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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024027860
(43)【公開日】2024-03-01
(54)【発明の名称】易溶融性Ｆｅ基合金
(51)【国際特許分類】
C22C 37/08 20060101AFI20240222BHJP
B22F 1/00 20220101ALI20240222BHJP
B22F 9/08 20060101ALN20240222BHJP
B22F 9/10 20060101ALN20240222BHJP
C22C 33/02 20060101ALN20240222BHJP
B23K 35/30 20060101ALN20240222BHJP
【ＦＩ】
C22C37/08 Z
B22F1/00 T
B22F9/08 A
B22F9/10
C22C33/02 B
C22C33/02 F
B23K35/30 340B
B23K35/30 340C
【審査請求】未請求
【請求項の数】6
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022131022
(22)【出願日】2022-08-19
(71)【出願人】
【識別番号】000180070
【氏名又は名称】山陽特殊製鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000556
【氏名又は名称】弁理士法人有古特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】廣野 友紀
(72)【発明者】
【氏名】澤田 俊之
【テーマコード（参考）】
4K017
4K018
【Ｆターム（参考）】
4K017AA04
4K017BA06
4K017BB04
4K017BB06
4K017BB07
4K017BB13
4K017BB16
4K017EB00
4K017ED00
4K017FA14
4K017FA17
4K018AA24
4K018BA16
4K018BD09
4K018DA18
4K018EA01
4K018EA11
4K018EA21
4K018KA58
(57)【要約】
【課題】硬度及び耐食性に優れた造形物が得られうる、易溶融性Ｆｅ基合金の提供。
【解決手段】粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有する。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【選択図】なし
【解決手段】粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有する。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有しており、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である、Ｆｅ基合金。
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有しており、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である、Ｆｅ基合金。
【請求項2】
マトリックスとこのマトリックスに分散する複数の化合物とを有しており、
上記マトリックスがＦｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有している、請求項１に記載のＦｅ基合金。
上記マトリックスがＦｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有している、請求項１に記載のＦｅ基合金。
【請求項3】
上記αＦｅの組織がマルテンサイトである、請求項２に記載のＦｅ基合金。
【請求項4】
上記マトリックスにＣｒ及びＮｉが固溶している、請求項２又は３に記載のＦｅ基合金。
【請求項5】
上記化合物がＣｒ炭化物、Ｃｒホウ化物及びＦｅホウ化物を含む、請求項２又は３に記載のＦｅ基合金。
【請求項6】
その材質がＦｅ基合金であり、
上記Ｆｅ基合金が、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有しており、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である、粉末。
上記Ｆｅ基合金が、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有しており、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である、粉末。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本明細書は、溶融処理又は半溶融処理を経て利用されるＦｅ基合金を開示する。本明細書はさらに、その材質がこのＦｅ基合金である粉末を開示する。
【背景技術】
【0002】
金属製品の表面に皮膜が形成される方法として、溶射法、肉盛溶接法、遠心鋳造法等が知られている。この皮膜には、Ｎｉ基自溶合金及びＣｏ基自溶合金が適している。典型的な自溶合金が、「ＪＩＳ Ｈ８３０３」に規定されている。
