特許 7164163 炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2022-10-24

(45)【発行日】2022-11-01

(54)【発明の名称】炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材

(51)【国際特許分類】

   C22C 33/02 20060101AFI20221025BHJP

   C22C 38/40 20060101ALI20221025BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20221025BHJP

   B22F 1/00 20220101ALI20221025BHJP

   B22F 3/24 20060101ALI20221025BHJP

【ＦＩ】

C22C33/02 A

C22C38/40

C22C38/00 301Z

B22F1/00 U

B22F3/24 B

【請求項の数】 7

(21)【出願番号】P 2018157141

(22)【出願日】2018-08-24

(65)【公開番号】P2020029607

(43)【公開日】2020-02-27

【審査請求日】2021-07-09

(73)【特許権者】

【識別番号】593006630

【氏名又は名称】学校法人立命館

(74)【代理人】

【識別番号】100111567

【弁理士】

【氏名又は名称】坂本 寛

(72)【発明者】

【氏名】飴山 惠

(72)【発明者】

【氏名】入谷 竜平

(72)【発明者】

【氏名】川畑 美絵

【審査官】向井 佑

(56)【参考文献】

【文献】特開２０１５－０４８５００（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１５－０５９２３６（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００８－２０８４０１（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｂ２２Ｆ １／００

Ｂ２２Ｆ ３／００

Ｃ２２Ｃ ３３／００

Ｃ２２Ｃ ３８／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

炭素含有鉄合金の粉末の表層部に対する結晶粒微細化処理により、前記表層部が微細結晶粒組織であり前記表層部の内側が粗大結晶粒組織である構造を持つ加工粉末を作製し、
前記加工粉末を焼結することにより、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有する焼結体を形成し、
前記焼結体を急冷する
ことを含む方法であって、
前記急冷前において、オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域において、オーステナイトをより多く生成させ、
前記急冷により前記オーステナイトをマルテンサイトに変態させて、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域が前記マルテンサイトを多く含む炭素含有鉄合金材を得ることを含み、
前記オーステナイト変態を生じさせる前記温度条件での前記加熱は、前記焼結にて行われる、又は、前記焼結の後かつ前記急冷前の熱処理において行われ、
前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域が前記マルテンサイトを多く含むことは、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布するマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布するマルテンサイト量の方が多いことである
炭素含有鉄合金材の製造方法。

【請求項2】

前記オーステナイト変態を生じさせる前記温度条件での前記加熱は、前記焼結にて行われる、請求項１に記載の製造方法。

【請求項3】

前記急冷の後に、前記炭素含有鉄合金材を焼戻しすることを更に含み、
焼戻しされた前記炭素含有鉄合金材は、前記微細結晶粒領域が前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含み、
前記微細結晶粒領域が前記粗大結晶粒領域よりも前記焼戻しマルテンサイトを多く含むことは、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布する前記焼戻しマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布する前記焼戻しマルテンサイト量の方が多いことである
請求項１又は２に記載の製造方法。

【請求項4】

前記炭素含有鉄合金は、炭素含有量が０．３質量％以上である
請求項１～３のいずれか１項に記載の製造方法。

【請求項5】

前記炭素含有鉄合金は、炭素鋼である
請求項１～４のいずれか１項に記載の製造方法。

【請求項6】

分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布する焼戻しマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布する焼戻しマルテンサイト量の方が多い
炭素含有鉄合金材。

【請求項7】

分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像で前記粗大結晶粒領域及び前記微細結晶粒領域を観察したときに前記粗大結晶粒領域に分布するマルテンサイト量よりも前記微細結晶粒領域に分布するマルテンサイト量の方が多い
炭素含有鉄合金材。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本開示は、炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材に関する。

【背景技術】

【0002】

炭素含有鉄合金材としては、例えば、炭素鋼が知られている。炭素鋼は、一般に広く用いられている。炭素鋼の高強度化には、添加元素を加えるなどの手法がある。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0003】

【文献】特開２０１５－０４８５００

【発明の概要】

【0004】

一般に、均一組織材料では、高強度と高延性との両立は困難であるといわれている。これに対して、特許文献１は、高強度と高延性とが両立した「調和組織（Harmonic Structure）」を開示している。

