特表 2025-504532 球状鉄合金粉末材料とその製造方法および使用

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2025-02-12

(54)【発明の名称】球状鉄合金粉末材料とその製造方法および使用

(51)【国際特許分類】

   B22F 9/04 20060101AFI20250204BHJP

   C22C 28/00 20060101ALI20250204BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20250204BHJP

   B22F 1/00 20220101ALI20250204BHJP

   B22F 1/065 20220101ALI20250204BHJP

   B22F 1/05 20220101ALI20250204BHJP

   B22F 10/00 20210101ALI20250204BHJP

   H01F 1/36 20060101ALI20250204BHJP

   H01F 1/14 20060101ALI20250204BHJP

   H01F 1/20 20060101ALI20250204BHJP

   H01F 1/44 20060101ALI20250204BHJP

   B33Y 70/00 20200101ALI20250204BHJP

   B33Y 80/00 20150101ALI20250204BHJP

【ＦＩ】

B22F9/04 E

C22C28/00 A

C22C38/00 303S

B22F1/00 Y

B22F1/065

B22F1/05

B22F10/00

H01F1/36

H01F1/14

H01F1/20

H01F1/44

B33Y70/00

B33Y80/00

【審査請求】未請求

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024543990

(86)(22)【出願日】2022-10-31

(85)【翻訳文提出日】2024-09-18

(86)【国際出願番号】 CN2022128595

(87)【国際公開番号】W WO2023142563

(87)【国際公開日】2023-08-03

(31)【優先権主張番号】202210086657.9

(32)【優先日】2022-01-25

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(31)【優先権主張番号】PCT/CN2022/082504

(32)【優先日】2022-03-23

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】522359202

【氏名又は名称】趙 遠雲

【氏名又は名称原語表記】ＺＨＡＯ， Ｙｕａｎｙｕｎ

【住所又は居所原語表記】Ｒｏｏｍ １４０１， Ｂｕｉｌｄｉｎｇ ７， Ｓｈａｎｈｕ Ｇａｒｄｅｎ， Ｎｏ． １ Ｋａｉｄｅ Ｒｏａｄ， Ｄａｌｉｎｇｓｈａｎ Ｔｏｗｎ Ｄｏｎｇｇｕａｎ， Ｇｕａｎｇｄｏｎｇ ５２３０００， Ｃｈｉｎａ

(74)【代理人】

【識別番号】110000800

【氏名又は名称】デロイトトーマツ弁理士法人

(72)【発明者】

【氏名】趙 遠雲

【テーマコード（参考）】

4K017

4K018

5E041

【Ｆターム（参考）】

4K017AA04

4K017BA06

4K017BB01

4K017BB04

4K017BB06

4K017BB08

4K017BB09

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4K017BB16

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4K018BA16

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4K018CA29

4K018KA44

5E041AA11

5E041AA19

5E041BB03

5E041BD07

5E041BD12

5E041CA02

5E041HB17

(57)【要約】

本発明は、球状鉄合金粉末材料ならびにその製造方法及びその使用に関する。ＦｅとＬａの主合金系を選択し、同時に特殊合金の球状化析出元素と耐食性元素を添加することにより、合金の凝固過程において、初期合金溶融物中にＦｅリッチで球状析出元素を固溶させた球状分散粒子相は、Ｌａリッチマトリックス相中に分散析出が達成される。Ｌａリッチマトリックス相を除去することにより、ナノメートルから数十ミクロンの粒径の球状鉄合金粉末材料が得られる。上記製造方法は、プロセスが簡単であり、ナノオーダー、サブミクロンオーダー、及びミクロンオーダーの異なるモルフォロジーのさまざまな球状鉄合金粉末を製造することができ、粉末冶金、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリント、磁性材料、耐熱材料、高温合金、塗料、電熱材料、波動吸収材料、磁性流体材料などの分野で良好な応用の見通しがある。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

球状鉄合金粉末材料を製造する方法であって、
初期合金原料を選択し、前記初期合金原料を初期合金組成比に従って溶解し、均質な初期合金溶融物を得る工程１であって、前記初期合金溶融物の主組成は、Ｌａ_ｘＦｅ_ｙＴ_ｚＭ_ａＤ_ｂであり、ここで、Ｔは、Ｃｒ、Ｖのうちの少なくとも１つを含み、Ｍは、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉのうちの少なくとも１つを含み、Ｄは、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉのうちの少なくとも１つを含み、ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｂがそれぞれ対応する元素の原子百分率含有量であり、かつ１８％≦ｘ≦９５．８％、４％≦ｙ≦８１．８％、０．１％≦ｚ≦３５％、０≦ａ≦４０％、０≦ｂ≦１５％である工程１と、
前記初期合金溶融物を急速凝固技術によって初期合金固体に凝固させる工程２であって、前記初期合金固体の凝固組織はマトリックス相と分散粒子相を含み、前記マトリックス相は前記分散粒子相の融点より低い融点を有し、前記分散粒子相は前記マトリックス相に内包され、凝固組織中の前記マトリックス相の体積百分率含有量は４０％以上であり、前記マトリックス相の平均組成は、主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１であり、前記分散粒子相の組成は、主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２が、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量であり、かつ４５％≦ｘ１≦１００％、０％≦ａ１≦５５％、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、０＜ｘ２≦５％であり、前記分散粒子相は、相当量の球状または球状に近い分散粒子相を含み、球状または球状に近い分散粒子相の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、前記分散粒子相の粒径は５ｎｍ～５０μｍである工程２と、
前記初期合金固体からマトリックス相を除去し、主に分散粒子相を保持し、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２を主成分とする鉄合金粉末材料を得る工程３であって、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、０＜ｘ２≦５％であり、前記鉄合金粉末粒子は、相当量の球状または球状に近い粒子を含み、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、前記鉄合金粉末粒子の粒径は５ｎｍ～５０μｍである工程３と、
を含むことを特徴とする球状鉄合金粉末材料の製造方法。

【請求項2】

前記分散粒子相の形状が主として球状または球状に近い形状であることを特徴とする請求項１に記載の球状鉄合金粉末材料の製造方法。

【請求項3】

工程１における前記初期合金溶融物の組成は、非金属不純物元素をさらに含み、前記非金属不純物元素は、Ｏ、Ｎ、Ｈ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌのうちの少なくとも１つを含み、前記非金属不純物元素は、初期合金溶融物中の原子百分率含有量が０より大きく１０％未満であり、工程２における前記Ｆｅリッチ分散粒子相の形成中に、前記非金属不純物元素がＬａリッチマトリックス相に富化され、それによりＦｅリッチ分散粒子相が精製され、すなわち、Ｆｅリッチ分散粒子相中の前記非金属不純物元素の原子百分率含有量は、初期合金溶融物中の前記非金属不純物元素の原子百分率含有量よりも低く、前記Ｆｅリッチ分散粒子相中の非金属不純物元素の原子百分率含有量が１．５％未満であり、また工程３における前記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子中の非金属不純物元素の含有量も、初期合金溶融物中の前記非金属不純物元素の含有量よりも低いことを特徴とする請求項１に記載の球状鉄合金粉末材料の製造方法。

【請求項4】

請求項１～３のいずれか一項に記載の球状鉄合金粉末材料の製造方法により製造されることを特徴とする合金粉末であって、
前記球状鉄合金粉材料の一部の特徴は、以下を含み、
球状鉄合金粉材料の主組成は、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、および０＜ｘ２≦５％であり、前記鉄合金粉末粒子は主に球状または球状に近い形状であり、一部の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子は特定の樹枝状特性を含み、前記鉄合金粉末粒子の粒径範囲は５ｎｍ～５０μｍであり、前記Ｔは、ＣｒおよびＶのうちの少なくとも１つを含み、Ｍは、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｏおよびＳｉのうちの少なくとも１つを含み、Ｄは、Ｍｏ、ＷおよびＴｉのうちの少なくとも１つを含み、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２およびｂ２は、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表す球状鉄合金粉末材料。

【請求項5】

Ｓｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料の製造する方法であって、請求項１に記載の工程１～３で製造した主成分元素がＦｅ－Ｃｒである球状鉄合金粉末材料、または主成分元素がＦｅ－Ｃｒ－ＳｉであるＳｉ含有量が低い球状鉄合金粉末材料にＳｉ浸透処理を施して、Ｓｉ含有量が高いＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉを主成分元素とする球状粉末材料を得ることを特徴とするＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料の製造する方法。

