(57)【要約】優れた耐食性および高強度を備えた鉄基合金および鉄基合金の製造方法を提供する。Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成り、オーステナイトを主体とする組織を有する鋳造材、または、マルテンサイトを主体とし、炭化物が析出した組織を有する焼入れ材から成っている。さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含んでいてもよく、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含んでいてもよい。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成ることを特徴とする鉄基合金。
【請求項２】
さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含むことを特徴とする請求項１記載の鉄基合金。
【請求項３】
さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含むことを特徴とする請求項１または２記載の鉄基合金。
【請求項４】
鋳造材から成ることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鉄基合金。
【請求項５】
ビッカース硬度がＨＶ２５０以上であることを特徴とする請求項４記載の鉄基合金。
【請求項６】
マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鉄基合金。
【請求項７】
ビッカース硬度がＨＶ４００以上であることを特徴とする請求項６記載の鉄基合金。
【請求項８】
転位密度が０．２×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ３８０以上であることを特徴とする請求項６または７記載の鉄基合金。
【請求項９】
転位密度が０．７×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ５００以上であることを特徴とする請求項６または７記載の鉄基合金。
【請求項１０】
樹脂成型用の可塑化装置または金型に用いられることを特徴とする請求項１乃至９のいずれか１項に記載の鉄基合金。
【請求項１１】
Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成る原料を鋳造することを特徴とする鉄基合金の製造方法。
【請求項１２】
前記原料は、さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含むことを特徴とする請求項１１記載の鉄基合金の製造方法。
【請求項１３】
前記原料は、さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含むことを特徴とする請求項１１または１２記載の鉄基合金の製造方法。
【請求項１４】
前記原料を鋳造した材料、または、鋳造後に加工した材料を、６００℃〜１２５０℃で０．５〜２４時間の熱処理後、急冷することにより、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有する鉄基合金を製造することを特徴とする請求項１１乃至１３のいずれか１項に記載の鉄基合金の製造方法。 
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、鉄基合金および鉄基合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】  樹脂市場においては、強度や耐熱性に優れるスーパーエンジニアリングプラスチックの市場が、自動車産業やエレクトロニクス産業をはじめとして急速に拡大している。特に、自動車メーカー各社は、ＣＯ２排出削減（燃費向上）を達成するために車体の軽量化に取組む中で、車体重量の６〜７割を占めるといわれる鋼材の材料置換を積極的に進めており、その最も有力な手段として、部品の樹脂化を行っている。また、快適性や安全性の改善を目的に「カーエレクトロニクス化」が追求されており、耐熱性や耐久性に優れた高機能なスーパーエンジニアリングプラスチックが随所で採用されている。【０００３】  スーパーエンジニアリングプラスチックには、ポリアミド１１、１２（ＰＡ１１、１２）やポリフェニレンサルファイド（ＰＰＳ）樹脂、フッ素樹脂などの種別があり、強度や使用温度、耐薬品特性など、求められる使用環境により使い分けされている。自動車分野で用いられるスーパーエンジニアリングプラスチック樹脂のうち、ＰＰＳ樹脂は、ＰＡ１１、１２に次いで多く用いられており、点火コイルケーシング、ヘッドランプリフレクター、燃料ポンプインペラーといった用途に使用されている。また、ＰＰＳ樹脂は、耐熱性・耐ヒートチェック性・耐薬品性にも優れることから、近年ではセンサーやＥＣＵケース等の電装品の需要が増加している。電気電子分野に用いられるスーパーエンジニアリングプラスチック樹脂では、世界的に見ると精密成型性・難燃性に優れるＰＰＳ樹脂の需要が最も多く、マイクロスイッチやＣＤドライブ光ピックアップ等に採用されている。一方、自動車やエレクトロニクス産業が盛んな我が国においては、ＰＰＳ樹脂の需要がＰＡ１１、１２の需要を逆転しており、絶えずトップを占めている。【０００４】  このように付加価値が高く、世界市場や国内市場での急速な拡大が見込まれるＰＰＳ樹脂であるが、その成形工程において最も大きな課題とされているのが、成形機部品の使用寿命である。ＰＰＳ樹脂では、可塑化溶融時に腐食性の「亜硫酸ガス（ＳＯ２）」が発生するため、過酷な使用環境に耐え得る装置部材の開発が課題となっている。また、部品強度を向上させるために添加する硬質フィラー（ガラス繊維：ＧＦ）による摩耗が深刻化する例も生じている。このため、成形用可塑化装置や金型など溶融樹脂に接する金属部品が著しい腐食摩耗被害を受け、早期に可塑化不良や充填不良、形状不具合などに至る問題を抱えている。近年では、フィラー充填率が増加の一途をたどり、そのリスクはますます深刻化している状況にある。【０００５】  このような問題を解決するため、従来のＰＰＳ樹脂成形用可塑化装置では、比較的耐食性が良く、焼入れによる硬化が可能なＦｅ−Ｃｒ系合金（ＳＫＤ１１、ＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ４４０Ｃ等）や、硬質クロムメッキや窒化チタン等によるコーティングが用いられている。しかし、ＳＫＤ１１等のＦｅ−Ｃｒ系合金は必ずしも耐食性や耐摩耗性が十分ではないため、可塑化装置部品寸法を定期的に計測し、基準値以上に摩耗した場合や、目視で表面荒れが確認された場合、操業実績に基づいて一定のショット数まで使用した場合など、不良が発生する前に交換するといった対策を立てているのが現状���ある。また、コーティング等の表面処理は、剥離の問題があるため、長期的に使用することは困難である。【０００６】  そこで、ＳＫＤ１１等のＦｅ−Ｃｒ系合金や、コーティングの代わりに、樹脂成型用の可塑化装置や金型の材料として、マルテンサイト系のステンレス鋼を用いることが提案されている（例えば、特許文献１乃至３参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第４９５２８８８号公報