【0005】

調和組織は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である。微細結晶粒領域は、粗大結晶粒領域に比べて、高硬度であるため、調和組織によって、高強度と高延性とを両立させることができる。しかし、特許文献１は、調和組織を炭素含有鉄合金材において採用することを開示していない。

【0006】

そこで、本開示は、炭素含有鉄合金材における、調和組織を有する炭素含有鉄合金材に関し、より具体的には、炭素含有鉄合金材において、調和組織を採用し、その調和組織における微細結晶粒領域の高強度化に関する。

【0007】

本開示の態様の一つは、炭素含有合金材の製造方法である。実施形態において、製造方法は、炭素含有鉄合金の粉末の表層部に対する結晶粒微細化処理により、前記表層部が微細結晶粒組織であり前記表層部の内側が粗大結晶粒組織である構造を持つ加工粉末を作製し、前記加工粉末を焼結することにより、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有する焼結体を形成し、前記焼結体を急冷することを含む方法であって、前記急冷前において、オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域において、オーステナイトをより多く生成させ、前記急冷により前記オーステナイトをマルテンサイトに変態させて、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域がマルテンサイトを多く含む炭素含有鉄合金材を得る。

【0008】

本開示の他の態様は、炭素含有合金材である。実施形態において、炭素含有合金材は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含む。

【0009】

炭素含有合金材の他の実施形態は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりもマルテンサイトを多く含む。

【0010】

更なる詳細は、後述の実施形態として説明される。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】図１は、炭素含有鉄合金材の製造方法の手順を示すフローチャートである。

【図2】図２は、炭素含有鉄合金材の製造方法の説明図である。

【図3】図３は、調和組織の説明図である。

【図4】図４Ａは、調和組織を有する焼結体（焼結まま）のＥＢＳＤ画像である。図４Ｂは、調和組織を有する焼結体のshell近傍の拡大画像である。

【図5】図５Ａは、調和組織を有する焼結体のcore拡大画像である。図５Ｂは、調和組織を有する焼結体のshell拡大画像である。

【図5C】図５Ｃは、大きいサイズのオーステナイト粒（γ粒）と小さいサイズのオーステナイト粒（γ粒）の説明図である。

【図6】図６Ａは、水焼入れ後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図６Ｂは、水焼入れ後の焼結体のshell近傍の拡大画像である。

【図7】図７Ａは、水焼入れ後の焼結体のcore拡大画像である。図７Ｂは、水焼入れ後の焼結体のshell拡大画像である。

【図8】図８Ａは、焼戻し後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図８Ｂは、焼戻し後の焼結体のshell近傍の拡大画像である。

【図9】図９Ａは、焼戻し後の焼結体のcore拡大画像である。図９Ｂは、焼戻し後の焼結体のshell拡大画像である。

【図10】比較例及び実施例の引張試験結果を示す図である。

【図11】比較例及び実施例の引張靭性を示す図である。

【図12】比較例及び実施例のビッカーズ硬さ試験結果を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0012】

＜１．炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材の概要＞

【0013】

（１）実施形態に係る炭素含有鉄合金材の製造方法は、炭素含有鉄合金の粉末の表層部に対する結晶粒微細化処理により、加工粉末を作製することを含む。加工粉末は、前記表層部が微細結晶粒組織であり前記表層部の内側が粗大結晶粒組織である構造を持つ。加工粉末の作製工程によって、原料粉末である炭素含有鉄合金粉末から、表層部が微細化された加工粉末が得られる。結晶粒微細化処理は、例えば、原料粉末に対する強加工、好ましくは超強加工により行われる。原料粉末を強加工すると、塑性変形により結晶粒が偏平化し、次々と格子欠陥（転位）が導入されて、結晶粒が分割細分化されていく。強加工は、例えば、メカニカルミリング又はジェットミリングによって行われる。なお、原料粉末の平均粒子径は、１μｍ以上のものを使用でき、例えば、数μｍ以上であるのが好ましい。

【0014】

表層部に対する微細化処理により、表層部（加工層）が微細化（例えば、ナノサイズ化）する一方、表層部の内側（未加工層）は、微細化加工されないか微細化加工が十分されないため、原料粉末における粗大結晶粒が概ね維持される。この結果、表層部が微細結晶粒組織（shell）であり、表層部の内側が粗大結晶粒組織(core)である、shell／core構造が得られる。ここで微細結晶粒とは、粗大結晶粒よりも小さい結晶粒である。