【請求項6】

請求項１に記載の工程１および工程２に従って、請求項１における工程２に記載の初期合金固体が製造され、ＴはＣｒを含み、ＭはＳｉを含み、０＜ａ≦４０％であり、前記マトリックス相の平均組成は、主にＬａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１であり、前記分散粒子相の組成は、主にＳｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、前記Ｌａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１マトリックス相中のＳｉは、金属間化合物によってＬａと結合しており、０＜ａ２≦８％であり、前記初期合金固体Ｌａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１マトリックス相中のＬａは、元のＬａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１マトリックス相中のＳｉを保持したまま、希酸溶液による脱合金化反応によって除去され、ナノ多孔質ＳｉとＳｉ含有量が低い前記Ｆｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末を得、前記ナノ多孔質Ｓｉは、Ｓｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子にＳｉを浸透させるためのＳｉ源として使用され、組成が主にＦｅ_ｙ３Ｃｒ_ｚ３Ｓｉ_ａ３Ｄ_ｂ３Ｌａ_ｘ３である、Ｓｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末材料を得、ｘ３、ｙ３、ｚ３、ａ３、ｂ３は、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、かつ、０＜ｙ３＜ｙ２、０＜ｚ３＜ｚ２、０＜ａ２＜ａ３、０≦ｂ３≦ｂ２、０＜ｘ３＜ｘ２であることを特徴とする請求項５に記載のＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料の製造する方法。

【請求項7】

請求項５に記載のＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料の製造する方法により製造されることを特徴とするＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料。

【請求項8】

請求項６に記載の方法により、ナノ多孔質ＳｉとＳｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末を製造し、ナノ多孔質Ｓｉと球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粒子との複合粉末を得ることを特徴とする、ナノ多孔質Ｓｉと球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粒子との複合粉末。

【請求項9】

ニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の製造する方法であって、請求項１記載の工程１および工程２に従って、請求項１における工程２に記載の初期合金固体を製造し、ＴはＣｒを含み、ＭはＮｉを含み、０＜ａ≦４０％であり、前記マトリックス相の平均組成は、主にＬａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１であり、前記分散粒子相の組成は、主にＮｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、前記Ｌａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＮｉは、金属間化合物によってＬａと結合しており、０＜ａ２≦１２％である工程１と、
前記初期合金固体Ｌａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＬａは、元のＬａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＮｉの大部分が反応によって除去されないようにしながら、希酸溶液による脱合金化反応によって除去され、ナノ多孔質ＮｉとＮｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末を得る工程２と、
ナノ多孔質Ｎｉと前記Ｎｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末をプレス成形し、熱処理および焼結して、主成分組成がＦｅ_ｙ３Ｃｒ_ｚ３Ｎｉ_ａ３Ｄ_ｂ３Ｌａ_ｘ３のＮｉ含有量が高いＦｅＣｒＮｉ粉末冶金製品を得、ｘ３、ｙ３、ｚ３、ａ３およびｂ３は、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、０＜ｙ３＜ｙ２、０＜ｚ３＜ｚ２、０＜ａ２＜ａ３、０≦ｂ３≦ｂ２、および０＜ｘ３＜ｘ２である工程３と、
を含むことを特徴とするニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の製造する方法。

【請求項10】

請求項９に記載のニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の製造方法により製造されたことを特徴とするニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品。

【請求項11】

請求項９に記載の方法の工程１および工程２によって製造されたことを特徴とする、ナノ多孔質ＮｉとＮｉ含有量が低い鉄－クロム－ニッケル粒子との複合粉末。

【請求項12】

請求項４に記載の球状合金鉄粉末材料の一般粉末冶金、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリント、磁性材料、耐熱材料、高温合金、塗料、波動吸収材料のうちいずれか一つの分野への使用。

【請求項13】

球状合金鉄粉末材料が、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌを主成分とすることを特徴とする請求項４に記載の球状合金鉄粉末材料の電熱材料分野への使用。

【請求項14】

請求項７に記載のＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料の磁性材料への使用。

【請求項15】

請求項１０に記載のニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の高温合金への使用。

【請求項16】

初期合金原料を選択し、初期合金組成比に従って初期合金原料を溶解し、均質な初期合金溶融物を得、前記初期合金溶融物の主成分は、Ｌａ_ｘＦｅ_ｙＴ_ｚＭ_ａＤ_ｂであり、Ｔは、Ｃｒ、Ｖのうち少なくとも１つを含み、Ｍは、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、Ｄは、Ｍｏ、Ｗ、およびＴｉのうち少なくとも１つを含み、ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｂは、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、かつ１８％≦ｘ≦９５．８％、４％≦ｙ≦８１．８％、０．１％≦ｚ≦３５％、０≦ａ≦４０％、０≦ｂ≦１５％である工程１と、
前記初期合金溶融物を急速凝固法により初期合金固体に凝固させ、前記初期合金固体の凝固組織は、マトリックス相および分散粒子相を含み、前記マトリックス相は、前記分散粒子相の融点よりも低い融点を有し、前記分散粒子相は、前記マトリックス相に内包され、前記凝固組織中のマトリックス相の体積百分率含有量は４０％以上であり、前記マトリックス相の平均組成は主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１であり、前記分散粒子相の組成は主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２は、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、かつ４５％≦ｘ１≦１００％、０％≦ａ１≦５５％、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、および０＜ｘ２≦５％であり、前記分散粒子相は、相当量の球状または球状に近い分散粒子相を含み、球状または球状に近い分散粒子相の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、前記分散粒子相の粒径は５ｎｍ～５０μｍである工程２と、
を含み、
請求項１の工程１および工程２の初期合金固体を製造する方法によって製造されたことを特徴とする合金固体。

【請求項17】

請求項４に記載の球状鉄合金粉末材料の磁性流体分野への使用。

【請求項18】

前記球状鉄合金粉末をキャリア流体及び界面活性剤と均一に混合して磁性流体を得る工程を含み、
前記球状鉄合金粉末材料の一部の特徴は以下を含み、、
前記球状鉄合金粉材料の主成分は、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、０＜ｘ２≦５％であり、１％≦ｚ２＋ｂ２＜５０％、前記鉄合金粉末粒子の形状は、主に球状または球状に近い形状であり、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部は、特定の樹枝状の特徴を含み、前記鉄合金粉末粒子の粒径は、５ｎｍ～１００ｎｍであり、ＴはＣｒおよびＶのうち少なくとも１つを含み、ＭはＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、ＤはＭｏ、Ｗ、およびＴｉのうち少なくとも１つを含み、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２は、それぞれ対応する構成元素の原子含有率含有量を表すことを特徴とする請求項１７に記載の磁性流体分野における球状合金鉄粉材料の使用。

【請求項19】

コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子であって、前記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の主成分はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、および０＜ｘ２≦５％であり、ＴはＣｒおよびＶのうち少なくとも１つを含み、ＭはＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、ＤはＭｏ、Ｗ、およびＴｉのうち少なくとも１つを含み、Ｌａは希土類Ｌａであり、Ｌａは主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２の主成分を有するコロナウイルス形状の球状鉄合金粉粒子中に固溶して存在し、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２およびｂ２はそれぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、前記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子は、本体部分と付属部分とを含み、本体部分は球形または球形に近い球体であり、付属部分は、本体部分の球体の表面上にその場で成長した複数の突起であり、球状鉄合金粉末粒子はコロナウイルスに類似する形状を有し、その付属部分の複数の突起はコロナウイルスの形状の複数の王冠突起に対応し、前記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の本体部分の直径は２０ｎｍ～５０μｍであり、付属部分の突起の高さは本体部分球体の直径の０．３倍未満であることを特徴とするコロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、金属粉末材料の技術分野に関し、特に球状鉄合金粉末材料とその製造方法および使用に関する。

【背景技術】

【0002】

Ｆｅ合金は最も広く使用されている金属材料である。マイクロナノ粒子サイズのＦｅ合金粉末を原料として、粉末冶金、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリンティングなどの積層造形技術によって、さまざまな特性を持つ多数のＦｅ合金を製造することができる。例えば、Ｆｅ－Ｃｒ系フェライト系ステンレス鋼、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ系オーステナイト系ステンレス鋼、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系電熱合金、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｃｏ系永久磁石、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ系軟磁性材料などが挙げられる。

【0003】

球状または球状に近いＦｅ合金粒子は、その優れた流動性、均質性、粉末積層高密度化により、粉末冶金、粉末コーティング、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリンティング、磁性材料などの応用分野において重要な原料となっている。多くの場合、最終材料の望ましい適用効果を得るためには、球状または球状に近い粒子を原料として使用する必要がある。現在、球状Ｆｅ合金粉末材料は、主にアトマイズ法、すなわち高速流体を用いて液体金属または合金を直接粉砕して金属粉末を得る方法によって製造されている。しかし、アトマイズ法では微粒化能力に限界があるため、一般に粒径１０μｍ～１５０μｍの球状Ｆｅ合金粉末の製造にしか適していない。１０μｍ未満、特にナノから数ミクロン（１０μｍ以下）の粒径の球状Ｆｅ合金粉末材料では、アトマイズ法による製造は困難または不可能である。従って、ナノメートルから数マイクロメートルの粒径を持つ超微粒子球状鉄合金粉末材料の製造方法を開発することは、重要な意義を有する。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