【特許文献２】特表２０１７−５１２２５３号公報
【特許文献３】特開２０１７−１６６０６６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】  しかしながら、特許文献１乃至３のマルテンサイト系のステンレス鋼は、ＰＰＳ樹脂溶融時に生ずる亜硫酸ガスによる腐食に耐え得る耐食性、および、硬質フィラー（ガラス繊維：ＧＦ）によるアブレシブ摩耗に耐え得る高強度（耐摩耗性）のいずれか一方を備えてはいるが、それら双方を同時に備えたものではないという課題があった。【０００９】  本発明は、このような課題に着目してなされたもので、優れた耐食性と高強度とを兼ね備えた鉄基合金および鉄基合金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】
【００１０】  上記目的を達成するために、本発明に係る鉄基合金は、Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成ることを特徴とする。【００１１】  本発明に係る鉄基合金の製造方法は、Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成る原料を鋳造することを特徴とする。本発明に係る鉄基合金の製造方法は、さらに、前記原料を鋳造した材料、または、鋳造後に加工した材料を、６００℃〜１２５０℃で０．５〜２４時間の熱処理後、急冷することにより、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有する鉄基合金を製造することが好ましい。【００１２】  本発明に係る鉄基合金は、本発明に係る鉄基合金の製造方法により好適に製造することができる。本発明に係る鉄基合金の製造方法によれば、各原料を鋳造することにより、鋳造材から成る本発明に係る鉄基合金を製造することができる。また、製造された鋳造材のCrの添加量が10質量％〜22質量％、Wの添加量が1質量％〜12質量％、Cの添加量が0.1質量％〜2.3質量％であるため、面心立方構造のオーステナイトが安定となる高温域を実現することができる。このため、その高温域に保持した後、氷水中等で急冷して焼入れすることにより、マルテンサイト変態が起こり、主に体心立方構造を有するマトリックスから成る高硬度なマルテンサイト組織を形成し、さらにＭ２３Ｃ６型などの炭化物を形成することができる。また、アーク溶解法などの水冷鋳型を用い、冷却速度が速い方法で鋳造することにより、冷却中にマルテンサイト変態が起こり、高硬度なマルテンサイト組織およびＭ２３Ｃ６型などの炭化物を形成することもできる。これにより、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織から成る、本発明に係る鉄基合金を製造することができる。マルテンサイト変態を活用するため、高硬度なマトリックス組織が得られると共に、炭化物により、さらに硬度を高めることができる。【００１３】  本発明に係る鉄基合金は、鋳造材および焼入れ材とも、優れた耐食性と高強度とを兼ね備えている。本発明に係る鉄基合金は、腐食環境に応じて、例えば、硫酸、塩酸、フッ酸、硝酸などに対する耐食性に優れていることが好ましい。本発明に係る鉄基合金は、鋳造材のビッカース硬度がＨＶ２５０以上であることが好ましい。また、鋳造材がオーステナイト組織やフェライト組織から成っていてもよく、この場合、塑性加工等を行っても、割れ等が発生せず、良好な加工性を得ることができる。また、鋳造材がマルテンサイト組織から成っていてもよく、この場合、鋳造材を塑性加工せず、そのまま使用することができる。また、本発明に係る鉄基合金は、焼入れ材のビッカース硬度がＨＶ４００以上であってもよく、転位密度が０．２×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ３８０以上であってもよい。本発明に係る鉄基合金は、焼入れ材が、マルテンサイトと炭化物のみから成る組織でなくともよく、例えば、合金組成や熱処理条件により、フェライトや残留オーステナイトをわずかに含んでいてもよい。なお、本発明に係る鉄基合金は、Crの添加量が10質量��より少ないと、耐食性が低下してしまう。また、より優れた耐食性を得るためには、Crの添加量が16質量％以上であることが好ましい。【００１４】  本発明に係る鉄基合金は、さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含んでいてもよい。本発明に係る鉄基合金の製造方法で、前記原料は、さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含んでいてもよい。この場合、CuやNiにより、耐食性をさらに高めることができる。【００１５】  本発明に係る鉄基合金は、さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含んでいてもよい。本発明に係る鉄基合金の製造方法で、前記原料は、さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含んでいてもよい。この場合、ＡｌやＭｏ、Ｓｉにより、耐食性や耐酸化性をさらに高めることができる。【００１６】  本発明に係る鉄基合金の製造方法は、熱処理温度が800℃以上であってもよく、1150℃以下であってもよい。また、熱処理時間が５時間以下であってもよく、３時間以下であってもよい。これらの場合、短時間で効率良く焼入れを行うことができる。また、本発明に係る鉄基合金の製造方法は、靭性や硬度を高めるために、熱処理後に焼戻しを行ってもよい。【００１７】  本発明に係る鉄基合金は、粉末冶金技術を利用せず、一般的な溶解・加工設備を用いて、安価に製造することができる。また、塑性加工性に優れるため、熱間および冷間加工（圧延加工、鍛造加工、スウェージ加工など）により、所望の形状に加工することができる。また、加工することにより、凝固偏析等が解消され、均質な組織・特性を得ることができる。また、本発明に係る鉄基合金は、焼入れにより高硬度化するため、焼入れ前の鋳造材等を塑性加工や機械加工等により、スクリューなど、所望の製品形状にすることができる。本発明に係る鉄基合金は、樹脂成型用の可塑化装置または金型など、優れた耐食性と高強度とを要求される用途であればいかなる用途に用いられてもよい。
【発明の効果】
【００１８】  本発明によれば、優れた耐食性および高強度を備えた鉄基合金および鉄基合金の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、（ａ）試料(1)〜(9)、(14)〜(18)の鋳造材（As Cast）、（ｂ）800℃で２時間の熱処理を行った試料(1)〜(9)の焼入れ材、（ｃ）900℃で２時間の熱処理を行った試料(1)〜(10)、(14)〜(18)の焼入れ材、（ｄ）1000℃で２時間の熱処理を行った試料(1)〜(10)、(14)〜(18)の焼入れ材、（ｅ）1100℃で２時間の熱処理を行った試料(1)〜(9)の焼入れ材、（ｆ）1150℃で２時間の熱処理を行った試料(1)〜(9)の焼入れ材の、ビッカース硬度を示すグラフである。