【0015】

なお、微細結晶粒は、粗大結晶粒の平均結晶粒径よりも小さい平均結晶粒径を持つ結晶粒であるということができる。平均結晶粒径は、例えば、走査型電子顕微鏡による調和組織の断面組織又は結晶粒界マップの画像データを、画像解析ソフトを用いて処理し、対象となる結晶粒の面積を求め、求められた面積と同じ面積となる円の直径を粒径とし、所定のサンプル数の粒径を求めて平均化した値とすることができる。

【0016】

炭素含有鉄合金は、例えば、炭素鋼である。炭素含有鉄合金は、炭素鋼に限られず、炭素を含有し、マルテンサイト変態する鋼であればよく、例えば、機械構造鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼、Dual Phase鋼（DP鋼）又はその他の鉄合金であってもよい。

【0017】

実施形態に係る製造方法は、前記加工粉末を焼結することにより、調和組織を有する焼結体を形成することを含む。調和組織は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である。微細結晶粒領域では、結晶粒微細化により高硬度化している。実施形態において、微細結晶粒領域は、後述の処理により一層高硬度化される。

【0018】

実施形態に係る製造方法は、加熱された前記焼結体を急冷することを含む。急冷は、前記焼結により高温状態にある焼結体を急冷することであってもよいし、焼結後に徐冷してから再度熱処理をすることで高温状態にある焼結体を急冷することであってもよい。

【0019】

調和組織を有する炭素含有鉄合金材を熱処理することにより、微細結晶粒領域をより高硬度化することができる。すなわち、実施形態に係る製造方法では、前記急冷前において、オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域において、オーステナイトをより多く生成させる。オーステナイト変態を生じさせる温度は、Ａ１変態点以上の温度である。好ましくは、前記急冷前における加熱は、フェライトオーステナイト域の温度条件で行うことができる。フェライト－オーステナイト域は、炭素含有鉄合金材の平衡状態図におけるフェライトとオーステナイトとの２相領域である。フェライト－オーステナイト域の温度は、Ａ３変態点以下であって、Ａ１変態点以上の温度である。Ａ１変態点以上の温度での熱処理により、オーステナイトを生成することができる。また、Ａ３変態点以下の温度での熱処理により、微細結晶粒の粗大化を抑制して調和組織を維持するのが容易である。なお、Ａ３変態点以上の温度であっても、保持時間を調整することで、微細結晶粒の粗大化を抑制できる。なお、焼結体を形成するための焼結温度を、オーステナイト変態を生じさせる温度にしてもよいし、焼結後の熱処理における温度を、オーステナイト変態を生じさせる温度にしてもよい。

【0020】

オーステナイト変態を生じさせる温度条件での加熱により、昇温過程で、微細結晶粒界上にオーステナイトが核生成し、成長する。オーステナイトは、炭素を多量に固溶することができる。微細結晶粒は、互いに方位差が大きく、粒界エネルギーが高いために、微細結晶粒領域は、オーステナイトの優先的な核生成場所となる。

【0021】

一方、表層部の内側の未加工層である粗大結晶粒領域では、微細結晶粒領域よりも優先的な核生成場所がないため、オーステナイトの生成が遅れる。粗大結晶粒領域ではオーステナイトの生成が遅れるのに対して、前述のように微細結晶粒領域では、オーステナイトの生成が促進され、オーステナイトの量が増加する。細結晶粒領域で増えたオーステナイトは、粗大結晶粒領域の炭素を拡散により取り込んでいく。これは、オーステナイトは、炭素を多量に固溶することができるためである。微細結晶粒領域から粗大結晶粒領域への炭素の拡散により、粗大結晶粒領域の炭素が少なくなる。粗大結晶粒領域では、炭素が少ないため、生成されるオーステナイトの量も少なくなる。この結果、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において、オーステナイトがより多く生成される。

【0022】

また、微細結晶粒は結晶粒サイズが小さいため、微細結晶粒領域には、オーステナイトの核生成場所が大量存在する。このことからも、微細結晶粒領域では、粗大結晶粒領域の炭素を拡散により消費しつつ、大量かつ微細なオーステナイトが析出する。このため、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において、オーステナイトがより多く生成される。