【0003】
この皮膜には通常、フュージング処理がなされる。フュージング処理では、皮膜が加熱され、皮膜に液相が出現する。この液相は、冷却によって凝固する。フュージング処理は、皮膜の緻密性を高めうる。特開２０１５－１４３３７２公報には、フュージング性に優れたＮｉ基自溶合金が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】特開２０１５－１４３３７２公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
一般的な自溶合金からなる皮膜の硬さは、不十分である。従ってこの皮膜は、耐摩耗性及び耐久性に劣る。
【0006】
Ｆｅ基合金からは、高硬度な皮膜が得られうる。しかし、Ｆｅ基合金の融点は、概して高い。Ｆｅ基合金から皮膜が形成されるには、このＦｅ基合金の高温での加熱が必要である。このＦｅ基合金から焼結体が形成される場合も、このＦｅ基合金の高温での加熱が必要である。さらに、一般的なＦｅ基合金から得られた造形物（皮膜、焼結体等）は、概して耐食性に劣る。
【0007】
航空機、自動車、ボイラー、農業機械等の分野において、硬度と耐食性との両立の要請がある。
【0008】
本出願人の意図するところは、硬度及び耐食性に優れた造形物が得られうる、易溶融性Ｆｅ基合金の提供にある。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本実施形態に係るＦｅ基合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有する。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有する。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【0010】
好ましくは、この合金は、マトリックスとこのマトリックスに分散する複数の化合物とを有する。このマトリックスは、Ｆｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有する。好ましくは、このαＦｅの組織は、マルテンサイトである。好ましくは、このマトリックスにＣｒ及びＮｉが固溶する。好ましい化合物は、Ｃｒ炭化物、Ｃｒホウ化物及びＦｅホウ化物である。
【0011】
他の観点による開示は、その材質がＦｅ基合金である粉末である。このＦｅ基合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有する。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有する。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【発明の効果】
【0012】
このＦｅ基合金は易溶融性なので、このＦｅ基合金から容易に造形物が得られうる。この造形物は、高硬度である。この造形物は、耐食性にも優れる。
【発明を実施するための形態】
【0013】
本実施形態に係る粉末は、典型的には、アトマイズによって得られる。この粉末は、多数の粒子の集合である。この粉末から、皮膜が得られうる。皮膜は、後に詳説される溶射法によって得られうる。皮膜が、肉盛溶接法、遠心鋳造法等によって得られてもよい。フュージング処理を経て、皮膜が得られてもよい。この粉末から、焼結体も得られうる。この粉末から、三次元積層造形法によって造形物が得られてもよい。以下、造形物の一種である皮膜に採用される場合が例とされて、この粉末が詳説される。
【0014】
［組成］
この粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。この合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有している。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
この粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。この合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有している。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【0015】
［金属組織］
この合金は、マトリックスと、このマトリックスに分散する化合物とを有している。マトリックスの主成分は、Ｆｅである。マトリックスは、Ｆｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有している。従ってこの合金は、後に詳説されるように、易溶融性である。本実施形態では、このαＦｅの組織は、マルテンサイトである。従ってこの合金は、高硬度である。Ｎｉが主成分である従来の自溶合金では、マルテンサイト変態は生じ得ない。本実施形態では、マルテンサイト組織により、従来の自溶合金では達成し得ないほど大きい硬度が達成されうる。このマトリックスには、Ｃｒ及びＮｉが固溶している。従ってこの合金は、皮膜の耐食性にも寄与しうる。