【図２】本発明の実施の形態の鉄基合金の、試料(5)および(11)の鋳造材、900℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材、および、1000℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材のビッカース硬度を示すグラフである。
【図３】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、（ａ）試料(1)〜(9)の鋳造材の耐食性評価試験での、0.5 mol/Lの硫酸水溶液への浸漬時間に対する重量損失の経時変化を示すグラフ、（ｂ）  （ａ）の縦軸を対数目盛にしたグラフである。
【図４】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、（ａ）試料(3)〜(6)の鋳造材、900℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材、および、1000℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材のビッカース硬度を示すグラフ、（ｂ）鋳造材の耐食性評価試験での、0.5 mol/Lの硫酸水溶液への浸漬時間に対する重量損失の経時変化を示すグラフ、（ｃ）  （ｂ）の試料(4)〜(6)を拡大したグラフ、（ｄ）  （ｂ）および（ｃ）から求めた、Cr添加量に対する腐食速度を示すグラフである。
【図５】本発明の実施の形態の鉄基合金の、試料(5)、(22)〜(24)の鋳造材、900℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材、および、1000℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材のビッカース硬度を示すグラフである。
【図６】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、（ａ）試料(5)、(13)、(20)、(21)の、鋳造材の耐食性評価試験での、0.5 mol/Lの硫酸水溶液への浸漬時間に対する重量損失の経時変化を示すグラフ、（ｂ）  （ａ）から求めた、Cu添加量に対する腐食速度を示すグラフである。
【図７】本発明の実施の形態の鉄基合金の、試料(4)の鋳造材、および、900℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材の耐食性評価試験での、0.5 mol/Lの硫酸水溶液への浸漬時間に対する重量損失の経時変化を示すグラフである。
【図８】本発明の実施の形態の鉄基合金の、試料(5)、(15)〜(18)の鋳造材、および／または、1000℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材の耐食性評価試験での、0.5 mol/Lの硫酸水溶液への浸漬時間に対する重量損失の経時変化を示すグラフである。
【図９】本発明の実施の形態の鉄基合金の、試料(5)の鋳造材、および、900℃で２時間の熱処理を行った焼入れ材のXRDパターンである。
【図１０】本発明の実施の形態の鉄基合金の、（ａ）試料(17)の鋳造材のSEM写真（反射電子像）、（ｂ）  （ａ）の倍率を大きくしたSEM写真、（ｃ）1000℃で２時間の熱処理を行った試料(17)の焼入れ材のSEM写真、（ｄ）  （ｃ）の倍率を大きくしたSEM写真である。
【図１１】本発明の実施の形態の鉄基合金の、1000℃で２時間の熱処理を行った試料(17)の焼入れ材の（ａ）SEM写真（反射電子像）、（ｂ）Fe、（ｃ）Cr、（ｄ）W、（ｅ）C、（ｆ）Cu、（ｇ）NiのEPMAマップである。
【図１２】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、Fe-xCr-3W-1C（単位：質量％、x = 0〜30）系合金の熱力学計算結果を示す計算状態図である。
【図１３】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、Fe-xCr-3W-2Cu-1C（単位：質量％、x = 0〜30）系合金の熱力学計算結果を示す計算状態図である。
【図１４】本発明の実施の形態の鉄基合金に関し、Fe-16Cr-xW-1C（単位：質量％、x = 0〜30）系合金の熱力学計算結果を示す計算状態図である。
【図１５】本発明の実施の形態の鉄基合金の、Fe-13Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％、「13Cr」）およびFe-16Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％、「16Cr」）の焼入れ材の、焼入温度とビッカース（Vickers）硬さとの関係を示すグラフである。
【図１６】図１５に示す（ａ）13Crの焼入温度が800℃、（ｂ）900℃、（ｃ）1000℃、（ｄ）1100℃の焼入れ材、（ｅ）16Crの焼入温度が800℃、（ｆ）900℃、（ｇ）1000℃、（ｈ）1100℃の焼入れ材のSEM写真（反射電子像）である。
【図１７】図１５に示す（ａ）13Crの各焼入温度の焼入れ材、（ｂ）16Crの各焼入温度の焼入れ材の中性子回折パターンである。
【図１８】図１５に示す13Crおよび16Crの焼入れ材の、（ａ）焼入温度と転位密度との関係を示すグラフ、（ｂ）ビッカース（Vickers）硬さと転位密度との関係を示すグラフである。
【図１９】図１５に示す（ａ）13Cr、（ｂ）16Crの焼入れ材の耐食性評価試験での、0.5 mol/Lの硫酸水溶液への浸漬時間に対する重量減少の経時変化を示すグラフである。
【図２０】本発明の実施の形態の鉄基合金の、Fe-13Cr-3W-1C合金（単位：質量％）およびFe-13Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％）の焼入れ材の耐食性評価試験での、10 mass％の塩酸水溶液への浸漬時間に対する重量減少の経時変化を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】  以下、実施例および図面等に基づいて、本発明の実施の形態について説明する。  本発明の実施の形態の鉄基合金は、Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成っている。また、本発明の実施の形態の鉄基合金は、さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含んでいてもよい。また、本発明の実施の形態の鉄基合金は、さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含んでいてもよい。
【００２１】  本発明の実施の形態の鉄基合金は、本発明の実施の形態の鉄基合金の製造方法により好適に製造することができる。本発明の実施の形態の鉄基合金の製造方法は、まず、本発明の実施の形態の鉄基合金の組成となるよう、各原料を鋳造することにより、鋳造材から成る本発明の実施の形態の鉄基合金を製造することができる。