これに基づき、上記の技術的問題に対して、プロセスが簡単で、コストが低く、かつ操作が容易な球状鉄合金粉末材料の製造方法を提供する必要がある。

【課題を解決するための手段】

【0005】

本発明は、上記の技術問題を解消するために、以下の技術内容が提案されている。

【0006】

第１の態様、球状鉄合金粉末材料を製造する方法であって、以下の製造工程を含むことを特徴とする方法。

【0007】

工程１：初期合金原料を選択し、上記初期合金原料を初期合金組成比に従って溶解し、均質な初期合金溶融物を得る。上記初期合金溶融物の主組成は、Ｌａ_ｘＦｅ_ｙＴ_ｚＭ_ａＤ_ｂであり、ここで、Ｔは、Ｃｒ、Ｖのうちの少なくとも１つを含み、Ｍは、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉのうちの少なくとも１つを含み、Ｄは、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉのうちの少なくとも１つを含み、ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｂがそれぞれ対応する元素の原子百分率含有量であり、かつ１８％≦ｘ≦９５．８％、４％≦ｙ≦８１．８％、０．１％≦ｚ≦３５％、０≦ａ≦４０％、０≦ｂ≦１５％である。

【0008】

工程２：上記初期の合金溶融物を急速凝固技術によって初期合金固体に凝固させ、上記初期合金固体の凝固組織はマトリックス相と分散粒子相を含み、上記マトリックス相は上記分散粒子相の融点より低い融点を有し、上記分散粒子相は上記マトリックス相に内包され、凝固組織中の上記マトリックス相の百分率含有量は４０％以上である。上記マトリックス相の平均組成は、主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１であり、上記分散粒子相の組成は、主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２が、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量であり、かつ４５％≦ｘ１≦１００％、０％≦ａ１≦５５％、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、０＜ｘ２≦５％である。上記分散粒子相は、相当量の球状または球状に近い分散粒子相を含み、球状または球状に近い分散粒子相の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、上記分散粒子相の粒径は５ｎｍ～５０μｍである。

【0009】

工程３：上記初期合金固体からマトリックス相を除去し、主に分散粒子相を保持し、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２を主成分とする鉄合金粉末材料を得る。ここで、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、０＜ｘ２≦５％である。上記鉄合金粉末粒子は、相当量の球状または球状に近い粒子を含み、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、上記鉄合金粉末粒子の粒径は５ｎｍ～５０μｍである。

【0010】

上記工程１において、
さらに、上記ＴがＣｒを含み、さらにＴがＶを含む。

【0011】

さらに、上記ＭがＡｌを含み、さらにＭがＮｉを含み、さらにＭがＣｏを含む。

【0012】

さらに、上記ＭがＳｉを含む。

【0013】

さらに、０＜ａ≦４０％である。さらに、２．５％＜ａ≦４０％、１８％≦ｘ≦９３．３％である。さらに、５％＜ａ≦４０％、１８％≦ｘ≦９０．８％である。さらに、１０％＜ａ≦４０％、１８％≦ｘ≦８５．８％である。

【0014】

さらに、上記ＤがＭｏを含み、さらにＤがＷを含み、さらにＤがＴｉを含む。

【0015】

さらに、０＜ｂ≦１５％である。さらに、０．５％＜ｂ≦１５％、１８％≦ｘ≦９５％である。

【0016】

さらに、１８％≦ｘ≦９３．８％、６％≦ｙ≦８１．８％である。 好ましくは、１８％≦ｘ≦８９．８％、１０％≦ｙ≦８１．８％である。

【0017】

さらに、１８％≦ｘ≦９５％、０．５％≦ｚ≦３５％である。さらに、１８％≦ｘ≦９４％、１％≦ｚ≦３５％である。好ましくは、１８％≦ｘ≦９２％、３％≦ｚ≦３５％である。好ましくは、１８％≦ｘ≦９０％、５％≦ｚ≦３５％である。

【0018】

さらに、１８％≦ｘ≦８０％である。さらに、１８％≦ｘ≦７０％である。さらに、１８％≦ｘ≦６０％である。さらに、１８％≦ｘ≦５０％である。

【0019】

希土類Ｌａは大きな原子であるため、初期合金溶融物中の原子百分率含有量が低くても、大きな体積百分率含有量に相当し、これが分散粒子相の拡散分布の鍵となる。例えば、Ｌａ_２０Ｆｅ_７５Ｃｒ_５の原子百分率組成の合金の場合、元素の原子量と密度に基づくと、Ｌａマトリックスの体積百分率含有量は４４．３５％と計算できる。マトリックス相の体積百分率含有量は、Ｍ元素の大部分もマトリックス相に入ると、さらに増加する。

【0020】

さらに、ｙ＞ｚである。すなわち初期合金溶融物中のＦｅの原子百分率含有量は、Ｔ元素の原子百分率含有量よりも高い。

【0021】

上記工程２において、
Ｌａ－Ｆｅ、Ｌａ－Ｃｒ、Ｌａ－Ｖ、Ｆｅ－Ｃｒ、Ｆｅ－Ｖ、Ｃｒ－Ｖの各相図によれば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｖの融点はいずれもＬａの融点より高く、Ｆｅ、Ｃｒ、ＶはＬａと金属間化合物を形成せず、明らかに固溶しておらず、Ｆｅ－Ｃｒ、Ｆｅ－Ｖ、Ｃｒ－Ｖはいずれも無限固溶合金系である。従って、初期合金溶融物の凝固過程で、まずＦｅ、Ｃｒ、Ｖを主体とする分散粒子相が合金溶融物から析出し、Ｌａを主体とするマトリックス相が最後に凝固し、合金凝固組織はＬａとＦｅ、Ｃｒ、Ｖからなる金属間化合物を含まない。すなわち、急冷凝固法によって初期合金溶融物を初期合金固体に凝固させる工程において、初期合金固体の凝固組織は、Ｌａリッチなマトリックス相と、Ｆｅリッチ、Ｃｒリッチまたは（および）Ｖリッチな分散粒子相とを含み、マトリックス相の融点が上記分散粒子相の融点よりも低く、分散粒子相が上記マトリックス相に内包されている。

【0022】

さらに、上記初期合金溶融物の凝固速度は２０Ｋ／ｓより高く、好ましくは、上記初期合金溶融物の凝固速度は５０Ｋ／ｓより高く、好ましくは、上記初期合金溶融物の凝固速度は１００Ｋ／ｓより高く、好ましくは、上記初期合金溶融物の凝固速度は２５０Ｋ／ｓより高く；さらに好ましくは、上記初期合金溶融物の凝固速度は５００Ｋ／ｓより高い。

【0023】

さらに、上記初期合金固体の形状が、三次元スケール方向の少なくとも１つの寸法が１０ｍｍ未満である。好ましくは、上記初期合金固体の形状が、三次元スケール方向の少なくとも１つの寸法が５ｍｍ未満である。好ましくは、上記初期合金固体の形状が、三次元スケール方向の少なくとも１つの寸法が２ｍｍ未満である。好ましくは、上記初期合金固体の形状が、三次元スケール方向の少なくとも１つの寸法が１ｍｍ未満である。好ましくは、上記初期合金固体の形状が、三次元スケール方向の少なくとも１つの寸法が５００μｍ未満である。好ましくは、上記初期合金固体の形状が、三次元スケール方向の少なくとも１つの寸法が１００μｍ未満である。

【0024】

上記初期合金溶融物の凝固速度が速いほど、得られる初期合金固体の三次元方向の形状の最小スケールがより小さくなる。例えば、約２５μｍ程度の厚さを有する初期合金固体の薄帯は、約１０^６Ｋ／ｓ～約１０^７Ｋ／ｓの凝固速度で銅ロールフリングストリップ法により得ることができ、約５ｍｍの直径を有する合金棒または約５ｍｍの厚さを有する厚板は、約１００Ｋ／ｓの凝固速度で銅モールド鋳造法により得ることができる。一般的に言えば、分散粒子相の粒径が、初期合金溶融物の凝固速度と負の相関があり、すなわち、初期合金溶融物の凝固速度が大きいほど、分散粒子相の粒径が小さくなる。しかしながら、異なる元素の異なる固溶体、または同じ元素の異なる固溶体量は、ある面において分散粒相の正常な成長を異なる方法で阻害する可能性があり、これによって法則にある程度の変化が生じる可能性がある。例えば、球状化の傾向により、凝固プロセス中に粒子相が融合して再球状化するか、核生成速度が阻害され、成長速度が増加する可能性がある。例えば、特定の元素を固溶させない場合、所定の冷却速度で得られる分散粒状相の平均粒径は１μｍであるが、特定の元素を固溶させた後、同じ冷却速度で球状の分散粒状相を得ることができ、粒状相の平均粒径は５μｍとなる。