この合金は、マトリックスと、このマトリックスに分散する化合物とを有している。マトリックスの主成分は、Ｆｅである。マトリックスは、Ｆｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有している。従ってこの合金は、後に詳説されるように、易溶融性である。本実施形態では、このαＦｅの組織は、マルテンサイトである。従ってこの合金は、高硬度である。Ｎｉが主成分である従来の自溶合金では、マルテンサイト変態は生じ得ない。本実施形態では、マルテンサイト組織により、従来の自溶合金では達成し得ないほど大きい硬度が達成されうる。このマトリックスには、Ｃｒ及びＮｉが固溶している。従ってこの合金は、皮膜の耐食性にも寄与しうる。
【0016】
それぞれの化合物は、析出によって生じている。この化合物として、Ｃｒ炭化物、Ｃｒホウ化物及びＦｅホウ化物が挙げられる。これらの化合物も、合金の高硬度に寄与しうる。
【0017】
［クロム（Ｃｒ）］
Ｃｒは、Ｃと反応して炭化物を形成しうる。Ｃｒはさらに、Ｂと反応してホウ化物を形成しうる。多数の炭化物及び多数のホウ化物が、マトリックスに分散しうる。これら炭化物及びホウ化物は、合金の高硬度に寄与しうる。この合金から得られた皮膜は、耐摩耗性に優れる。
Ｃｒは、Ｃと反応して炭化物を形成しうる。Ｃｒはさらに、Ｂと反応してホウ化物を形成しうる。多数の炭化物及び多数のホウ化物が、マトリックスに分散しうる。これら炭化物及びホウ化物は、合金の高硬度に寄与しうる。この合金から得られた皮膜は、耐摩耗性に優れる。
【0018】
Ｃｒはさらに、マトリックスに固溶する。このＣｒは、不働態を形成し、皮膜の耐食性に寄与する。Ｃｒは特に、酸化性酸の環境下での耐食性に寄与する。Ｃｒはさらに、高温環境における皮膜の酸化及び硫化を抑制しうる。
【0019】
Ｃｒの含有率は、２０．０質量％以上３４．０質量％以下が好ましい。Ｃｒの含有率が２０．０質量％以上である合金では、Ｃｒ炭化物及びＣｒホウ化物が、十分に析出し、高硬度が達成されうる。含有率が２０．０質量％以上である皮膜では、十分な量のＣｒがマトリックスに固溶し、優れた耐食性が達成されうる。これらの観点から、Ｃｒの含有率は２１．０質量％以上がより好ましく、２３．０質量％以上が特に好ましい。過剰のＣｒは、炭化物又はホウ化物の過剰な析出を招来する。過剰な析出が生じた合金の液相線温度は、高い。過剰な析出は、合金の易溶融性を阻害する。さらに、過剰のＣｒは、粉末製造時の作業性を損なう。具体的には、過剰のＣｒは、アトマイズ時のノズル閉塞を招来する。Ｃｒの含有率が３４．０質量％以下である合金は、易溶融性及び作業性に優れる。これらの観点から、Ｃｒの含有率は３３．０質量％以下がより好ましく、３１．０質量％以下が特に好ましい。
【0020】
［ニッケル（Ｎｉ）］
Ｎｉは、マトリックスに固溶する。Ｎｉの標準電極電位は－０．２５０Ｖであり、Ｆｅの標準電極電位は－０．４４０Ｖである。Ｎｉは、Ｆｅに比べて貴である。Ｎｉは、Ｆｅを主成分とするマトリックスに固溶することで、皮膜の耐食性を高めうる。Ｎｉはさらに、皮膜の靱性にも寄与しうる。
Ｎｉは、マトリックスに固溶する。Ｎｉの標準電極電位は－０．２５０Ｖであり、Ｆｅの標準電極電位は－０．４４０Ｖである。Ｎｉは、Ｆｅに比べて貴である。Ｎｉは、Ｆｅを主成分とするマトリックスに固溶することで、皮膜の耐食性を高めうる。Ｎｉはさらに、皮膜の靱性にも寄与しうる。
【0021】
Ｎｉの含有率は、２．０質量％以上１０．０質量％以下が好ましい。Ｎｉの含有率が２．０質量％以上である皮膜は、耐食性及び靱性に優れる。これらの観点から、Ｎｉの含有率は３．０質量％以上がより好ましく、３．５質量％以上が特に好ましい。多量のＮｉが固溶したマトリックスを有する合金は、硬度に劣る。さらに、過剰のＮｉは、Ｎｉ化合物の析出を促し、合金の低硬度を招来する。Ｎｉの含有率が１０．０質量％以下である合金から、高硬度な皮膜が得られうる。硬度の観点から、Ｎｉの含有率は９．０質量％以下がより好ましく、８．０質量％以下が特に好ましい。
【0022】
［炭素（Ｃ）］
Ｃは、マトリックスに固溶する。このＣはマルテンサイト変態を促し、固溶強化に寄与する。Ｃはさらに、炭化物を析出させる。この炭化物は、合金の高硬度に寄与する。この合金から、高硬度な皮膜が得られうる。この皮膜は、耐摩耗性に優れる。
Ｃは、マトリックスに固溶する。このＣはマルテンサイト変態を促し、固溶強化に寄与する。Ｃはさらに、炭化物を析出させる。この炭化物は、合金の高硬度に寄与する。この合金から、高硬度な皮膜が得られうる。この皮膜は、耐摩耗性に優れる。
【0023】
本発明者が得た知見によれば、Ｃは意外にも、粉末製造時の材料歩留まりに寄与する。その理由は、Ｃによって合金の溶湯が脱酸等されてその粘性が下がり、炉壁の耐火物等への溶湯の付着が減るからであると、推測される。
【0024】
粉末製造時には、合金溶湯中に溶け込んでいたガス成分が、凝固過程においてガス化する。このガス化が原因で、粒子の内部にポアが生じうる。ポアが存在する粉末から得られた皮膜では、このポアのガスが残存する。この粉末からは、緻密な皮膜は得られにくい。本発明者が得た知見によれば、Ｃは意外にも、このポアを抑制しうる。その理由は、Ｃによって合金の溶湯が脱酸等されて溶湯からガス成分が除去され、ポアの少ない粉末が得られるからであると、推測される。ポアの少ない粉末、つまりガスを多くは含まない粉末から、緻密な皮膜が形成されうる。