【００２２】  本発明の実施の形態の鉄基合金は、鋳造材のCrの添加量が10質量％〜22質量％、Wの添加量が1質量％〜12質量％、Cの添加量が0.1質量％〜2.3質量％であるため、面心立方構造のオーステナイトが安定となる高温域を実現することができる。本発明の実施の形態の鉄基合金の製造方法は、さらに、鋳造材または鋳造材を加工した材料に対して、その高温域すなわち６００℃〜１２５０℃で０．５〜２４時間の熱処理後、氷水中等で急冷して焼入れする。これにより、マルテンサイト変態が起こり、主に体心立方構造を有するマトリックスから成る高硬度なマルテンサイト組織を形成し、さらにM23C6型を主とする炭化物を形成することができる。なお、炭化物には、M6C型やM7C3型、MC型等のものが含まれていてもよい。また、アーク溶解法などの水冷鋳型を用い、冷却速度が速い方法で鋳造することにより、冷却中にマルテンサイト変態が起こり、高硬度なマルテンサイト組織および炭化物を形成することもできる。こうして、マルテンサイトを主体とし、炭化物が析出した組織を有する焼入れ材または鋳造材から成る、本発明の実施の形態の鉄基合金を製造することができる。マルテンサイト変態を活用するため、高硬度なマトリックス組織が得られると共に、炭化物により、さらに硬度を高めることができる。
【００２３】  本発明の実施の形態の鉄基合金は、焼入れ材が炭化物を含んでいる。ここで、一般に、炭化物はCrを多く含むため、Cr濃度が低下したマトリックスで、耐食性が低下することが考えられる。また、炭化物とマトリックスとの間で、ガルバニック腐食が起こることも懸念される。本発明の実施の形態の鉄基合金は、CuあるいはNiを添加することにより、このような炭化物形成による耐食性の低下を防ぐことができる。また、ＡｌやＭｏ、Ｓｉを添加することにより、耐食性や耐酸化性をさらに高めることができる。
【００２４】  本発明の実施の形態の鉄基合金は、鋳造材および焼入れ材とも、優れた耐食性と高強度とを兼ね備えている。本発明の実施の形態の鉄基合金は、腐食環境に応じて、例えば、硫酸、塩酸、フッ酸、硝酸などに対する耐食性に優れていることが好ましい。本発明の実施の形態の鉄基合金は、鋳造材がオーステナイト組織やフェライト組織から成っていてもよく、この場合、塑性加工等を行っても、割れ等が発生せず、良好な加工性を得ることができる。また、鋳造材がマルテンサイト組織から成っていてもよく、この場合、鋳造材を塑性加工せず、そのまま使用することができる。また、本発明の実施の形態の鉄基合金は、焼入れ材が、マルテンサイトと炭化物のみから成る組織でなくともよく、例えば、合金組成や熱処理条件により、フェライトや残留オーステナイトをわずかに含んでいてもよい。また、本発明の実施の形態の鉄基合金の製造方法は、マルテンサイト組織を主体とする焼入れ材に対して、靭性や硬度を高めるために、焼戻しを行ってもよい。
【００２５】  本発明の実施の形態の鉄基合金は、粉末冶金技術を利用せず、一般的な溶解・加工設備を用いて、安価に製造することができる。また、塑性加工性に優れるため、熱間および冷間加工（圧延加工、鍛造加工、スウェージ加工など）により、所望の形状に加工することができる。また、加工することにより、凝固偏析等が解消され、均質な組織・特性を得ることができる。また、本発明の実施の形態の鉄基合金は、焼入れにより高硬度化するため、焼入れ前の鋳造材等を塑性加工や機械加工等により、スクリューなど、所望の製品形状にすることができる。
【００２６】  本発明の実施の形態の鉄基合金は、樹脂成型用の可塑化装置または金型など、優れた耐食性と高強度とを要求される用途であればいかなる用途に用いられてもよい。本発明の実施の形態の鉄基合金は、例えばPPS樹脂成形用可塑化装置に用いられたとき、PPS樹脂溶融時に生ずる亜硫酸ガスによる腐食に耐え得る耐食性と、硬質フィラー（GF）によるアブレシブ摩耗に耐えうる高硬度（耐摩耗性）とを有している。
【００２７】  以下、本発明の実施の形態の鉄基合金の鋳造材および焼入れ材を製造し、硬度の測定、耐食性評価試験、組織の評価、および、転位密度の測定等を行った。また、本発明の実施の形態の鉄基合金について熱力学計算を行い、焼入れ時の熱処理温度、および、組成範囲についての検討を行った。
【実施例１】
【００２８】［試験試料の製造］  アーク溶解炉および水冷銅鋳型を用いて、表１に示す合金組成を有する試料(1)〜(18)、(20)〜(24)の鋳塊（鋳造材）を溶製した。各鋳塊の重量は、約100 gである。さらに、各鋳塊の一部を、マッフル炉を用いて、大気中にて800〜1150℃の温度範囲で２時間の熱処理を行った後、氷水中に焼入れを行い、各試料の焼入れ材を製造した。なお、本発明の実施の形態の鉄基合金は、試料(4)〜(6)、(8)〜(11)、(15)〜(18)、(20)〜(24)である。【００２９】
【表１】
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【００３０】［試験方法］  各試料の鋳造材および焼入れ材について、ビッカース（Vickers）硬度の測定、耐食性評価試験、および、組織の評価を行った。ビッカース硬度は、島津製作所製「HMV」を用いて、荷重9.81 N（1 kg）、印加時間10秒の条件で測定を行った。耐食性評価試験は、室温にて、亜硫酸ガスによる腐食を模擬した0.5 mol/Lの硫酸水溶液に各試料を浸漬し、保持時間1〜7時間での重量損失に基づいて、各試料の耐食性（対硫酸腐食性）の評価を行った。硫酸水溶液に浸漬する試料片は、あらかじめ表面を、エメリー紙を用いて#3000まで研磨した。【００３１】  組織の評価は、以下の方法および装置により行った。      ・X線回折（XRD）測定：PANalytical社製「X’Pert MPD」      ・走査電子顕微鏡（SEM）観察：HITACHI社製「S-3400N」（加速電圧は15 kV）      ・電界放出型電子プローブマイクロアナライザ（EPMA）による分析：JEOL社製「JXA-8530F」（加速電圧は15 kV）      ・走査透過電子顕微鏡（STEM）観察：FEI社製「Titan3 60-300 Probe Corrector」（加速電圧は300 kV）  XRDおよびEPMAに用いる試料は、あらかじめ分析する表面を、エメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて、鏡面に仕上げた。TEM観察用の試料は、集束イオンビーム（FIB）装置（FEI社製「Versa 3D Dual Beam」）を用いて作製した。【００３２】［試験結果］  試料(1)〜(10)、(14)〜(18)の鋳造材および焼入れ材のビッカース硬度を、図１（ａ）〜（ｆ）に示す。図１（ａ）に示すように、本発明の実施の形態の鉄基合金である試料(4)〜(6)、(8)、(9)、(15)〜(18)は、焼入れ前の鋳造材（As Cast）であっても、ビッカース硬度がＨＶ２５０以上と、高硬度であることが確認された。また、図１（ａ）〜（ｆ）に示すように、本発明の実施の形態の鉄基合金である試料(4)〜(6)、(8)、(9)、(15)〜(18)は、組成により最適な熱処理温度は異なるものの、焼入れにより高硬度化していることが確認された。