【0025】

さらに、上記初期合金固体の形状は、ストリップ、帯状、フレーク、フィラメント、顆粒のうちの少なくとも１つを含み、好ましくは、上記初期合金固体の形状は、ストリップ、帯状、フレークのうちの少なくとも１つを含む。

【0026】

さらに、上記初期合金溶融物の凝固方法には、溶融フライングベルト、急速凝結フライングシート、鋳造、連続鋳造、霧化粉末化、および溶融ポンピングのうちの少なくとも１つを含有する。

【0027】

さらに、上記初期合金固体はストリップ状であり、ストリップの厚さが５μｍ～５ｍｍである。

【0028】

さらに、凝固中の上記マトリックス相の体積百分率含有量は４５％以上であり、さらに、凝固中の上記マトリックス相の体積百分率含有量は５０％以上である。

【0029】

さらに、０＜ｘ２＜ｘ＜ｘ１であり、すなわち初期合金溶融物の凝固過程において、Ｌａはマトリックス相に富化され、Ｌａは分散粒子相に少量存在する。

【0030】

Ｌａはマトリックス相中の大きな原子であるため、マトリックス相中のＬａの原子百分率含有量が４５％と低い場合でも、Ｌａの体積百分率含有量は５０％をはるかに超えるため、マトリックス相は依然としてＬａを主成分とする。

【0031】

さらに、５０％≦ｘ１≦１００％、０％≦ａ１≦５０％である。

【0032】

さらに、Ｌａ元素はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相中に固溶して存在する。

【0033】

さらに、０＜ｘ２≦３％である。

【0034】

さらに、０＜ｙ＜ｙ２であり、すなわち、初期合金溶融物の凝固過程において、ＦｅはＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に富化される。

【0035】

さらに、５０％≦ｙ２≦９５％である。さらに、５０％≦ｙ２≦９０％である。さらに、５０％≦ｙ２≦８５％である。さらに、５０％≦ｙ２≦７５％である。

【0036】

さらに、０＜ｚ＜ｚ２であり、すなわち、初期合金溶融物の凝固過程において、Ｔ元素が Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に富化される。

【0037】

さらに、１％≦ｚ２＜５０％である。さらに、３％≦ｚ２＜５０％である。さらに、５％≦ｚ２＜５０％である。さらに、１０％≦ｚ２＜５０％である。

【0038】

さらに、ｙ２＞ｚ２であり、すなわち、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散微粒子相中のＦｅの原子百分率含有量は、Ｔ元素の原子百分率含有量よりも高い。

【0039】

さらに、Ｔ元素はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相中に固溶して存在する。

【0040】

さらに、ａ＝０の場合、ａ２＝ａ１＝０、０＜ａ≦４０％、０＜ａ２＜ａ１の場合、すなわち、初期合金溶融物の凝固過程において、Ｍ元素はＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１マトリックス相に富化され、同時に、Ｍ元素はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２拡散粒子相に一定の含有量を有する。

【0041】

さらに、１％≦ａ２≦３０％である。さらに、３％≦ａ２≦３０％である。さらに、５％≦ａ２≦３０％である。さらに、１０％≦ａ２≦３０％である。

【0042】

さらに、Ｍ元素はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相中に固溶して存在する。

【0043】

Ｍ元素は、初期合金溶融物の凝固過程において、Ｍ元素がＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１マトリックス相に富化され、同時に、Ｍ元素がかなりの量でＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に固溶することを特徴とする。

【0044】

さらに、ｂ＝０の場合、ｂ２＝ｂ＝０、０＜ｂ≦１５％、０＜ｂ＜ｂ２の場合、すなわち、初期合金溶融物の凝固過程において、Ｄ元素がＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に富化される。

【0045】

さらに、０．５％≦ｂ２≦３５％である。さらに、１％≦ｂ２≦３５％である。さらに、５％≦ｂ２≦３５％である。

【0046】

さらに、Ｄ元素はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相中に固溶して存在する。

【0047】

具体的には、０＜ａ≦４０％の場合、Ａｌ－Ｆｅ相図およびＳｉ－Ｆｅ相図によれば、ＡｌおよびＳｉはＦｅに対する固溶度が大きく、Ｆｅ－ＮｉおよびＦｅ－Ｃｏは完全に固溶するため、Ｆｅに富む分散粒相にＭ元素を固溶させることができる。Ａｌ－Ｌａ相図、Ｎｉ－Ｌａ相図、Ｃｏ－Ｌａ相図、およびＳｉ－Ｌａ相図によると、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉはすべて、ＬａとＬａリッチ金属間化合物を形成することができる。Ｌａリッチ金属間化合物の融点はＦｅリッチ分散粒子よりも低いため、初期合金溶融物凝固工程では、まずＦｅリッチ分散粒子相に一定量のＭ元素が固溶し、残りのＭ元素をＬａと結合させてＬａリッチ金属間化合物マトリックスを形成する。Ｌａがまだ過剰に存在する場合、Ｌａｘ１Ｍａ１マトリックス相には、Ｍ元素とＬａによって形成されたＬａリッチ金属間化合物だけでなく、過剰なＬａ相も含まれる。

【0048】

０＜ｂ≦１５％の場合、Ｌａ－Ｔｉ、Ｌａ－Ｗ、Ｌａ－Ｍｏの各相図によれば、Ｔｉ、Ｗ、ＭｏのいずれもＬａと金属間化合物を形成せず、著しく固溶しないため、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは初期合金溶融物の凝固中にＬａリッチマトリックス相に入らない。Ｆｅ－Ｔｉ相図、Ｆｅ－Ｍｏ相図、Ｆｅ－Ｗ相図によると、ＴｉとＷのＦｅに対する固溶率は約１０ａｔ．％であり、ＭｏのＦｅに対する固溶率は約２０ａｔ．％である。同時に、Ｃｒ－Ｔｉ相図、Ｃｒ－Ｍｏ相図、Ｃｒ－Ｗ相図によれば、ＣｒとＴｉ、Ｍｏ、Ｗは完全に相互固溶し、Ｖ－Ｔｉ相図、Ｖ－Ｍｏ相図、Ｖ－Ｗ相図によれば、ＶとＴｉ、Ｍｏ、Ｗは完全に相互固溶する。したがって、Ｄ元素であるＴｉ、ＷおよびＭｏとＬａとの元素親和性は極めて悪く、Ｆｅとの親和性は良く、Ｃｒ、Ｖとの親和性は優れている。初期合金溶融物にＤ元素とＦｅ、Ｃｒ、およびＶ元素が含まれている場合、初期合金溶融物の凝固プロセス中に、選択されたＤ元素がＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に富化される。

【0049】

なお、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆは同族元素であり、Ｚｒ、ＨｆはＬａと金属間化合物を形成せず、著しく固溶することはないが、Ｔｉと異なり、ＺｒとＨｆは同様にＦｅ、Ｃｒ、Ｖにほとんど固溶しないため、ＺｒとＨｆは互いに金属間化合物を形成することしかできない。したがって、初期合金溶融物中にＺｒとＨｆが含まれている場合に、ＺｒとＨｆがＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に固溶することはほとんどなく、比較例３に示すように、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に加えて、ＺｒとＨｆとＦｅ、Ｃｒ、Ｖとの樹枝状金属間化合物相が付加的に生成する。これらの金属間化合物はいずれも、本発明が焦点を当てている固溶合金を主体とする鉄合金相ではない。

【0050】

同様に、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖは同族元素であり、Ｎｂ、ＴａはＬａと金属間化合物を形成せず、著しく固溶することはないが、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖと異なり、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｖに対するＮｂ、Ｔａの固溶度が極めて低いため、Ｎｂ、Ｔａは互いに金属間化合物を形成することしかできない。したがって、初期合金溶融物がＮｂ、Ｔａを含む場合、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相におけるＮｂ、Ｔａの固溶度は非常に低く、非常に少量しか存在しないか、または全く存在し得ない。比較例４に示すように、初期合金溶融物がより多くのＮｂ、Ｔａを含む場合、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相中のＮｂ、Ｔａは、非常に少量存在する可能性があることに加えて、Ｎｂ、ＴａとＦｅ、Ｃｒ、Ｖとの樹枝状金属間化合物相が付加的に生成する。これらの金属間化合物はいずれも、本発明が焦点を当てている固溶合金を主体とする鉄合金相ではない。