【0025】
Ｃの含有率は、３．０質量％以上５．０質量％以下が好ましい。Ｃの含有率が３．０質量％以上である合金では、炭化物が十分に析出し、高硬度が達成されうる。Ｃの含有率が３．０質量％以上である粉末は、歩留まりよく製造されうる。さらに、Ｃの含有率が３．０質量％以上である粉末から、緻密な皮膜が形成されうる。これらの観点から、Ｃの含有率は３．３質量％以上がより好ましく、３．５質量％以上が特に好ましい。過剰のＣは、皮膜の靱性を阻害する。さらに、過剰のＣは炭化物の過剰な析出を招来する。過剰な析出が生じた合金の液相線温度は、高い。過剰な析出は、易溶融性を阻害する。Ｃの含有率が５．０質量％以下である皮膜は、靱性及び易溶融性に優れる。この観点から、Ｃの含有率は４．７質量％以下がより好ましく、４．５質量％以下が特に好ましい。
【0026】
［ケイ素（Ｓｉ）］
Ｓｉは、フュージングによってＯと結合し、ＳｉＯ２を生成する。このＳｉＯ２が金属酸化物を溶解させ、ホウケイ酸ガラスを生成する。このガラスは皮膜の表面に滲出し、気孔を消滅させる。金属酸化物及び気孔の減少は、皮膜の緻密性を高める。
Ｓｉは、フュージングによってＯと結合し、ＳｉＯ２を生成する。このＳｉＯ２が金属酸化物を溶解させ、ホウケイ酸ガラスを生成する。このガラスは皮膜の表面に滲出し、気孔を消滅させる。金属酸化物及び気孔の減少は、皮膜の緻密性を高める。
【0027】
Ｓｉの含有率は、０．１質量％以上４．０質量％以下が好ましい。Ｓｉの含有率が０．１質量％以上である合金から、緻密な皮膜が形成されうる。この観点から、Ｓｉの含有率は０．５質量％以上がより好ましく、０．９質量％以上が特に好ましい。Ｓｉの含有率が４．０質量％以下である合金では、Ｓｉによる化合物の形成が抑制され、かつＳｉのマトリックスへの固溶が抑制される。従って、靱性に優れた皮膜が得られうる。靱性の観点から、Ｓｉの含有率は３．８質量％以下がより好ましく、３．６質量％以下が特に好ましい。
【0028】
［ホウ素（Ｂ）］
合金の易溶融性は、この合金の固相線温度に依存する。Ｂは、低い固相線温度に寄与しうる。マトリックスにおけるＦｅに対するＢの比率が、４質量％である合金は、共晶組織を有しうる。共晶組織を有する合金の固相線温度は、低い。
合金の易溶融性は、この合金の固相線温度に依存する。Ｂは、低い固相線温度に寄与しうる。マトリックスにおけるＦｅに対するＢの比率が、４質量％である合金は、共晶組織を有しうる。共晶組織を有する合金の固相線温度は、低い。
【0029】
ＢはＯと結合し、Ｂ２Ｏ３を生成する。このＢ２Ｏ３が金属酸化物を溶解させ、ホウケイ酸ガラスを生成する。このガラスは皮膜の表面に滲出し、気孔を消滅させる。金属酸化物及び気孔の減少は、皮膜の緻密性を高める。
【0030】
Ｂの含有率は、０．５質量％以上４．０質量％以下が好ましい。Ｂの含有率が０．５質量％以上である合金は、易溶融性である。Ｂの含有率が０．５質量％以上である合金から、緻密な皮膜が形成されうる。これらの観点から、Ｂの含有率は０．７質量％以上がより好ましく、０．９質量％以上が特に好ましい。過剰のＢは、マトリックスへのＢの過剰な固溶を招来する。過剰な固溶は、皮膜の靱性を損なう。過剰のＢは、ホウ化物の過剰な析出を招来する。過剰な析出が生じた合金は、靱性に劣る。過剰な析出が生じた合金の液相線温度は、高い。過剰な析出は、易溶融性を阻害する。過剰なホウ化物はさらに、アトマイズ時のノズル閉塞を招来する。Ｂの含有率が４．０質量％以下である合金は易溶融性及び作業性に優れ、かつこの合金から得られた皮膜は靱性に優れる。これらの観点から、Ｂの含有率は３．８質量％以下がより好ましく、３．５質量％以下が特に好ましい。
【0031】
［マンガン（Ｍｎ）］
Ｍｎは、皮膜の靱性に寄与する。Ｍｎはさらに、皮膜の耐摩耗性及び引張強さに寄与する。これらの観点から、Ｍｎの含有率は０．５質量％以上が好ましく、０．７質量％以上がより好ましく、０．９質量％以上が特に好ましい。この含有率は４．０質量％以下が好ましく、３．０質量％以下が特に好ましい。
Ｍｎは、皮膜の靱性に寄与する。Ｍｎはさらに、皮膜の耐摩耗性及び引張強さに寄与する。これらの観点から、Ｍｎの含有率は０．５質量％以上が好ましく、０．７質量％以上がより好ましく、０．９質量％以上が特に好ましい。この含有率は４．０質量％以下が好ましく、３．０質量％以下が特に好ましい。
【0032】
［鉄（Ｆｅ）］
この合金の主成分は、Ｆｅである。Ｃが固溶したＦｅは、マルテンサイト変態を起こしうる。この変態後の合金は、高硬度である。この合金から得られた皮膜では、αＦｅが靱性に寄与しうる。硬度及び靱性の観点から、Ｆｅ基合金におけるＦｅの含有率は４０質量％以上が好ましく、４５質量％以上が特に好ましい。Ｆｅ基合金が十分な量の他の元素を含みうるとの観点から、Ｆｅの含有率は７０質量％以下が好ましい。
この合金の主成分は、Ｆｅである。Ｃが固溶したＦｅは、マルテンサイト変態を起こしうる。この変態後の合金は、高硬度である。この合金から得られた皮膜では、αＦｅが靱性に寄与しうる。硬度及び靱性の観点から、Ｆｅ基合金におけるＦｅの含有率は４０質量％以上が好ましく、４５質量％以上が特に好ましい。Ｆｅ基合金が十分な量の他の元素を含みうるとの観点から、Ｆｅの含有率は７０質量％以下が好ましい。