特に、耐食性や耐酸化性の改善が期待できるAl、Mo、さらにSiを添加した試料(8)および(9)では、適切な温度（1150℃）を選択することにより、ビッカース硬度がＨＶ４００程度となり、高硬度になることが確認された。また、Cuの一部をNiで置換した試料(15)〜(18)は、900℃〜1000℃で熱処理を行った焼入れを行うことにより、ＨＶ５００以上の高硬度になることが確認された。【００３３】  W添加量が3質量％の試料(5)およびW添加量が9質量％の試料(11)の鋳造材、および、900℃または1000℃で熱処理を行った焼入れ材のビッカース硬度を、図２に示す。図２に示すように、試料(11)は、試料(5)と比べて、焼入れ後の硬度は小さいものの、ＨＶ６００を超える高硬度を有することが確認された。【００３４】  試料(1)〜(9)の鋳造材の耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量損失の経時変化を、図３に示す。図３に示すように、Crの添加量が4質量％である試料(3)および(7)の重量損失が大きく、耐食性に劣ることが確認された。このことから、Cu添加合金であっても、Crの添加量が10質量％より少ない場合には、高耐食性が得られないといえる。なお、Crの添加量が4質量％である試料(1)および(2)は、良好な耐食性を示しているが、Cが添加されていないため、図１（ａ）に示すように、硬度が小さい。【００３５】  Crの添加量を4質量％〜20質量％まで変えた試料(3)〜(6)の鋳造材、および、900℃または1000℃で熱処理を行っ��焼入れ材のビッカース硬度を図４（ａ）に、鋳造材の耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量損失の経時変化を図４（ｂ）および（ｃ）に示す。また、図４（ｂ）および（ｃ）から、次式を用いて各試料の腐食速度を求め、Cr添加量に対してプロットしたものを、図４（ｃ）に示す。【数１】
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ここで、miは重量損失、iは浸漬時間である。また、各試料について、７回試験を繰り返している（k = 7）。
【００３６】  図４（ａ）に示すように、Crの添加量に対してビッカース硬度は大きく変化しないが、図４（ｂ）乃至（ｄ）に示すように、Crの添加量を10質量％以上にすることにより、優れた耐食性が得られることが確認された。また、図４（ｃ）に示すように、Crの添加量が13質量％の試料(4)よりも16質量％の試料(5)の方が耐食性に優れており、Crの添加量をそれ以上増やしても耐食性は大きく変化しないことが確認された。このことから、優れた耐食性を得るためには、Crの添加量は、10質量％以上であることが好ましく、16質量％以上であることがより好ましいといえる。【００３７】  Cの添加量を0.5質量％〜2.0質量％まで変えた試料(5)、(22)〜(24)の鋳造材、および、900℃または1000℃で熱処理を行った焼入れ材のビッカース硬度を、図５に示す。図５に示すように、いずれの試料も、焼入れ後にはＨＶ５００以上となり、高硬度が得られることが確認された。【００３８】  Cuの添加量を0質量％〜5質量％まで変化させた試料(5)、(13)、(20)、(21)の、鋳造材の耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量損失の経時変化を、図６（ａ）に示す。また、図４（ｄ）と同様に、図６（ａ）から各試料の腐食速度を求め、Cu添加量に対してプロットしたものを、図６（ｂ）に示す。図６（ａ）および（ｂ）に示すように、Cuを添加していない試料(13)に対して、Cuを少しでも添加することにより腐食速度は著しく低下し、Cuの添加量を1質量％以上に増やしても耐食性は大きく変化しないことが確認された。このことから、Cuの添加量は、0.5質量％以上であることが好ましいといえる。【００３９】  試料(4)の鋳造材、および、900℃で熱処理を行った焼入れ材の耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量損失の経時変化を、図７に示す。図７に示すように、焼入れにより耐食性はわずかに低下するものの、重量損失の値は小さいことが確認された。このことから、試料(4)は、焼入れにより、優れた耐食性を維持した状態で、顕著に高硬度化（図１参照）するといえる。【００４０】  試料(5)、および、試料(5)にNiを添加すると共に、Cuの添加量を変化させた試料(15)〜(18)の鋳造材、および／または、1000℃で熱処理を行った焼入れ材の耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量損失の経時変化を、図８に示す。図８に示すように、Cuの添加量が増えるほど、耐食性が向上することが確認された。また、焼入れ材の耐食性は、鋳造材と比べてわずかに低下しているものの、重量損失の値は小さいことが確認された。このことから、これらの試料は、焼入れにより、優れた耐食性を維持した状態で、顕著に高硬度化（図１参照）するといえる。【００４１】  試料(5)の鋳造材、および、900℃で熱処理を行った焼入れ材のXRDパターンを、図９に示す。図９に示すように、鋳造材では面心立方構造のオーステナイトが観察されるのに対し、焼入れ材では、体心立方構造であるマルテンサイトと炭化物（Carbides）に由来するピークが主に観察された。焼入れ後の回折ピークはブロードであり、結晶組織内部に多くの格子欠陥を有していることが示唆されることから、マルテンサイト変態が発現しているものと考えられる。【００４２】  試料(17)の鋳造材、および、1000℃で熱処理を行った焼入れ材のSEM観察結果（反射電子像）を、図１０に示す。また、その焼入れ材のEPMAに���る添加元素の分析結果を、図１１に示す。図１０に示すように、鋳造材および焼入れ材のいずれも、マトリックスの他に明るいコントラストで観察される析出物が観察された。また、図１１に示すように、反射電子像（SEM）において明るいコントラストで示される析出物には、Cr、W、Cが濃化しており、この析出物が炭化物であることが確認された。また、CuおよびNiはマトリックスに優先的に分配されており、これにより耐食性が向上すると考えられる。
【実施例２】