【0023】

実施形態に係る製造方法では、前記急冷により前記オーステナイトをマルテンサイトに変態させて、前記粗大結晶粒領域よりも前記微細結晶粒領域がマルテンサイトを多く含む炭素含有鉄合金材を得る。前述のように、微細結晶粒領域は、粗大結晶粒領域よりもオーステナイトを多く含むため、結果として急冷により生成されるマルテンサイトも、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多くなる。硬度が高いマルテンサイトが粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域の方が、硬度が一層高くなる。

【0024】

（２）前記焼結は、オーステナイト変態を生じさせる温度条件にて行われるのが好ましい。この場合、焼結時においてもオーステナイトを生成することができ、効率的である。なお、効率を考慮しない場合は、焼結温度は、オーステナイト変態を生じさせる温度よりも低い温度であってもよい。すなわち、焼結温度は、調和組織を容易に維持するため、Ａ３変態点以下の温度以下が好ましい。焼結温度は、Ａ１変態点以上であるのが好ましいが、Ａ１変態点以下であってもよい。焼結温度は高い方が密度を上げやすい。

【0025】

（３）実施形態に係る製造方法は、前記急冷の後に、前記炭素含有鉄合金材を焼戻しすることを更に含むことができる。焼戻しすることで、急冷（焼入れ）により硬く脆くなっている炭素含有鉄合金材全体の粘りを回復させることができる。焼戻しにより、硬く脆いマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトとセメンタイト等の炭化物とに変化する。焼戻しマルテンサイト及びセメンタイトは、硬度が高い。焼戻し温度は、炭素含有鉄合金のための一般的な温度でよい。焼戻し温度は、例えば、炭化物を生成させるべく、４２３Ｋ（約１５０°）からＡ１変態点の間である。より好ましくは、焼戻し温度は、５７３Ｋから８７３Ｋの間である。より細かな炭化物を析出させることで強度を高くすることができる。

【0026】

焼戻しされた前記炭素含有鉄合金材においては、前記微細結晶粒領域が、前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含む。すなわち、焼戻し前の前記炭素含有鉄合金材においては、マルテンサイトが粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いため、焼戻しマルテンサイトも、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多くなる。硬度が高い焼戻しマルテンサイトが、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、全体として粘りが回復した炭素含有鉄合金材において、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域の硬度を高くすることができる。この結果、高強度と高延性を両立させることができる。なお、調和組織材料の延性が高い理由は、微細結晶粒（Shell）の網目構造がしっかりしている（高い完成度）ことで変形時の局所的な変形の進行（ネッキングなど）が抑制されるためである。網目構造の完成度が高いほど高延性となる。網目構造の完成度は、粉末の強加工による微細粒が多いほど高くなる。

【0027】

（４）前記炭素含有鉄合金は、炭素含有量が０．３質量％以上であるのが好ましい。一般に、炭素含有鉄合金（特に、炭素鋼）においては、炭素含有炭素が多いと、マルテンサイトが生成されにくく、焼入れをしても硬度を高くするのが困難である。しかし、実施形態に係る製造方法によれば、炭素含有量が０．３質量％またはそれ以上に多くても、調和組織の微細結晶粒領域においてマルテンサイトを効率的に生成でき、硬度を高くすることができる。

【0028】

（５）前記炭素含有鉄合金は、炭素鋼であるのが好ましい。

【0029】

（６）実施形態に係る炭素含有鉄合金材は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含むことができる。

【0030】

（７）実施形態に係る炭素含有鉄合金材は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織を有し、前記微細結晶粒領域は、前記粗大結晶粒領域よりもマルテンサイトを多く含むことができる。なお、マルテンサイトは、焼戻しをすることにより、焼戻しマルテンサイトになる。

【0031】

＜２．炭素含有鉄合金材の製造方法及び炭素含有鉄合金材の例＞

【0032】

図１及び図２は、炭素含有鉄合金材の製造方法の一例を示している。まず、炭素含有鉄合金の粉末として、炭素鋼粉末（原料粉末）を用意する。ここでは、原料粉末として、０．３質量%炭素鋼粉末（C:0.317，Si：0.99，Mn：1.00，P：0.006，S：0.005，Ni：0.09、Cr：0.13，Fe:bal. (質量%)）を用いた。粉末粒子径は、約150μｍである。炭素鋼粉末としては、山陽特殊鋼製：商品名Y030C粉末を用いた。炭素鋼粉末は、ガスアトマイズ装置を用いて作製されたものである。図３（ａ）において模式的に示すように、原料粉末３の各粒子は、複数の比較的粗大な結晶粒７が集まって構成されている。