【0033】
［粉末の製造］
粉末は、好ましくは、アトマイズ法によって得られうる。ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法、水アトマイズ法、遠心アトマイズ法等が、採用されうる。好ましいアトマイズは、ガスアトマイズ法及びディスクアトマイズ法である。アトマイズによって得られた粉末に、メカニカルミリング等が施されてもよい。アトマイズにおける急冷により、まず炭化物及びホウ化物が析出する。これらの化合物の径は、数μｍ（１．０μｍ以上）である。急冷によりさらに、マトリックスとしてＦｅ２ＢとαＦｅとの共晶が生じ、前述の組織が得られる。Ｆｅ２Ｂの径は、ナノレベル（１．０μｍ未満）である。共晶組織を有するＦｅ基合金では、固相線温度が低い。
粉末は、好ましくは、アトマイズ法によって得られうる。ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法、水アトマイズ法、遠心アトマイズ法等が、採用されうる。好ましいアトマイズは、ガスアトマイズ法及びディスクアトマイズ法である。アトマイズによって得られた粉末に、メカニカルミリング等が施されてもよい。アトマイズにおける急冷により、まず炭化物及びホウ化物が析出する。これらの化合物の径は、数μｍ（１．０μｍ以上）である。急冷によりさらに、マトリックスとしてＦｅ２ＢとαＦｅとの共晶が生じ、前述の組織が得られる。Ｆｅ２Ｂの径は、ナノレベル（１．０μｍ未満）である。共晶組織を有するＦｅ基合金では、固相線温度が低い。
【0034】
［皮膜の形成］
皮膜は、種々の方法によって形成されうる。皮膜に適した方法として、肉盛溶接法、遠心鋳造法溶射法及び溶射法が挙げられる。これらの方法により、ベースの表面が皮膜で覆われうる。本実施形態に係る合金は易溶融性なので、比較的低い加熱温度にて、皮膜が形成されうる。従って、熱に起因するベースの損傷（変形等）が、抑制されうる。加熱温度が低いので、この皮膜の製造コストは低い。
皮膜は、種々の方法によって形成されうる。皮膜に適した方法として、肉盛溶接法、遠心鋳造法溶射法及び溶射法が挙げられる。これらの方法により、ベースの表面が皮膜で覆われうる。本実施形態に係る合金は易溶融性なので、比較的低い加熱温度にて、皮膜が形成されうる。従って、熱に起因するベースの損傷（変形等）が、抑制されうる。加熱温度が低いので、この皮膜の製造コストは低い。
【0035】
［焼結体］
本実施形態に係る合金から、焼結体が得られてもよい。焼結体は、放電プラズマ焼結法、ホットプレス法、熱間静水圧法等によって形成されうる。皮膜状の焼結体が、形成されてもよい。皮膜状の焼結体の製造では、多数の粒子が、ベースの上に敷き詰められる。これらの粒子が、加熱される。粒子が合金の固相線温度よりも高い温度に達することで、この合金は固液混合状態となる。その後にこの合金が凝固し、焼結体が形成される。本実施形態に係る合金は易溶融性なので、比較的低い加熱温度にて、液相が生じうる。従って、熱に起因するベースの損傷（変形等）が、抑制されうる。加熱温度が低いので、この焼結体の製造コストは低い。
本実施形態に係る合金から、焼結体が得られてもよい。焼結体は、放電プラズマ焼結法、ホットプレス法、熱間静水圧法等によって形成されうる。皮膜状の焼結体が、形成されてもよい。皮膜状の焼結体の製造では、多数の粒子が、ベースの上に敷き詰められる。これらの粒子が、加熱される。粒子が合金の固相線温度よりも高い温度に達することで、この合金は固液混合状態となる。その後にこの合金が凝固し、焼結体が形成される。本実施形態に係る合金は易溶融性なので、比較的低い加熱温度にて、液相が生じうる。従って、熱に起因するベースの損傷（変形等）が、抑制されうる。加熱温度が低いので、この焼結体の製造コストは低い。
【0036】
［再溶融処理］
皮膜、焼結体等の造形物に、フュージングが施されてもよい。フュージングでは、固相線温度以上の温度に達するまで、造形物が加熱される。この加熱により、造形物に液相が発生する。造形物は、固液混合状態となる。この液相が凝固して、造形物が再形成される。フュージングにより、造形物の緻密性が高められる。本実施形態に係る合金は易溶融性なので、比較的低い加熱温度にて、液相が生じうる。従って、熱に起因するベースの損傷（変形等）が、抑制されうる。加熱温度が低いので、この造形物の製造コストは低い。
皮膜、焼結体等の造形物に、フュージングが施されてもよい。フュージングでは、固相線温度以上の温度に達するまで、造形物が加熱される。この加熱により、造形物に液相が発生する。造形物は、固液混合状態となる。この液相が凝固して、造形物が再形成される。フュージングにより、造形物の緻密性が高められる。本実施形態に係る合金は易溶融性なので、比較的低い加熱温度にて、液相が生じうる。従って、熱に起因するベースの損傷（変形等）が、抑制されうる。加熱温度が低いので、この造形物の製造コストは低い。
【0037】
［造形物の硬度］
本実施形態に係る合金から、ビッカース硬さ（ＨＶ）が７５０以上である造形物が得られうる。従来の代表的な鉄鋼材料の硬さは、以下の通りである。
一般構造用圧延鋼（ＳＳ４００）：１００ＨＶから１６０ＨＶ
オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）：約２００ＨＶ
Ｍｏ添加オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）：約２００ＨＶ
これらの鉄鋼材料の硬さに比べ、本実施形態に係る合金から得られた造形物の硬さは、格段に大きい。造形物の硬さは７８０ＨＶ以上がより好ましく、８００ＨＶ以上が特に好ましい。
本実施形態に係る合金から、ビッカース硬さ（ＨＶ）が７５０以上である造形物が得られうる。従来の代表的な鉄鋼材料の硬さは、以下の通りである。
一般構造用圧延鋼（ＳＳ４００）：１００ＨＶから１６０ＨＶ
オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）：約２００ＨＶ
Ｍｏ添加オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）：約２００ＨＶ
これらの鉄鋼材料の硬さに比べ、本実施形態に係る合金から得られた造形物の硬さは、格段に大きい。造形物の硬さは７８０ＨＶ以上がより好ましく、８００ＨＶ以上が特に好ましい。
【0038】
［造形物の組成］
造形物の組成は、概して、粉末の組成と同じである。換言すれば、造形物の材質は、Ｆｅ基合金である。この合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有している。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。造形物の製造時に、不純物（例えば酸素）等の含有率が、多少は変動しうる。
造形物の組成は、概して、粉末の組成と同じである。換言すれば、造形物の材質は、Ｆｅ基合金である。この合金は、
Ｃｒ：２０．０質量％以上３４．０質量％以下、
Ｎｉ：２．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ｃ：３．０質量％以上５．０質量％以下、
Ｓｉ：０．１質量％以上４．０質量％以下、
Ｂ：０．５質量％以上４．０質量％以下、
及び
Ｍｎ：０．５質量％以上４．０％質量％以下
を含有している。残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。造形物の製造時に、不純物（例えば酸素）等の含有率が、多少は変動しうる。
【0039】
［造形物の金属組織］
造形物の金属組織には、粉末の金属組織が反映されうる。典型的な造形物の組織は、マトリックスと、このマトリックスに分散する化合物とを有している。マトリックスの主成分は、Ｆｅである。マトリックスは、Ｆｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有している。このαＦｅの組織は、マルテンサイトでありうる。組織がマルテンサイトである造形物は、高硬度である。Ｎｉが主成分である従来の自溶合金では、マルテンサイト変態は生じ得ない。この造形物では、マルテンサイト組織により、従来の自溶合金では達成し得ないほど大きい硬度が達成されうる。このマトリックスには、Ｃｒ及びＮｉが固溶しうる。従ってこの造形物は、耐食性にも優れる。
造形物の金属組織には、粉末の金属組織が反映されうる。典型的な造形物の組織は、マトリックスと、このマトリックスに分散する化合物とを有している。マトリックスの主成分は、Ｆｅである。マトリックスは、Ｆｅ２ＢとαＦｅとの共晶組織を有している。このαＦｅの組織は、マルテンサイトでありうる。組織がマルテンサイトである造形物は、高硬度である。Ｎｉが主成分である従来の自溶合金では、マルテンサイト変態は生じ得ない。この造形物では、マルテンサイト組織により、従来の自溶合金では達成し得ないほど大きい硬度が達成されうる。このマトリックスには、Ｃｒ及びＮｉが固溶しうる。従ってこの造形物は、耐食性にも優れる。
【0040】
それぞれの化合物は、析出によって生じうる。この化合物として、Ｃｒ炭化物、Ｃｒホウ化物及びＦｅホウ化物が挙げられる。これらの化合物も、造形物の高硬度に寄与しうる。
【0041】
前述の通り、造形物の高硬度には、マルテンサイト組織が寄与しうる。このマルテンサイト組織が造形物に存在する理由は、下記の（１）及び（２）の内のいずれか一方又は両方であると、推測される。
（１）アトマイズ時のマルテンサイト変態で生じた組織が、造形物に残存している。
（２）造形物の形成時又はフュージングの徐冷で、造形物にマルテンサイト変態が生じる。
従来のＦｅ－Ｃ系合金において、急冷によりマルテンサイト変態が生じて高硬度が達成されうることは、当業者において知られている。本実施形態では、焼入れのような急冷熱処理が施されることなく、造形物の高硬度が達成されうる。このことは、本発明者が新たに見出した知見である。
（１）アトマイズ時のマルテンサイト変態で生じた組織が、造形物に残存している。
（２）造形物の形成時又はフュージングの徐冷で、造形物にマルテンサイト変態が生じる。
従来のＦｅ－Ｃ系合金において、急冷によりマルテンサイト変態が生じて高硬度が達成されうることは、当業者において知られている。本実施形態では、焼入れのような急冷熱処理が施されることなく、造形物の高硬度が達成されうる。このことは、本発明者が新たに見出した知見である。
