であり、目的の硬度およびクラック発生荷重１０００ｇ超で、１０００ｇの荷重でもクラックの発生はなかった。
【００２５】
【表２】
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【００２６】
表２はＢ成分に、さらにＣｒ，Ｎｉを加えた場合の耐食性を調べたもので、特に発銹が問題となる場合に、Ｎｏ．１４に比較して、Ｎｏ．１５〜１７に示すＣｒ，Ｎｉを添加すると耐食性が向上し、発銹の発生が見られないことが分かる。
以上述べたように、Ｆｅを主成分とし、Ｂを５〜８％添加することで鉄基固溶体相とＦｅ2 Ｂ相の過共晶組織とし、かつアトマイズ法もしくは急冷リボン粉砕法により急冷凝固により、高硬度なＦｅ2 Ｂを高靱性な鉄基固溶体もしくは鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂの共晶物が取り囲んだミクロ組織を有することにより、高硬度と高靱性を図ることができる。また、Ｂに加えて、Ｃｒ，Ｎｉを添加することで耐食性を向上させることができ、さらには、Ｔｉ，Ｍｏを添加することでより硬度を向上させることができた。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物をｂｃｃおよび／またはｆｃｃの鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物が取り囲んだミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
【符号の説明】
【００２８】
１  Ｆｅ2 Ｂ系鉄基硼化物
２  鉄基固溶体とＦｅ2 Ｂ系鉄基硼化物の共晶物
特許出願人  山陽特殊製鋼株式会社
代理人  弁理士    椎  名    彊
【図１】
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