【0051】

初期合金溶融物がＬａとＦｅのみを含み、合金溶融物の凝固速度が１０^６Ｋ／ｓより高い場合、デンドライトの成長が不十分なナノスケール（９０ｎｍ以下）の球状に近いＦｅ相粒子が一定量得られる。これは、このような高い冷却速度では、Ｆｅ相粒子がデンドライト化する傾向が強くても、成長するのが遅すぎるため、デンドライト成長が不十分な球状に近いＦｅ相粒子としてナノスケールで凝固・析出するためである。しかし、ＬａもＦｅも酸化されやすいため、酸溶液との反応性が高く溶けやすい。そのため、９０ｎｍ以下の球状に近いＦｅ相粒子とＬａマトリックスからなる初期合金固体を超高凝固速度で製造したとしても、酸溶液への反応溶解によってＬａマトリックスとナノサイズの球状に近いＦｅ相粒子を分離し、ナノサイズの球状に近いＦｅ相粒子を保持する（ナノサイズのＦｅ相粒子も溶解する）ことは困難である。

【0052】

一般に、単純なＬａ－Ｆｅ合金溶融物の凝固速度が１０^６Ｋ／ｓより低い場合には、樹枝状のＦｅ相粒子しか得られず、球状または球状に近いＦｅ相粒子を得ることは困難である。例えば、Ｌａ－Ｆｅ合金溶融物の凝固速度が１０^５Ｋ／ｓと高く、１００μｍ程度のＬａ－Ｆｅ合金帯が得られたとしても、分散粒子相の形状は依然として主として樹枝状である（比較例２を参照）。また、Ｌａ－Ｆｅ合金溶融物の凝固速度が５００Ｋ／ｓより低い場合には、分散粒子相は、十分に成長した粒径の大きな樹枝状相であり、マトリックス相が除去された後、樹枝状繊維状に絡み合って、樹枝状結晶の形態で得られるＦｅ相が得られる（比較例１を参照）。

【0053】

初期合金溶融物がＬａとＦｅを含み、同時に高融点のＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ元素を含む場合、特にＦｅと完全な固溶体を形成できるＣｒまたは（および）Ｖを含む場合、初期合金溶融物は凝固過程でＴ元素と固溶したＦｅリッチな初晶を最初に析出する。Ｔ元素の特殊な固溶により、本来の結晶格子の形成規則が破壊され、特定の結晶面方位に沿ったＦｅリッチ樹枝状相の成長が阻害されるため、ＦｅリッチでＴ元素を固溶した初晶粒子は球状化する傾向がある。Ｆｅリッチな初晶に固溶したＴ元素の含有量が多いほど、低い溶融冷却速度でより大きな球状または球状に近い分散粒子相を得ることができる。したがって、Ｔ元素は、特にＦｅリッチ分散粒子のサイズが大きい場合に、本発明で見出されるＦｅリッチな初晶粒子の球状化の鍵となる。

【0054】

さらに、Ｔ元素には耐食性のあるＣｒおよびＶのうち少なくとも一方が含まれており、これらの元素とＦｅが固溶したものがステンレス鋼となる（Ｖの耐食性はＣｒよりもさらに高い）。したがって、Ｔ元素の固溶により、Ｆｅリッチ分散粒子相の耐食性が大幅に向上する。マトリックス相は高耐食性のＬａを主成分とするため、その後、一定濃度の酸溶液と反応させることにより、マトリックス相を容易に反応腐食除去し、分散したＦｅリッチ相分散粒子が得られる。Ｆｅリッチ相分散粒子の耐食性が大幅に向上する場合、１０^６Ｋ／ｓを超える冷却速度を使用して、Ｔ元素とＤ元素を含むナノＦｅリッチの球状粒子相を含む初期合金固体を製造できる。同時に、Ｔ元素とＤ元素を含むナノＦｅリッチの球状粒子相の高い耐食性を利用して、酸反応でＬａリッチマトリックスから相を分離し、ナノスケールのＦｅリッチ球状粒子が得られる。

【0055】

Ｍ元素には、市販の鉄合金の主要元素であるＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含む。例えば、ＡｌはＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系電熱合金や溶射皮膜の主要元素の１つであり、Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉの主要元素の１つであり、ＣｏはＦｅ－Ｃｒ－Ｃｏ系永久磁石の主要元素の１つであり、ＳｉはＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉ系軟磁性材料の主要元素の１つである。実際の研究結果によると、初期合金溶融物の凝固プロセス中に、マトリックスもより多くのＭ元素で富化されているため、Ｆｅリッチ相分散粒子のＳｉの原子百分率固溶含有量は一般的に８％を超えず、達成するために初期合金溶融物中に多量のＳｉを添加する必要がある。Ｆｅリッチ相分散粒子中のＮｉの原子百分率固溶含有量は一般に１２％を超えず、ＡｌおよびＣｏはいずれもＦｅリッチ相分散粒子中にかなりの固溶体含有量を有し（実施例を参照）、原子百分率固溶含有量は２０％を超えることさえある。上述した市販の鉄合金の多くは、Ｍ元素の含有量の要求が低いため、上述した関連成分を満たす市販の鉄合金粉末を製造することが可能である。

【0056】

初期合金溶融物中にＭ元素が含まれる場合、一部のＭ元素は固溶体を介してＦｅリッチ相分散粒子にも存在するため、一般にＭ元素はＦｅリッチ相分散性粒子の球状化にプラスの影響を与える（実施例１３および実施例１４参照）。さらに、Ｍ様元素およびＬａは酸溶液と反応しやすいため、酸エッチング反応によりＭ元素およびＬａをマトリックス相から除去し、自由に分散したＦｅリッチ相分散性粒子を得ることができる。また、ＬａとＭ元素の化学活性の違いを利用し、脱合金原理により、主にマトリックス相中のＬａのみを適当な酸溶液により除去すれば、自由に分散したＦｅリッチ分散性粒子とナノ多孔質の複合粉末が得られる。

【0057】

Ｄ元素は、高融点Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ元素を含み、これらの元素はＴ元素ほどＦｅに固溶しないが（Ｔ元素はＦｅに完全に固溶する）、Ｄ元素のＦｅに対する固溶率は１０～２０％であり、Ｔ元素には完全に固溶する。したがって、初期合金溶融物に高融点のＭｏ、Ｗ、Ｔｉ元素を適切に添加することにより、Ｆｅリッチ相分散粒子の真球性と耐食性を大幅に向上させることができ、同時にＦｅリッチ相分散粒子の融点と耐熱性を大幅に向上させることができる。例えば、市販のオーステナイト系ステンレス鋼１Ｃｒ１８Ｎｉ９ＴｉにおけるＴｉの役割や、市販の超高温Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ－Ｍｏ電熱合金におけるＭｏの役割などである。

【0058】

要約すると、本発明では、Ｌａ－Ｆｅ合金に基づいて、Ｔ元素、Ｍ元素、および Ｄ元素の種類は慎重な設計と選択の結果である。このような選択により、初期合金溶融物の凝固過程において、Ｆｅ、Ｔ元素、およびＤ元素はすべて、主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に存在し、Ｍ元素は部分的にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相に存在し、Ｌａ、およびＭ元素は主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１マトリックス相に存在することが保証される。同時に、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子相では、Ｍ元素もかなりの固溶度を有しており、Ｌａは固溶度が低い。この独創的な設計により、Ｔ元素によって分散粒子の球状化傾向が保証されると同時に、耐食性が向上し、腐食反応による分散粒子相とマトリックス相の分離に役立つ。

【0059】

Ｆｅリッチ分散粒子相の球状化は、特殊元素の固溶合金化と、Ｆｅリッチ樹枝状相の生成・成長を抑制するための溶融物冷却速度の調節によって達成されるため、Ｆｅリッチ分散粒子相に固溶するＴ元素の含有量が多いほど、あるいはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が多いほど、あるいは溶融物の冷却速度が速いほど、球状または球状に近いＦｅリッチ分散粒子相が生成しやすくなる。したがって、同じ球状化効果を得るためには、Ｆｅリッチ分散粒子相の固溶体元素の含有量が多い場合には、より低い冷却速度を使用することができ、固溶体元素の含有量がより低い場合には、より高い冷却速度を使用することができる。実際には、パラメータを調整することにより、すべての分散粒子相のうち、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量を限りなく１００％に近づけることができるが、１００％に達することはできない。

【0060】

さらに、上記球状または球状に近い分散粒子相の真球度は５０％を超える。

【0061】

さらに、上記球状または球状に近い分散粒子相の真球度は７０％を超える。

【0062】

さらに、上記球状または球状に近い分散粒子相の真球度は８５％を超える。

【0063】

さらに、上記球状または球状に近い分散粒子相の真球度は９５％を超える。

【0064】

さらに、上記全分散粒子相中の球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は１０％より大きい。

【0065】

注：表現の便宜上、「球状」と表記したり、「球状または球状に近い」と表記したりする場合がある。実際には、理想的な球体は存在しないため、本願において「球状」とは、球状および球状に近い形状を含むものとする。