【００４３】  焼入れにより高硬度化させるためには、オーステナイトが安定な温度域において熱処理を行う必要があるが、オーステナイトが安定となる組成範囲および温度域については、熱力学計算を用いて推定することが可能である。そこで、熱力学計算ソフト「Thermo-Calc（Thermo-Calc Software社製：ver. 2017a、database: TCFE9：Steels/Fe-Alloys ver.9.0）」を用いて、本発明の実施の形態の鉄基合金の焼入れ時の熱処理温度、ならびに、CrおよびWの組成範囲について検討を行った。【００４４】  熱力学計算は、Fe-xCr-3W-1C（単位：質量％、x = 0〜30）系合金、Fe-xCr-3W-2Cu-1C（単位：質量％、x = 0〜30）系合金、および、Fe-16Cr-xW-1C（単位：質量％、x = 0〜30）系合金について行った。それぞれの計算状態図を、図１２〜１４に示す。また、各図中に、オーステナイトが安定に存在する範囲を、濃い灰色で示す。なお、オーステナイトが安定となる組成・温度範囲については、CuおよびNiの影響は小さい。【００４５】  図１２に示すように、Fe-xCr-3W-1C系合金では、オーステナイトが安定に存在する範囲は、熱処理温度が800℃〜1250℃であり、Crの添加量の範囲が5質量％〜20質量％であることが確認された。また、図１３に示すように、Fe-xCr-3W-2Cu-1C系合金では、オーステナイトが安定に存在する範囲は、熱処理温度が800℃〜1250℃であり、Crの添加量の範囲が5質量％〜22質量％であることが確認された。ただし、Crの添加量については、耐食性を考慮する必要がある（例えば、図４参照）。【００４６】  図１４に示すように、Fe-16Cr-xW-1C系合金では、オーステナイトが安定に存在する範囲は、熱処理温度が800℃〜1250℃であり、Wの添加量の範囲が12質量％以下であることが確認された。
【実施例３】
【００４７】  実機での製造を想定して、高周波誘導溶解炉を用いて、Fe-13Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％）およびFe-16Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％）の２種類の鉄基合金の、30 kg鋳塊を溶製した。各鋳塊に対して、1200℃にて４時間の均質化熱処理後、熱間鍛造および熱間圧延により、径30 mmの丸棒材を作製した。この丸棒材を、850℃にて２時間保持後、炉冷した。炉冷後の材料（以下、「ST材」と呼ぶ）からサンプルを切り出し、950℃、1000℃、1050℃、1100℃の４条件にて、それぞれ30分〜４時間の保持時間で熱処理を行い、強制空冷した。得られた試料について、それぞれ10点のロックウェル硬度（HRC）を測定し、平均値および標準偏差を求めた。【００４８】  熱処理時間が２時間のときの、各試料のロックウェル硬度を、表２に示す。表２に示すように、ST材では、Fe-13Cr-3W-1C-2Cu合金およびFe-16Cr-3W-1C-2Cu合金でそれぞれ、HRC 28.0（ビッカース硬度換算値：約HV 286）およびHRC 21.5（ビッカース硬度換算値：約HV 243）と低い値を示すのに対し、950℃〜1100℃で熱処理を行った試料では、HRC 50（ビッカース硬度換算値：約HV 513）以上の高硬度が得られていることが確認された。また、1050℃で熱処理を行った試料は、いずれの組成でも、HRC 60（ビッカース硬度換算値：約HV 697）を超える硬さが得られていることが確認された。また、950℃〜1100℃で熱処理を行った試料は、標準偏差も小さく、均質な材料となっていることが確認された。なお、本実験では、水焼入れではなく、強制空冷程度の冷却速度でも高硬度が得られていることから、実機での製造性も高いと判断できる。【００４９】
【表２】
2020050229.tif 000005
【００５０】  熱処理温度が1050℃のときの、30分〜４時間の熱処理時間の各試料のロックウェル硬度を、表３に示す。表３に示すように、いずれの合金組成においても、強制空冷後の硬さはほとんど変化せず、HRC 60程度の値が得られることが確認された。また、表３に、1050℃で１時間の熱処理を行い、強制空冷後、170℃で２時間の焼戻し熱処理を行った試料のロックウェル硬度も示す。焼戻し条件は、JIS規格を参考に選定した。表３に示すように、焼戻し後も大きな硬度低下は認められず、高硬度を維持できることが確認された。【００５１】
【表３】
2020050229.tif 000006
【実施例４】
【００５２】［試験試料および試験方法］  以下のようにして、試験試料を製造した。まず、加熱炉を利用して、Fe-13Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％）およびFe-16Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％）の、30 kg鋳塊を溶製した。各鋳塊に対して、1200℃にて４時間の均質化熱処理後、900℃〜1200℃で熱間鍛造を２回行い、50 mm角の鍛造材を作製した。その鍛造材に対し、1150℃で１時間の熱間圧延を行い、径30 mmの丸棒材を作製した。この丸棒材を、850℃にて２時間保持後、炉冷した。炉冷後の材料から、直径10 mmの円柱状の試験片を切り出して石英管に封入後、マッフル炉を用いて、800℃、900℃、1000℃、1100℃の４条件にて、保持時間１時間の熱処理を行い、氷水中に焼入れを行い、試験試料とした。製造された試験試料の組成を、表４に示す。【００５３】
【表４】
2020050229.tif 000007
【００５４】  表４に示す各試験試料について、ビッカース（Vickers）硬度の測定、組織の評価、中性子回折試験、転位密度の測定、および、耐食性評価試験を行った。なお、以下では、Fe-13Cr-3W-1C-2Cu合金の焼入れ材の試料を「13Cr」、Fe-16Cr-3W-1C-2Cu合金の焼入れ材の試料を「16Cr」と呼ぶ。【００５５】  ビッカース硬度は、島津製作所製「HMV」を用いて、荷重9.81 N（1 kg）、印加時間10秒の条件で測定を行った。組織の評価は、走査電子顕微鏡（SEM； HITACHI社製「S-3400N」）を用いて行った（加速電圧は15 kV）。SEMに用いる試料は、あらかじめ表面を、エメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて、鏡面に仕上げた。中性子回折試験は、大強度陽子加速器施設J-PARCの「BL20 iMATERIA」により行った。また、各試料について得られた中性子の回折パターンに対して、ＣＭＷＰ（Convolutional Multiple Whole Profile）法によるラインプロファイル解析を行い、体心立方（BCC）構造のマルテンサイト、フェライト、または、その両方から成るマトリックス相の転位密度の測定を行った。なお、転位密度は、放射光を含むＸ線回折や（走査）透過電子顕微鏡を用いた転位組織観察の結果から求めることもできる。また、ラインプロファイル解析の方法についても、ＣＭＷＰ法の他に、modified Williamson-Hall/Warren-Averbach法等、他の手法を用いることができる。耐食性評価試験は、室温にて、0.5 mol/Lの硫酸水溶液に各試料を浸漬し、保持時間を最大７時間としたときの重量減少に基づいて、各試料の耐食性（対硫酸腐食性）の評価を行った。硫酸水溶液に浸漬する試料片は、直径が10 mm、厚さが2 mmであり、あらかじめ表面を、エメリー紙を用いて#3000まで研磨した。【００５６】［試験結果］  13Crおよび16Crの各試料の焼入れ時の熱処理温度（焼入温度）とビッカース硬さとの関係を、図１５に示す。図１５に示すように、いずれの試料でも焼入温度が高くなるに従って、硬度が高くなることが確認された。具体的には、焼入温度が約８５０℃以上のときＨＶ５００以上、９５０℃以上のときＨＶ６００以上となることが確認された。