【0033】

なお、０．３質量%炭素鋼粉末は、粉末製造時の急冷により、マルテンサイト相（ＢＣＣ構造）になっている。マルテンサイトなどのＢＣＣ構造の鉄は、炭素固溶量がたかだか０．０２質量％であるため、０．３質量%の炭素を含有する原料粉末は、過飽和状態であるといえる。

【0034】

＜２．１ 結晶粒微細化処理（メカニカルミリングＭＭ）：ステップＳ１１＞

【0035】

原料粉末に対する結晶粒微細化処理として、遊星型ボールミル装置を用いて、メカニカルミリングＭＭを行った。メカニカルミリングは、アルゴン雰囲気中にて、回転速度２００ｒｐｍ、ミリング時間１８０ｋｓの条件にて行った。なお、原料粉末とボールの質量比を、１：２とした。原料粉末に対するメカニカルミリングＭＭにより、加工粉末が得られた。

【0036】

加工粉末の断面観察により、加工粉末の表層部に約１５μｍ程度の加工層が確認された。加工層は、超強加工により、マルテンサイトが微細化したナノ結晶粒組織（微細結晶粒組織）となっていた。すなわち、図３（ｂ）において模式的に示すように、加工粉末６の表層部８は、微細結晶粒８ａからなる微細結晶粒組織になっている。ここで、微細結晶粒組織８は、複数の微細結晶粒８ａが集まった構造である。なお、ナノ結晶粒界には、過飽和炭素が濃化した偏析状態ができていると考えられる。

【0037】

メカニカルミリングＭＭでは、表層部８の内側領域２は微細化加工されないか、微細化加工が十分されないため、内側領域２は、粗大結晶粒組織になっている。粗大結晶粒組織２は、原料粉末における粗大結晶粒７が概ね維持された粗大結晶粒２ａからな組織である。すなわち、粗大結晶粒組織２は、複数の粗大結晶粒７が集まった構造である。

【0038】

＜２.２ 焼結（プラズマ放電焼結ＳＰＳ）：ステップＳ１２＞

【0039】

続いて、得られた加工粉末を、プラズマ放電焼結ＳＰＳにより固化生成し、調和組織を有する焼結体を形成した。なお、焼結は、一般的な粉末冶金製造技術での冷間圧粉及び加熱焼結により行ってもよいし、熱間鍛造により行ってもよい。焼結は、焼結時にオーステナイトを生成させるため、Ａ１変態点（１０００Ｋ）より高い１０６３Ｋにて行った。また、焼結の保持時間３．６ｋｓ、圧力１００ＭＰａとした。なお、微細結晶粒の粗大化を抑制するため、焼結温度は、Ａ３変態点以下であるのが好ましい。すなわち、焼結は、フェライト－オーステナイト域の温度条件にて行われるのが好ましい。

【0040】

図３（ｃ）において模式的に示すように、焼結体においては、焼結前の加工粉末６の微細結晶粒組織８同士が結合し、立体的な（３次元の）ネットワーク状（網目状）の微細結晶粒領域１になる。微細結晶粒領域１は、複数の微細結晶粒が集まった領域である。焼結体においては、微細結晶粒領域１に包まれた粗大結晶粒領域２が分散点在する。粗大結晶粒領域２は、複数の粗大結晶粒が集まった領域である。

【0041】

前述のように、焼結の昇温過程で、微細結晶粒界上にオーステナイトが核生成し、成長する。微細結晶粒領域は、オーステナイトの優先的な核生成場所となっている。

【0042】

一方、粗大結晶粒領域では、オーステナイトの生成が遅れるため、前述のように、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において、オーステナイトがより多く生成される。つまり、微細結晶粒領域のオーステナイトは、粗大結晶粒領域よりも多くなる。

【0043】

＜２．３ 徐冷ＦＣ：ステップＳ１３＞
徐冷により、焼結体中のオーステナイトが、フェライトとセメンタイトに分解され、微細なパーライトに変態する。したがって、焼結中において、微細結晶粒領域のオーステナイトが、粗大結晶粒領域よりも多くなっていることは、徐冷後において、微細結晶粒領域のパーライトは、粗大結晶粒領域よりも多くなっていることにより確認できる。