【0066】

単純なＬａ－Ｆｅ合金では、上記の方法では球状の分散粒子相を得ることが困難であるか、９０ｎｍ以下の球状に近いＦｅ相粒子を得るには非常に高い冷却速度が必要であり、またＬａマトリックスとの酸反応によってそのようなナノ粒子を排出することも困難である（Ｆｅナノ粒子も酸と反応して可溶化する）。したがって、合金設計により、耐食性元素であるＣｒまたは（および）Ｖを添加した後、あるいはより多くのＤ元素を同時に添加した後、全分散粒子相中の球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が１０％を超える場合には、相当量の球状または球状に近い分散粒子相が得られていると考えられる。

【0067】

さらに、全分散粒子相中の球形または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が２５％より大きい。

【0068】

さらに、上記分散粒子相は、主に球状または球状に近い形状である。

【0069】

さらに、全分散粒子相中の球形または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が５０％より大きい。

【0070】

さらに、全分散粒子相中の球形または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が７５％より大きい。

【0071】

さらに、全分散粒子相中の球形または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が９０％より大きい。

【0072】

さらに、全分散粒子相中の球形または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が９５％より大きい。

【0073】

一般に、Ｆｅリッチ分散粒子相中の固溶Ｔ元素の含有量が２％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が４％を超える場合、および溶融物の冷却速度が５００Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は、全分散粒子相の５０％を超える。

【0074】

一般に、Ｆｅリッチ分散粒子相中の固溶Ｔ元素の含有量が４％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が８％を超える場合、および溶融物の冷却速度が２５０Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は、全分散粒子相の５０％を超える。

【0075】

一般に、Ｆｅリッチ分散粒子相中の固溶Ｔ元素の含有量が８％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が１２％を超える場合、および溶融物の冷却速度が１００Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は、全分散粒子相の５０％を超える。

【0076】

一般に、Ｆｅリッチ分散粒子相中の固溶Ｔ元素の含有量が１２％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が１８％を超える場合、および溶融物の冷却速度が５０Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は、全分散粒子相の５０％を超える。

【0077】

一般に、Ｆｅリッチ分散粒子相中の固溶Ｔ元素の含有量が１６％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が２５％を超える場合、および溶融物の冷却速度が２０Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は、全分散粒子相の５０％を超える。

【0078】

一般に、Ｆｅリッチ分散粒子相中の固溶Ｔ元素の含有量が１６％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が２５％を超える場合、および溶融物の冷却速度が１００Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量は、全分散粒子相の９５％を超える。

【0079】

さらに、分散粒子相の平均粒子サイズが０．２５μｍを超える場合でも、真球度が８５％を超える分散粒子相を得ることができる。

【0080】

さらに、分散粒子相の平均粒子サイズが０．２５μｍを超える場合でも、冷却速度と合金組成を調整することにより、真球度８５％を超える分散粒子相を得ることができる。

【0081】

さらに、分散粒子相の平均粒子サイズが０．５μｍを超える場合でも、冷却速度と合金組成を調整することにより、真球度８５％を超える分散粒子相を得ることができる。

【0082】

さらに、分散粒子相の平均粒子サイズが１μｍを超える場合でも、冷却速度と合金組成を調整することにより、真球度８５％を超える分散粒子相を得ることができる。

【0083】

さらに、分散粒子相の平均粒子サイズが３μｍを超える場合でも、冷却速度と合金組成を調整することにより、真球度８５％を超える分散粒子相を得ることができる。

【0084】

さらに、上記部分球状または球状に近い分散粒子相は、特定の樹状突起の特徴を含み、これは、部分球状または球状に近い分散粒子相が短く突出した樹状を成長させ、球状または球状に近い分散粒子相全体に「コロナ」ウイルスの形状に類似した形状を与えることを意味する（球状または球状に近い分散粒子相に成長する隆起した樹状突起は、“コロナウイルス”の球上の冠状突起に対応する）。

【0085】

さらに、突出する短い樹状突起の数は１つ以上であり、球面から計算されるさらなる凸状の長さが球状粒子の半径未満である。具体的な形状については実施形態を参照。

【0086】

さらに、凸状の短い樹状突起の数が１つ以上であり、球面から計算されるさらなる凸状の長さが球状粒子の半径の半分未満である。

【0087】

このような十分に球状化されていない隆起樹状突起は、粒状相の球状化に何らかの影響を及ぼすが、隆起樹状突起が依存的に成長する球状粒状相は、それ自体が高い球状度を有し、隆起樹状突起が短く、粒子表面に一般的に対称的かつ均一に分布している。したがって、球状または球状に近い分散粒子相の一部に、十分に球状化されていない凸状の短い樹枝状結晶の特徴が含まれている場合でも、そのような粒子は依然として球形度の高い球状または球状に近い粒子であり、統計的には球状または球状に近い粒子のカテゴリーに属する。

【0088】

さらに、上記分散粒子相は主に球状または球状に近い形状である。これに加えて、分散粒子相は、少量の典型的な樹枝状粒子相を含む。上記樹枝状粒子は典型的な樹枝状形状であり、球状とは見られず、球状または球状に近い粒子の統計的カテゴリーには属さない。

【0089】

上記分散粒子相は、主に球状または球状に近い形状を有し、球状または球状に近い分散粒子相の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、同時に、分散粒子相は、少量の典型的な樹枝状の粒子相を含む。これら２種類の樹枝状形状特徴の存在は、本発明によって得られる鉄リッチ分散粒子相が有するユニークな特徴である。

【0090】

さらに、球状表面からさらに隆起した短い樹状突起の長さは、球状粒子の半径の３分の１以下である。

【0091】

さらに、球状表面からさらに隆起した短い樹状突起の長さは、球状粒子の半径の５分の１以下である。

【0092】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５ｎｍ～４０μｍである。

【0093】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５ｎｍ～３０μｍである。さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５ｎｍ～２０μｍである。さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５ｎｍ～１０μｍである。

【0094】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、１００ｎｍ～５０μｍである。

【0095】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、２５０ｎｍ～５０μｍである。

【0096】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５００ｎｍ～５０μｍである。

【0097】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５ｎｍ～１００ｎｍである。

【0098】

さらに、上記分散粒子相の粒径範囲が、５ｎｍ～５０ｎｍである。

【0099】

分散粒子相の粒径が、初期合金溶融物の凝固速度と負の相関があり、すなわち、初期合金溶融物の凝固速度が大きいほど、分散粒子相の粒径が小さくなる。したがって、分散粒子相の粒径が小さいほど、初期合金溶融物の凝固速度が速くなり、対応する分散粒子相の球状化速度も速くなり、全分散粒子相中の球状または球状に近い分散粒子相の体積百分率含有量が高くなる。

【0100】

さらに、上記粒子分散相中の単結晶粒子数が、粒子の総数の６０％以上を占める。

【0101】

上記工程３において、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２を主成分とする鉄合金粉末材料は、上記初期合金固体からマトリックス相を除去し、分散粒子相を保持することによって得られるので、上記鉄合金粉末材料の特性（粒子形状を含む）は、工程２の分散粒子に対応する特性であり、詳細は工程２で説明する。

【0102】

さらに、上記マトリックス相を除去し、分散粒子相を保持する方法は、酸溶液溶解反応除去、マトリックス酸化粉末化除去のうち少なくとも１つを含む。

【0103】

酸溶液反応で除去する場合、適切な酸の種類と濃度を選択し、その選択の基準は、主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１の平均組成を有するマトリックス相が溶液中にイオンとなり、主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２の組成を有する分散粒子相が対応する酸とほとんど反応しないようにすることであり、それによってマトリックス相の除去を実現し、主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２の組成を有する鉄合金粉末材料が得られる。あるいは適切な酸の種類と濃度を選択し、その選択の基準は、主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１の平均組成を有するマトリックス相変化ナノ多孔質Ｍ（主にＬａのみを腐食する）、主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２の組成を有する分散粒子相が対応する酸とほとんど反応しないようにすることであり、それによってナノ多孔質ＭとＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２分散粒子の複合粉末が得られる。

【0104】

ＦｅにＣｒとＶが固溶する場合、フェライト系ステンレス鋼成分となり、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２を主成分とする粒子分散相は酸に対して非常に良好な耐食性を有し、Ｌａ、Ｍ元素は酸溶液、元素と非常に反応しやすい。したがって、Ｌａリッチマトリックス相を非常に容易に除去して、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２を主成分とする鉄合金粉末材料を得ることができる。