また、13Crの試料の方が、16Crの試料よりも高い硬度が得られることも確認された。【００５７】  13Crおよび16Crの各試料のSEM観察結果（反射電子像）を、図１６（ａ）〜（ｈ）に示す。図１６に示すように、M23C6型の炭化物（各図中の明るい部分）が存在していることが確認された。これらの炭化物のうち数μmサイズのものは、溶解時に共晶反応により形成されたものと考えられる。また、図１６に示すように、焼入温度が高くなるに従って、炭化物の形成量が減少する傾向があることが確認された。これは、高温側で安定なオーステナイトのＣ固溶量が、温度の上昇とともに増加するためである。このため、13Crおよび16Crのいずれも、焼入温度が1100℃の試料では、他の試料に比べて明確に炭化物量が減少しているが、硬度は最も高くなっていることから（図１５参照）、各試料の硬度は、炭化物の形成量やサイズだけでなく、マトリックスの硬度も重要であると考えられる。【００５８】  13Crおよび16Crの各試料の中性子回折試験により得られた中性子回折パターンを、それぞれ図１７（ａ）および（ｂ）に示す。図１７に示すように、13Crおよび16Crのいずれも、焼入温度が800℃〜1000℃のときには、BCC構造のマルテンサイトまたはフェライトの回折ピークと、M23C6タイプの炭化物の回折ピークとが確認された。なお、オーステナイト／フェライトの相境界は800℃付近に存在するため、800℃で焼入れを行った試料では、BCC相としてフェライトを含んでいる可能性がある。一方、1100℃から焼入れた試料では、これらに加えて残留オーステナイトに由来する回折ピークも確認されている。一般に、残留オーステナイトの形成により硬度は低下するが、13Crおよび16Crの各試料では、残留オーステナイトが存在しても高硬度が得られることが確認された。なお、この残留オーステナイトを、サブゼロ処理によりマルテンサイトに変態させることで、さらなる高硬度化が可能であると考えられる。【００５９】  13Crおよび16Crの各試料について、焼入温度と、中性子回折パターンから得られた転位密度との関係を、図１８（ａ）に示す。また、図１５に示すビッカース硬さと、転位密度との関係を、図１８（ｂ）に示す。図１８（ａ）に示すように、各試料とも、焼入温度が高くなるに従って、転位密度が増加することが確認された。これは、焼入温度が高いほど、炭化物の固溶により、マルテンサイト内にはより多くのＣが強制的に固溶され、より大きな格子ひずみを生み出すため、転位密度が増加したと考えられる。また、図１８（ｂ）に示すように、マトリックスの転位密度は、硬度とも良い相関を示すことも確認された。図１８（ａ）および（ｂ）から、転位密度が 0.2×1016m-2以上のとき、ＨＶ３８０以上となり、転位密度が 0.7×1016m-2以上のとき、ＨＶ５００以上となり、2.0×1016m-2以上のとき、ＨＶ６００以上となることが確認された。【００６０】  13Crおよび16Crの各試料について、耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量減少の経時変化を、それぞれ図１９（ａ）および（ｂ）に示す。図１９（ａ）および（ｂ）に示すように、各試料とも、優れた耐食性を示し、焼入温度が高いほど耐食性に優れていることが確認された。これは、焼入温度が高いほど、腐食を促進する役割を果たす炭化物が熱処理中にオーステナイト中に固溶し、炭化物の最終的な形成量が減少したためであると考えられる。図１６および図１８（ａ）に示す結果を考慮すると、炭化物による高硬度化とマトリックスの転位密度増加による高硬度化とはトレードオフの関係にあるが、図１９（ａ）および（ｂ）より、マトリックスの転位密度増加による高硬度化の方が、対硫酸腐食性にとっては好ましい。これらは、用途や製造設備の制約を考慮して、組織制御により最適化することが可能である。
【実施例５】
【００６１】［試験試料および試験方法］  以下のようにして、試験試料を製造した。まず、加熱炉を利用して、Fe-13Cr-3W-1C合金（単位：質量％）およびFe-13Cr-3W-1C-2Cu合金（単位：質量％）の、30 kg鋳塊を溶製した。各鋳塊に対して、1200℃にて４時間の均質化熱処理後、900℃〜1200℃で熱間鍛造を２回行い、50 mm角の鍛造材を作製した。その鍛造材に対し、850℃にて２時間保持後、炉冷し、1180℃で２時間の熱間圧延を行い、径30 mmの丸棒材を作製した。さらに、この丸棒材を、850℃にて２時間保持後、炉冷した。炉冷後の材料から、円柱状の試験片を切り出して石英管に封入後、マッフル炉を用いて、900℃、1000℃、1100℃の３条件にて、保持時間１時間の熱処理を行い、氷水中に焼入れを行い、試験試料とした。製造された試験試料の組成を、表５に示す。【００６２】
【表５】
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【００６３】  表５に示す各試験試料について、耐食性評価試験を行った。耐食性評価試験は、焼入れ後の各試験試料から、ワイヤー放電加工により、10×10×1 mm3の板状の試料片を切り出し、室温にて、10 mass％の塩酸水溶液に各試料片を浸漬し、保持時間を最大７時間としたときの重量減少に基づいて、各試料の耐食性（対塩酸腐食性）の評価を行った。塩酸水溶液に浸漬する試料片は、あらかじめ表面を、エメリー紙を用いて#3000まで研磨した。なお、以下では、Fe-13Cr-3W-1C合金の焼入れ材の試料を「Cu無添加」、Fe-13Cr-3W-1C-2Cu合金の焼入れ材の試料を「Cu添加」と呼ぶ。【００６４】  Cu無添加およびCu添加の各試料について、耐食性評価試験での浸漬時間に対する重量減少の経時変化を、図２０に示す。図２０に示すように、各試料とも、図１９に示す硫酸水溶液での浸漬試験結果に比べて、重量減少の絶対値は概ね小さく、特にCu添加の試料が、より良好な耐食性を有していることが確認された。このことから、硫酸腐食環境だけでなく塩酸腐食環境においても、優れた耐食性を有しているといえる。また、図１９に示す硫酸水溶液での浸漬試験結果と同様に、焼入温度が高いほど優れた耐食性を有する傾向を示すことが確認された。 
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【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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【図１９】
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【図２０】
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【手続補正書】
【提出日】令和2年7月6日(2020.7.6)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成り、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有し、転位密度が０．２×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ３８０以上であることを特徴とする鉄基合金。