【0044】

図４Ａは、徐冷後の焼結体のＥＢＳＤ画像を示している。図４Ａより、調和組織を有する焼結体が得られていることが確認できる。なお、図４Ａ以降で、微細結晶粒領域を「shell」で示し、粗大結晶粒領域を「core」で示す。図４Ｂは、図４Ａに示す焼結体のshell近傍の拡大ＥＢＳＤ画像であり、図５Ａは、図４Ａに示す焼結体のcore拡大ＥＢＳＤ画像であり、図５Ｂは、図４Ａに示す焼結体のshell拡大ＥＢＳＤ画像である。

【0045】

図５Ａから、coreは、フェライトαとパーライトＰとを有する組織であることがわかる。ここで、パーライトＰは、フェライトの薄い層とセメンタイトの薄い層とが交互に並んだ積層構造を持つため、図５Ａにおいて、積層構造状の部分がパーライトＰであると判別できる。図５Ａに示すcoreでは、パーライトＰは比較的まばらに点在しているのに対して、図５Ｂに示すshellでは、積層構造のパーライトＰは、coreのパーライトＰよりも微細であり、coreよりも多いことがわかる。このように、パーライトＰは、調和組織のcoreとshellとで、量を異ならせてアンバランスにすることができる。また、パーライトＰのサイズは、元のオーステナイトγのサイズに依存するため、より細かなオーステナイトγが生成されていれば、より細かなパーライトＰが生成される。通常、大きなサイズのオーステナイトγがパーライトＰに変態する際、オーステナイトγの粒界のあちこちからパーライトＰが生成してコロニー（Ｐ集団）を形成する（パーライトＰはフェライトとセメンタイトの層状構造である）。オーステナイトγのサイズが小さいと、それに応じてコロニー数、コロニーサイズが小さくなり、パーライトＰサイズが小さくなる。（図５Ｃ参照）。なお、shellでは、フェライトαも微細である。

【0046】

＜２．４ 熱処理ＨＴ：ステップＳ１４＞

【0047】

徐冷ＦＣ後、再度、熱処理ＨＴを行った。熱処理は、パーライトをオーステナイトに変態させるため、Ａ１変態点（１０００Ｋ）より高い１０６３Ｋにて行った。また、熱処理ＨＴの保持時間６００ｓとした。なお、微細結晶粒の粗大化を抑制するため、熱処理ＨＴの温度は、Ａ３変態点以下であるのが好ましい。すなわち、熱処理ＨＴは、フェライト－オーステナイト域の温度条件にて行われるのが好ましい。なお、焼結ＳＰＳと熱処理ＨＴとの間に、徐冷ＦＣが行われる必要はなく、焼結ＳＰＳと熱処理ＨＴとを連続的におこなってもよい。また、焼結ＳＰＳと熱処理ＨＴの温度は同じである必要はない。また、一般的な工業的なプロセスに準拠すると、粉末を金型に入れて冷間圧粉して部品を成型し、それをベルトコンベアで加熱炉に通して焼結することで、図１のステップＳ１２からステップＳ１４に相当する処理を行い、最後に油槽や水槽に部品を落下させることで、後述のステップＳ１５を行うことができる。

【0048】

再度の熱処理ＨＴにより、パーライトは、オーステナイトに変態する。したがって、焼結体は、フェライトとオーステナイトの２相の組織となる。再度の熱処理ＨＴによっても、微細結晶粒領域のオーステナイトは、粗大結晶粒領域よりも多くなる。

【0049】

＜２．５ 水焼入れＷＱ：ステップＳ１５＞

【0050】

熱処理ＨＴにより加熱された状態にある焼結体を、水焼入れＷＱにより急冷した。急冷により、オーステナイトは、マルテンサイトに変態する。前述のように、微小結晶粒領域（shell）にはオーステナイトが、粗大結晶粒領域よりも多く存在するため、水焼入れＷＱ後において、微小結晶粒領域のマルテンサイトは、粗大結晶粒領域よりも多くなる。

【0051】

ここで、図６Ａは、水焼入れＷＱ後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図６Ｂは、図６Ａの焼結体のshell近傍の拡大ＥＢＳＤ画像であり、図７Ａは、図６Ａの焼結体のcore拡大画像であり、図７Ｂは、図６Ａの焼結体のshell拡大画像である。図６Ａにより、水焼入れＷＱ後も調和組織が維持されていることがわかる。