【0042】
前述の通り、造形物の高硬度には、炭化物及びホウ化物が寄与しうる。この炭化物及びホウ化物が造形物に存在する理由は、下記の（１）及び（２）の内のいずれか一方又は両方であると、推測される。
（１）アトマイズ時の冷却により析出した炭化物及びホウ化物が、造形物に残存している。
（２）造形物の形成時又はフュージングの冷却にて、造形物に炭化物及びホウ化物が析出する。
（１）アトマイズ時の冷却により析出した炭化物及びホウ化物が、造形物に残存している。
（２）造形物の形成時又はフュージングの冷却にて、造形物に炭化物及びホウ化物が析出する。
【0043】
［固相線温度］
合金の固相線温度は、１２００℃以下が好ましい。従来の代表的な鉄鋼材料の固相線温度は、以下の通りである。
オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）：約１４００℃
Ｍｏ添加オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）：約１３７０℃
Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金：約１３３０℃
これらの鉄鋼材料の固相線温度に比べ、本実施形態に係る合金の固相線温度は低い。この合金から、造形物が容易に形成されうる。この観点から、合金の固相線温度は１１７０℃以下がより好ましく、１１４０℃以下が特に好ましい。この合金は、従来の自溶合金の特性と従来の鉄鋼材料の特性とを、併せ持つ。
合金の固相線温度は、１２００℃以下が好ましい。従来の代表的な鉄鋼材料の固相線温度は、以下の通りである。
オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）：約１４００℃
Ｍｏ添加オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）：約１３７０℃
Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金：約１３３０℃
これらの鉄鋼材料の固相線温度に比べ、本実施形態に係る合金の固相線温度は低い。この合金から、造形物が容易に形成されうる。この観点から、合金の固相線温度は１１７０℃以下がより好ましく、１１４０℃以下が特に好ましい。この合金は、従来の自溶合金の特性と従来の鉄鋼材料の特性とを、併せ持つ。
【0044】
［液相線温度］
合金の液相線温度は、１３００℃以下が好ましい。従来の代表的な鉄鋼材料の液相線温度（融点）は、以下の通りである。
Ｆｅ単体：１５３８℃
一般構造用圧延鋼（ＳＳ４００）：約１５００℃
オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）：約１４００℃
Ｍｏ添加オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）：約１３７０℃
これらの鉄鋼材料の液相線温度（融点）に比べ、本実施形態に係る合金の液相線温度は低い。この合金から、造形物が容易に形成されうる。この観点から、合金の液相線温度は１２７０℃以下がより好ましく、１２４０℃以下が特に好ましい。この合金は、従来の自溶合金の特性と従来の鉄鋼材料の特性とを、併せ持つ。
合金の液相線温度は、１３００℃以下が好ましい。従来の代表的な鉄鋼材料の液相線温度（融点）は、以下の通りである。
Ｆｅ単体：１５３８℃
一般構造用圧延鋼（ＳＳ４００）：約１５００℃
オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）：約１４００℃
Ｍｏ添加オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）：約１３７０℃
これらの鉄鋼材料の液相線温度（融点）に比べ、本実施形態に係る合金の液相線温度は低い。この合金から、造形物が容易に形成されうる。この観点から、合金の液相線温度は１２７０℃以下がより好ましく、１２４０℃以下が特に好ましい。この合金は、従来の自溶合金の特性と従来の鉄鋼材料の特性とを、併せ持つ。
【0045】
［用途］
従来、Ｆｅ基合金の自溶用途への適用は、知られていない。本発明者は、共晶組織の調整により、Ｆｅ基合金の低い固相線温度を達成した。本発明者は、添加元素の量の調整により、Ｆｅ基合金の低い液相線温度を達成した。このＦｅ基合金は、易溶融性に優れる。この合金は、従来のＮｉ基自溶合金に比べ、低コストで得られうる。さらにこのＦｅ基合金は、高硬度であり、耐食性にも優れる。この合金は、耐摩耗性及び耐久性が求められる分野に、活用されうる。例えば、航空機、自動車、ボイラー、農業機械等の部品に、この合金は適用されうる。
従来、Ｆｅ基合金の自溶用途への適用は、知られていない。本発明者は、共晶組織の調整により、Ｆｅ基合金の低い固相線温度を達成した。本発明者は、添加元素の量の調整により、Ｆｅ基合金の低い液相線温度を達成した。このＦｅ基合金は、易溶融性に優れる。この合金は、従来のＮｉ基自溶合金に比べ、低コストで得られうる。さらにこのＦｅ基合金は、高硬度であり、耐食性にも優れる。この合金は、耐摩耗性及び耐久性が求められる分野に、活用されうる。例えば、航空機、自動車、ボイラー、農業機械等の部品に、この合金は適用されうる。