【請求項２】
さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含むことを特徴とする請求項１記載の鉄基合金。
【請求項３】
さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含むことを特徴とする請求項１または２記載の鉄基合金。
【請求項４】
（削除）
【請求項５】
（削除）
【請求項６】
（削除）
【請求項７】
ビッカース硬度がＨＶ４００以上であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鉄基合金。
【請求項８】
（削除）
【請求項９】
転位密度が０．７×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ５００以上であることを特徴とする請求項１、２、３または７記載の鉄基合金。
【請求項１０】
樹脂成型用の可塑化装置または金型に用いられることを特徴とする請求項１、２、３、７または９記載の鉄基合金。
【請求項１１】
Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成る原料を鋳造した材料、または、鋳造後に加工した材料を、６００℃〜１２５０℃で０．５〜２４時間の熱処理後、急冷することにより、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有し、転位密度が０．２×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ３８０以上である鉄基合金を製造することを特徴とする鉄基合金の製造方法。
【請求項１２】
前記原料は、さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含むことを特徴とする請求項１１記載の鉄基合金の製造方法。
【請求項１３】
前記原料は、さらに、Ａｌ、ＭｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを、１〜３質量％含むことを特徴とする請求項１１または１２記載の鉄基合金の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００３】
発明の概要
発明が解決しようとする課題
［０００８］
しかしながら、特許文献１乃至３のマルテンサイト系のステンレス鋼は、ＰＰＳ樹脂溶融時に生ずる亜硫酸ガスによる腐食に耐え得る耐食性、および、硬質フィラー（ガラス繊維：ＧＦ）によるアブレシブ摩耗に耐え得る高強度（耐摩耗性）のいずれか一方を備えてはいるが、それら双方を同時に備えたものではないという課題があった。
［０００９］
本発明は、このような課題に着目してなされたもので、優れた耐食性と高強度とを兼ね備えた鉄基合金および鉄基合金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
［００１０］
上記目的を達成するために、本発明に係る鉄基合金は、Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成り、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有し、転位密度が０．２×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ３８０以上であることを特徴とする。
［００１１］
本発明に係る鉄基合金の製造方法は、Ｃｒ：１０〜２２質量％、Ｗ：１〜１２質量％、Ｃ：０．１〜２．３質量％を含み、残部が不可避不純物とＦｅとから成る原料を鋳造した材料、または、鋳造後に加工した材料を、６００℃〜１２５０℃で０．５〜２４時間の熱処理後、急冷することにより、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織を有し、転位密度が０．２×１０１６ｍ−２以上であり、ビッカース硬度がＨＶ３８０以上である鉄基合金を製造することを特徴とする。
［００１２］
本発明に係る鉄基合金は、本発明に係る鉄基合金の製造方法により好適に製造することができる。本発明に係る鉄基合金の製造方法によれば、各原料を鋳造して製造された鋳造材のＣｒの添加量が１０質量％〜２２質量％、Ｗの添加量が１質量％〜１２質量％、Ｃの添加量が０．１質量％〜２．３質量％であるため、面心立方構造のオーステナイトが安定となる高温域を実現することができる。このため、その高温域に保持した後、氷水中等で急冷して焼入れする
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００４】
ことにより、マルテンサイト変態が起こり、主に体心立方構造を有するマトリックスから成る高硬度なマルテンサイト組織を形成し、さらにＭ２３Ｃ６型などの炭化物を形成することができる。また、アーク溶解法などの水冷鋳型を用い、冷却速度が速い方法で鋳造することにより、冷却中にマルテンサイト変態が起こり、高硬度なマルテンサイト組織およびＭ２３Ｃ６型などの炭化物を形成することもできる。これにより、マルテンサイトを主体とし、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出した組織から成る、本発明に係る鉄基合金を製造することができる。マルテンサイト変態を活用するため、高硬度なマトリックス組織が得られると共に、炭化物により、さらに硬度を高めることができる。
［００１３］
本発明に係る鉄基合金は、鋳造材および焼入れ材とも、優れた耐食性と高強度とを兼ね備えている。本発明に係る鉄基合金は、腐食環境に応じて、例えば、硫酸、塩酸、フッ酸、硝酸などに対する耐食性に優れていることが好ましい。本発明に係る鉄基合金は、鋳造材のビッカース硬度がＨＶ２５０以上であることが好ましい。また、鋳造材がオーステナイト組織やフェライト組織から成っていてもよく、この場合、塑性加工等を行っても、割れ等が発生せず、良好な加工性を得ることができる。また、鋳造材がマルテンサイト組織から成っていてもよく、この場合、鋳造材を塑性加工せず、そのまま使用することができる。また、本発明に係る鉄基合金は、焼入れ材のビッカース硬度がＨＶ４００以上であってもよい。本発明に係る鉄基合金は、焼入れ材が、マルテンサイトと炭化物のみから成る組織でなくともよく、例えば、合金組成や熱処理条件により、フェライトや残留オーステナイトをわずかに含んでいてもよい。なお、本発明に係る鉄基合金は、Ｃｒの添加量が１０質量％より少ないと、耐食性が低下してしまう。また、より優れた耐食性を得るためには、Ｃｒの添加量が１６質量％以上であることが好ましい。
［００１４］
本発明に係る鉄基合金は、さらに、Ｃｕ：０．５〜６質量％、および／または、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％を含んでいてもよい。本発明に係る鉄基
【国際調査報告】
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