【0052】

図７Ａに示されるように、粗大結晶粒領域（core）では、フェライトαとマルテンサイトα´の２相組織になっていることがわかる。図７Ｂに示されるように、微小結晶粒領域（shell）でも同様に、フェライトαとマルテンサイトα´の２相組織になっているが、微小結晶粒領域（shell）では、マルテンサイトα´が、粗大結晶粒領域よりも多いことがわかる。したがって、硬度が高いマルテンサイトα´が粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、粗大結晶粒領域（core）よりも微細結晶粒領域(shell)の方の硬度をより高くすることができる。なお、熱処理ＨＴ及び水焼入れＷＱ後に存在しているフェライトαは、焼結ＳＰＳ及び徐冷ＦＣ後に存在していたフェライトαがそのまま残ったものである。

【0053】

＜２．６ 焼戻しＡＮ：ステップＳ１６＞
水焼入れＷＱ後、延性を回復させるため、焼戻しＡＮを行った。焼き戻しは、温度５７３Ｋ（３００°Ｃ）、保持時間１．８ｋｓにて行い、空冷した。

【0054】

焼戻しＡＮすることで、急冷（焼入れ）により硬く脆くなっている焼結体（炭素含有鉄合金材；炭素鋼材）全体の粘りを回復させることができる。焼戻しＡＮにより、硬く脆いマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトとセメンタイトとに変化する。

【0055】

図８Ａは、焼戻しＡＮ後の焼結体のＥＢＳＤ画像である。図８Ｂは、図８Ａの焼結体のshell近傍の拡大画像であり、図９Ａは、図８Ａの焼結体のcore拡大画像であり、図９Ｂは、図８Ａの焼結体のshell拡大画像である。図８Ａにより、焼戻しＡＮ後も調和組織が維持されていることがわかる。

【0056】

焼戻しＡＮされた焼結体においては、当然に、微細結晶粒領域が、粗大結晶粒領域よりも焼戻しマルテンサイトを多く含む。硬度が高い焼戻しマルテンサイトが、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域において多いことで、全体として粘りが回復した炭素含有鉄合金材において、粗大結晶粒領域よりも微細結晶粒領域の硬度を一層高くすることができる。

【0057】

＜３．実施例と比較例との比較＞

【0058】

ステップＳ１１～Ｓ１６により作製された炭素鋼材を第１実施例とする。前述のように第１実施例では、焼戻しＡＮの温度が５７３Ｋ（３００°Ｃ）である。また、６７３Ｋ（４００°Ｃ）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第２実施例とし、７２３Ｋ（４５０°Ｃ）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第３実施例とし、７７３Ｋ（５００°Ｃ）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第４実施例とし、８７３Ｋ（６００°）の温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第５実施例とした。なお、第２～第５実施例において、焼戻しＡＮの温度以外の製造条件は、第１実施例と同様である。第１～第５実施例は、すべて調和組織を有する。

【0059】

実施例１と同様の原料粉末（炭素鋼粉末）に対してメカニカルミリングＭＭ（ステップＳ１１）を施すことなく、ステップＳ１２～Ｓ１６を行うことにより、比較例となる炭素鋼材を作製した。比較例は、均一組織材（非調和組織材）である。メカニカルミリングＭＭ（ステップＳ１１）を行わないこと以外は、第１実施例と同様に作製された炭素鋼材を第１比較例とする。第１比較例では、焼戻しＡＮの温度が５７３Ｋである。また、６７３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第２比較例とし、７２３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第３比較例とし、７７３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第４比較例とし、８７３Ｋの温度で焼戻しＡＮをした炭素鋼材を第５比較例とした。なお、第２～第５比較例において、焼戻しＡＮの温度以外の製造条件は、第１比較例と同様である。

【0060】

＜３．１ 引張試験＞

【0061】

図１０は、実施例及び比較例の引張試験結果を示している。なお、図１０において、”as sintered”と示されているデータは、第１実施例及び第１比較例において、プラズマ放電焼結ＳＰＳ（ステップＳ１２）及び徐冷ＦＣ（ステップＳ１３）が行われた状態の焼結体であって、熱処理ＨＴ（ステップＳ１４）、水焼入れＷＱ（ステップＳ１５）及び焼戻しＡＮ（ステップＳ１６）が行われていない状態の焼結体の引張試験結果（参考例）である。