【実施例0046】
以下、実施例に係るＦｅ基合金の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本明細書で開示された範囲が限定的に解釈されるべきではない。
【0047】
［実施例１］
原料の金属を、耐火物製の坩堝に投入した。この原料をアルゴンガス中で溶解し、溶湯を得た。坩堝のノズルからこの溶湯を出し、これに窒素ガスを噴霧して、多数の微小粒子を得た。これらの粒子を篩によって分級し、粒子径を２５０μｍ以下に調整して、実施例１に係る粉末を得た。この粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金の組成が、下記の表１に示されている。このＦｅ基合金の、表１に示された成分の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
原料の金属を、耐火物製の坩堝に投入した。この原料をアルゴンガス中で溶解し、溶湯を得た。坩堝のノズルからこの溶湯を出し、これに窒素ガスを噴霧して、多数の微小粒子を得た。これらの粒子を篩によって分級し、粒子径を２５０μｍ以下に調整して、実施例１に係る粉末を得た。この粉末の材質は、Ｆｅ基合金である。このＦｅ基合金の組成が、下記の表１に示されている。このＦｅ基合金の、表１に示された成分の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【0048】
［実施例２－１４並びに比較例１及び３－５］
組成を下記の表１に示される通りとした他は実施例１と同様にして、実施例２－１４並びに比較例１及び３－５の粉末を得た。
組成を下記の表１に示される通りとした他は実施例１と同様にして、実施例２－１４並びに比較例１及び３－５の粉末を得た。
【0049】
［比較例２及び６］
組成を下記の表１に示される通りとした他は実施例１と同様にして、溶湯を得た。この溶湯がノズルを閉塞させたので、粉末を得ることができなかった。
組成を下記の表１に示される通りとした他は実施例１と同様にして、溶湯を得た。この溶湯がノズルを閉塞させたので、粉末を得ることができなかった。
【0050】
［固相線温度及び液相線温度］
熱分析装置（ＤＴＡ）を用い、下記の条件にて粉末の固相線温度及び液相線温度を測定した。
粉末の量：２０ｍｇ
雰囲気：アルゴンガスを２００ｃｍ３／分でフロー
昇温速度：２０℃／分
開始温度：室温
到達温度：１５００℃（５分保持）
吸熱が開始する温度が、固相線温度である。吸熱が終了する温度の中で最も高い温度が、液相線温度である。この結果が、下記の表１に示されている。
熱分析装置（ＤＴＡ）を用い、下記の条件にて粉末の固相線温度及び液相線温度を測定した。
粉末の量：２０ｍｇ
雰囲気：アルゴンガスを２００ｃｍ３／分でフロー
昇温速度：２０℃／分
開始温度：室温
到達温度：１５００℃（５分保持）
吸熱が開始する温度が、固相線温度である。吸熱が終了する温度の中で最も高い温度が、液相線温度である。この結果が、下記の表１に示されている。
【0051】
［硬さ］
粉末を、その直径が２０ｍｍであるガラス管内に最密に充填した。このガラス管を、大気雰囲気下で、室温から、１０℃／ｍｉｎの速度で昇温させた。温度が１１７０℃に達した後、２０分保持した。その後に室温まで炉冷を行い、造形物を得た。この造形物から試験片を切り出し、断面を研磨した。この断面の、荷重が０．９８Ｎであるときのビッカース硬さを、測定した。１０回の測定結果の平均値が、下記の表１に示されている。
粉末を、その直径が２０ｍｍであるガラス管内に最密に充填した。このガラス管を、大気雰囲気下で、室温から、１０℃／ｍｉｎの速度で昇温させた。温度が１１７０℃に達した後、２０分保持した。その後に室温まで炉冷を行い、造形物を得た。この造形物から試験片を切り出し、断面を研磨した。この断面の、荷重が０．９８Ｎであるときのビッカース硬さを、測定した。１０回の測定結果の平均値が、下記の表１に示されている。
【0052】
［耐食性］
硬さの評価で得られた造形物から、試験片を切り出した。この試験片の形状は立方体であり、一辺の長さは４ｍｍであった。この試験片に、下記の条件で、高温高湿試験を施した。
温度：７０℃
湿度：９５％ＲＨ
時間：９６時間
試験後の試験片を目視で観察し、以下の基準に従って格付けした。
Ａ：発銹がない。
Ｂ：発銹が一部に見られる。
Ｃ：発銹が全体に見られる。
この結果が、下記の表１に示されている。
硬さの評価で得られた造形物から、試験片を切り出した。この試験片の形状は立方体であり、一辺の長さは４ｍｍであった。この試験片に、下記の条件で、高温高湿試験を施した。
温度：７０℃
湿度：９５％ＲＨ
時間：９６時間
試験後の試験片を目視で観察し、以下の基準に従って格付けした。
Ａ：発銹がない。
Ｂ：発銹が一部に見られる。
Ｃ：発銹が全体に見られる。
この結果が、下記の表１に示されている。
【0053】
【表1】
【0054】
表１に示される通り、各実施例に係るＦｅ基合金は易溶融性である。この合金から得られた成形体は、高硬度であり、耐食性に優れている。これらの評価結果から、このＦｅ基合金の優位性は明らかである。
【産業上の利用可能性】
【0055】
以上説明されたＦｅ基合金は、易溶融性が要求される種々の用途に適している。