【0105】

Ｌａは大気下で酸化粉末化されやすいため、Ｌａリッチマトリックス相は、酸溶液溶解反応による除去に加えて、乾式プロセスによって初期合金固体から除去することができる。Ｌａリッチマトリックスが酸化粉末化されると、Ｆｅリッチ分散粒子相が自動的に脱離し、その磁性を利用して磁場を通してＦｅリッチ粒子を回収することにより、Ｌａリッチマトリックス相からの分離を達成することができる。

【0106】

さらに、初期合金固体のＬａリッチマトリックス相の酸化粉末化プロセスは、熱処理の存在下で加速され、Ｌａリッチマトリックス相は、熱処理加熱によって急速に酸化粉末化され、それによって分離効率が向上する。ＣｒやＶなどの元素の添加により、Ｆｅリッチ粒子相の耐酸化性が向上し、制御された加熱温度によりＦｅリッチ粒子の酸化が起こらない。

【0107】

さらに、上記熱処理温度は５０℃～１０００℃である。好ましくは、上記熱処理温度は５０℃～６００℃である。好ましくは、上記熱処理温度は５０℃～２００℃である。

【0108】

さらに、全鉄合金粉末粒子のうち、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、限りなく１００％に近づくことができるが、１００％に達することはできない。すなわち、上記鉄合金粉末粒子は、主に球状又は球状に近い形状であり、球状又はに近い鉄合金粉末粒子の一部には、球状化が不十分な樹枝状の特徴を含む。

【0109】

さらに、上記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の真球度は５０％を超える。

【0110】

さらに、上記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の真球度は７０％を超える。

【0111】

さらに、上記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の真球度は８５％を超える。

【0112】

さらに、上記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の真球度は９５％を超える。

【0113】

さらに、上記全鉄合金粉末粒子中の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は１０％より大きい。

【0114】

さらに、上記全鉄合金粉末粒子中の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は２５％より大きい。

【0115】

さらに、上記鉄合金粉末粒子は、主に球状または球状に近い形状である。

【0116】

さらに、上記全鉄合金粉末粒子中の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は５０％より大きい。

【0117】

さらに、上記全鉄合金粉末粒子中の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は７５％より大きい。

【0118】

さらに、上記全鉄合金粉末粒子中の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は９０％より大きい。

【0119】

さらに、上記全鉄合金粉末粒子中の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は９５％より大きい。

【0120】

一般に、鉄合金粉末粒子中の固溶Ｔ元素の含有量が２％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が４％を超える場合、および溶融物の冷却速度が５００Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、全鉄合金粉末粒子の５０％を超える。

【0121】

一般に、鉄合金粉末粒子中の固溶Ｔ元素の含有量が４％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が８％を超える場合、および溶融物の冷却速度が２５０Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、全鉄合金粉末粒子の５０％を超える。

【0122】

一般に、鉄合金粉末粒子中の固溶Ｔ元素の含有量が８％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が１２％を超える場合、および溶融物の冷却速度が１００Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、全鉄合金粉末粒子の５０％を超える。

【0123】

一般に、鉄合金粉末粒子中の固溶Ｔ元素の含有量が１２％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が１８％を超える場合、および溶融物の冷却速度が５０Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、全鉄合金粉末粒子の５０％を超える。

【0124】

一般に、鉄合金粉末粒子中の固溶Ｔ元素の含有量が１６％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が２５％を超える場合、および溶融物の冷却速度が２０Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、全鉄合金粉末粒子の５０％を超える。

【0125】

一般に、鉄合金粉末粒子中の固溶Ｔ元素の含有量が１６％を超える場合、またはＴ元素を含む固溶元素の合計含有量が２５％を超える場合、および溶融物の冷却速度が１００Ｋ／ｓを超える場合、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は、全鉄合金粉末粒子の９５％を超える。

【0126】

さらに、上記部分球状または球状に近い鉄合金粉末粒子は、特定の樹状突起の特徴を含み、これは、部分球状または球状に近い鉄合金粉末粒子が短く突出した樹状を成長させ、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子全体に「コロナ」ウイルスの形状に類似した形状を与えることを意味する（球状または球状に近い鉄合金粉末粒子に成長する隆起した樹状突起は、“コロナウイルス”の球上の冠状突起に対応する）。隆起した樹状突起の具体的な形状は実施例に示されている。このような十分に球状化されていない隆起樹状突起は、鉄合金粉末粒子の真球度に何らかの影響を及ぼすが、隆起樹状突起が成長した鉄合金粉末粒子の真球度は高いので、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部に、凸状の短い樹枝状結晶の特徴が含まれている場合でも、そのような粒子は依然として真球度の高い球状または球状に近い鉄合金粉末粒子である。

【0127】

さらに、上記鉄合金粉末粒子は主に球状または球状に近い形状である。これに加えて、鉄合金粉末粒子は、少量の典型的な樹枝状粒子相を含む。

【0128】

上記鉄合金粉末粒子は、主に球状または球状に近い形状を有し、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、同時に、鉄合金粉末粒子は、少量の典型的な樹枝状の粒子相を含む。これら２種類の樹枝状形状特徴の存在は、本発明によって得られる鉄合金粉末粒子が有するユニークな特徴である。

【0129】

さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５ｎｍ～４０μｍである。さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５ｎｍ～３０μｍである。さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５ｎｍ～２０μｍである。さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５ｎｍ～１０μｍである。

【0130】

さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、１００ｎｍ～５０μｍである。

【0131】

さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、２５０ｎｍ～５０μｍである。

【0132】

さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５００ｎｍ～５０μｍである。

【0133】

さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５ｎｍ～１００ｎｍである。

【0134】

さらに、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲が、５ｎｍ～５０ｎｍである。

【0135】

さらに、鉄合金粉末粒子の平均粒径が０．２５μｍを超える場合、粉末粒子の形状は依然として主に球状である。

【0136】

さらに、鉄合金粉末粒子の平均粒径が０．５μｍを超える場合、粉末粒子の形状は依然として主に球状である。

【0137】

さらに、鉄合金粉末粒子の平均粒径が１μｍを超える場合、粉末粒子の形状は依然として主に球状である。

【0138】

さらに、鉄合金粉末粒子の平均粒径が３μｍを超える場合、粉末粒子の形状は依然として主に球状である。

【0139】

さらに、上記鉄合金粉末粒子中の単結晶粒子の数は全粒子数の６０％以上を占める。

【0140】

すべての希土類元素の中でＬａは特別なケースであり、すべての鉄系元素Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中でＦｅもまた特別なケースである。鉄系元素と希土類元素の多くの組み合わせの中で、Ｌａ－Ｆｅ合金だけが金属間化合物を形成せず、２つの元素が互いに著しく凝固することはないからである。この特徴を利用することが、本発明の初期合金固体の凝固組織において、Ｌａリッチマトリックス相とＦｅリッチ分散粒子相を形成する基礎となる。これに基づいて、Ｔ元素、Ｍ元素、Ｄ元素の選択と含有量制御により、初期合金溶融物の凝固過程における元の樹枝状粒子相の成長パターンが、球状または球状に近い粒子相に変化させ、一般的な市販合金とほぼ同様の組成を持ちながら、粒径が大きく異なる（例えば、粒子サイズが小さい、酸素不純物が少ない、希土類元素が固溶しているなど）超微粒子球状鉄合金粉末を得ることができる、これが本発明の創意工夫の鍵となる。Ｔ元素、Ｍ元素、Ｄ元素の選択と含有量の制御、Ｔ元素の球状効果の発見と利用がなく、単にＬａ－Ｆｅ合金を通して、樹枝状で腐食しやすいＦｅ樹枝状粉末を得るだけであれば、粒子の移動性がなく、粉末冶金の緻密性も低く、応用の価値が大幅に制限される。

【0141】

実際には、希土類元素原料として、Ｌａ原料には少量の他の希土類元素も含まれていることがあるが、他の希土類元素の原子百分率含有量がＬａ原料の含有量の２５％を超えない限り、法則にはほとんど影響しない。これらの他の希土類は、Ｌａに固溶し、Ｌａの役割の一部を置き換える。この時点で、本発明におけるＬａの意味は、Ｌａ希土類およびその他の希土類を表す。

【0142】

さらに、工程１における上記初期合金溶融物の組成は、非金属不純物元素も含み、上記非金属不純物元素には、Ｏ、Ｎ、Ｈ、Ｐ、Ｓ、およびＣｌのうちの少なくとも１つが含まれる。上記非金属不純物元素は、初期合金溶融物中の原子百分率含有量が０より大きく１０％未満である。工程２における上記Ｆｅリッチ分散粒子相の形成中に、上記非金属不純物元素がＬａリッチマトリックス相に富化され、それによりＦｅリッチ分散粒子相が精製される。すなわち、Ｆｅリッチ分散粒子相中の上記非金属不純物元素の原子百分率含有量は、初期合金溶融物中の上記非金属不純物元素の原子百分率含有量よりも低く、上記Ｆｅリッチ分散粒子相中の非金属不純物元素の原子百分率含有量が１．５％未満である。また、工程３における上記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子中の非金属不純物元素の含有量も、初期合金溶融物中の上記非金属不純物元素の含有量よりも低い。