【0062】

図１０において、縦軸は公称応力（Nominal Stress）を示し、横軸は公称ひずみ（Nominal Strain）を示し、実施例、比較例、及び参考例それぞれの応力－ひずみ曲線が示されている。また、図１０において、ＨＳは、調和組織を有する実施例を示し、Ｈｏｍｏは均一組織を有する比較例を示している。

【0063】

図１０に示すように、焼結をしただけの参考例においては、調和組織材ＨＳ及び均一組織材Ｈｏｍｏのいずれも弾性変形域で破断した。なお、焼結しただけでも、調和組織材ＨＳのほうがやや高硬度である。

【0064】

一方、５７３Ｋの温度で焼戻しＡＮされた第１実施例１及び第１比較例では、いずれも組成変形した。図示のように、第１実施例は、第１比較例に比べて、高硬度化していることがわかる。これは、実施例１では、高硬度である焼戻しマルテンサイトが、微細化組織領域において多く生成されているためである。

【0065】

また、６３７Ｋの温度で焼戻しされた第２実施例では、組成変形量が増加しており、高延性化している。つまり、第２実施例では、高硬度と高延化がよく両立している。同様の結果が、第３実施例、第４実施例及び第５実施例においてもみられる。

【0066】

＜３．２ 引張靭性＞

【0067】

図１１は、実施例、比較例及び参考例の引張靭性を示している。図１１において、丸印は実施例及び調和組織を有する参考例を示す。丸印のうち、白丸印は実施例を示し、黒丸印は参考例を示す。三角印は比較例及び均一組織を有する参考例を示す。三角印のうち、白三角印は比較例を示し、白丸印は参考例を示す。

【0068】

図１１において、Ａは、焼戻しＡＮの温度が６７３Ｋであることを示し、第２実施例及び第２比較例に対応する。Ｂは、焼戻しＡＮの温度が７２３Ｋであることを示し、第３実施例及び第３比較例に対応する。Ｃは、焼戻しＡＮの温度が７７３Ｋであることを示し、第４実施例及び第４比較例に対応する。Ｄは、焼戻しＡＮの温度が８７３Ｋであることを示し、第５実施例及び第５比較例に対応する。

【0069】

図１１において、縦軸は、引張試験における最高引張強さＵＴＳを示し、横軸は引張試験において破壊に至るまでの吸収エネルギー（引張靱性：Tensile Toughness）を示す。図１１において、調和組織を有する実施例が位置する領域Ｘは、均一組織を有する比較例が位置する領域Ｙに比べて、右上に位置しており、より高硬度であってより高延性であることがわかる。

【0070】

＜３．３ ビッカーズ硬さ＞

【0071】

図１２は、実施例、比較例及び参考例のビッカーズ硬さ試験結果を示している。図１２において縦軸はビッカーズ硬さを示す。図１２の横軸において、「ＳＰＳまま」は、参考例を示し、「ＷＱ」は、実施例及び比較例において焼戻しＡＮ前の水焼入れＷＱままの炭素鋼材を示し、「ＡＮ＿５７３Ｋ」は、第１実施例及び第２比較例を示し、「ＡＮ＿６７３Ｋ」は、第２実施例及び第２比較例を示し、「ＡＮ＿７７３Ｋ」は、第４実施例及び第４比較例を示し、「ＡＮ＿８７３Ｋ」は、第５実施例及び第５比較例を示す。

【0072】

また、図１２において、「Homo」は、均一組織材を示し、「core」は、実施例における調和組織の粗大結晶粒領域を示し、「shell」は、実施例における調和組織の微細結晶粒領域を示す。

【0073】

図１２に示すように、shellは、いずれの条件においても、core及びHomoよりもビッカーズ硬さが大幅に高くなっていることがわかる。ただし、「ＳＰＳまま」において、shellの硬度が高くなっているのは、shellの結晶粒が微細化しているためであるのに対して、「ＷＱ」「ＡＮ＿５７３Ｋ」「ＡＮ＿６７３Ｋ」「ＡＮ＿７７３Ｋ」「ＡＮ＿８７３Ｋ」において、shellの硬度が高くなっているのは、shellの微細化に加えて、shellに存在するマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが多くなっているためである。

【0074】

＜４．付記＞

【0075】

本発明は、上記実施形態及び実施例に限定されるものではない。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図5C】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】