【0143】

さらに、得られた鉄合金粉末粒子を、１０μｍ以上の粉末、１μｍ～５μｍの粉末、５μｍ～１０μｍの粉末、１μｍ以下の粉末などに分離する粒度分級を行い、粒径の異なる球状鉄合金粉末材料が得られ、様々な分野への応用が可能である。

【0144】

第２の態様、本発明はまた、その第１の態様に記載の球状鉄合金粉末材料の製造方法によって製造されることを特徴とする球状鉄合金粉末材料に関する。その特徴は、第１の態様で詳細に説明されている。

【0145】

上記球状鉄合金粉材料の特徴のいくつかは、以下を含む：球状鉄合金粉材料の主組成は、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、および０＜ｘ２≦５％である。上記鉄合金粉末粒子は主に球状または球状に近い形状であり、一部の球状または球状に近い鉄合金粉末粒子は特定の樹枝状特性を含み、上記鉄合金粉末粒子の粒径範囲は５ｎｍ～５０μｍである。

【0146】

さらに、上記球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の真球度は６５％を超える。

【0147】

さらに、全鉄合金粉末中の上記球状に近い鉄合金粉末粒子の体積百分率含有量は２５％より大きい。

【0148】

さらに、上記球状に近い鉄合金粉末粒子は、Ｏ、Ｎ、Ｈ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌの元素の合計原子百分率含有量が１．５％未満である。

【0149】

さらに、上記Ｔは、Ｃｒ、Ｖのうち少なくとも１つを含み、Ｍは、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉのうち少なくとも１つを含み、Ｄは、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉのうち少なくとも１つを含み、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２は、それぞれ対応する構成元素の原子含有率含有量を表す。

【0150】

第３の態様、本発明はまた、Ｓｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料を製造する方法であって、その第１の態様に記載の工程１～３で製造した主成分元素がＦｅ－Ｃｒである球状鉄合金粉末材料、または主成分元素がＦｅ－Ｃｒ－ＳｉであるＳｉ含有量が低い球状鉄合金粉末材料にＳｉ浸透処理を施して、Ｓｉ含有量が高いＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉを主成分元素とする球状粉末材料を得ることを特徴とする方法に関する。

【0151】

その第１の態様に記載の工程１～３によって直接得られるＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉ球状鉄合金粉末材料中のＳｉの原子百分率の固溶度は８％を超えることは困難であり、初期合金溶融物が多量のＳｉを含む場合にのみ達成可能である。一方、実際に市販されているＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉ磁性鉄合金粉末中のＳｉの原子百分率は、一般に８％以上であることが必要である。より高いＳｉ含有量を得るためには、その第１の態様に記載の工程１～３で製造されたＦｅ－Ｃｒを主成分元素とする球状鉄合金粉末材料またはＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉを主成分元素とするＳｉ含有量が低い球状鉄合金粉末材料にＳｉ浸透処理を施すことにより、Ｓｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末材料を得ることができる。

【0152】

さらに、上記Ｓｉ浸透処理は、固体Ｓｉ浸透、液体Ｓｉ浸透、およびガスＳｉ浸透プロセスのうちの少なくとも１つを含む。

【0153】

さらに、固体Ｓｉ浸透用のシリコン源は、ＳｉまたはＳｉリッチ合金のうちの少なくとも１つを含み、液体Ｓｉ浸透用のシリコン源は主にＳｉ含有液体であり、ガスＳｉ浸透用のシリコン源は主にＳｉ含有ガスである。

【0154】

さらに、固体Ｓｉ浸透の処理温度は、４００℃～１２００℃である。

【0155】

さらに、本発明は、改善されたＳｉ浸透処理プロセスも提供する。

【0156】

さらに、その第１の態様の工程１および工程２に従って、その第１の態様の工程２に記載の初期合金固体が製造される。ここで、ＴはＣｒを含み、ＭはＳｉを含み、０＜ａ≦４０％である。上記マトリックス相の平均組成は、主にＬａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１であり、上記分散粒子相の組成は、主にＳｉ 含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、上記Ｌａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１マトリックス相中のＳｉは、金属間化合物によってＬａと結合しており、０＜ａ２≦８％である。上記初期合金固体Ｌａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１マトリックス相中のＬａは、元のＬａ_ｘ１Ｓｉ_ａ１マトリックス相中のＳｉを保持したまま、希酸溶液による脱合金化反応によって除去され、ナノ多孔質ＳｉとＳｉ含有量が低い上記Ｆｅ_ｙ２Ｃｒｚ_２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末を得る。上記ナノ多孔質Ｓｉは、Ｆｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粉末にＳｉを浸透させるためのＳｉ源として使用できる。

【0157】

さらに、上記ナノ多孔質ＳｉをＳｉ源として使用して、Ｓｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子をＳｉ浸透させ、それによってＳｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末材料を得る。

【0158】

さらに、ナノ多孔質ＳｉおよびＳｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の固体Ｓｉ浸透方法は、固体Ｓｉ浸透を直接行うか、またはまずプレスして緻密化し、その後固体Ｓｉ浸透操作を行うことを含む。

【0159】

さらに、固体Ｓｉ浸透の処理温度は、４００℃～１２００℃である。

【0160】

さらに、上記得られたＳｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末材料の組成は、主にＦｅ_ｙ３Ｃｒ_ｚ３Ｓｉ_ａ３Ｄ_ｂ３Ｌａ_ｘ３であり、ここで、ｘ３、ｙ３、ｚ３、ａ３、ｂ３はそれぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、かつ０＜ｙ３＜ｙ２、０＜ｚ３＜ｚ２、０＜ａ２＜ａ３、０≦ｂ３≦ｂ２、０＜ｘ３＜ｘ２である。

【0161】

さらに、５％＜ａ３である。さらに、１０％＜ａ３である。

【0162】

さらに、上記Ｓｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末材料は、Ｓｉ含有量が浸透処理によって増加し、それに応じて合金組成が自動的に調整されることを除いて、粉末材料の形態およびサイズは、基本的に浸透処理前と同じままである。

【0163】

さらに、Ｓｉは脆いため、シリコン浸透処理後のＳｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末材料は、分散・粉砕技術により再粉砕して緩い粒子とすることができる。Ｓｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉末の表面に完全に浸透していない残留ナノ多孔質Ｓｉが残留していることがあるが、それは有益に存在することがある。

【0164】

さらに、得られたＳｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉体粒子を、１０μｍ以上の粉体、１μｍ～５μｍの粉体、５μｍ～１０μｍの粉体、１μｍ以下の粉体などに分離する粒度分級を行い、異なる粒径のＳｉ含有量が高い球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粉体材料が得られ、様々な分野への応用が可能である。

【0165】

第４の態様、本発明はまた、その第３の態様に記載のＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－シリコン粉末材料の製造方法によって製造されることを特徴とするＳｉ含有量が高い球状の鉄－クロム－シリコン粉末材料に関する。その特徴は、第３の態様で詳細に説明されている。

【0166】

第５の態様、本発明はまた、その第３の態様に記載の改良されたシリコン浸透プロセスによって、ナノ多孔質ＳｉとＳｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｓｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末を製造し、ナノ多孔質Ｓｉと球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粒子の複合粉末を得ることを特徴とするナノ多孔質Ｓｉと球状Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ粒子の複合粉末に関する。その特徴は、第３の態様の改良されたシリコン浸透プロセスで説明されている。

【0167】

第６の態様、本発明はまた、ニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品を製造する方法であって、以下の製造工程を含むことを特徴とする方法。

【0168】

工程１：その第１の態様の工程１および工程２に従って、上記その第１の態様の工程２に記載の初期合金固体を製造する。ここで、ＴはＣｒを含み、ＭはＮｉを含み、０＜ａ≦４０％である。上記マトリックス相の平均組成は、主にＬａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１であり、上記分散粒子相の組成は、主にＮｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、上記Ｌａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＮｉは、金属間化合物によってＬａと結合しており、０＜ａ２≦１２％である。

【0169】

工程２：上記初期合金固体Ｌａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＬａは、元のＬａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＮｉの大部分が反応によって除去されないようにしながら、希酸溶液による脱合金化反応によって除去され、ナノ多孔質ＮｉとＮｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末を得る。

【0170】

工程３：ナノ多孔質Ｎｉと上記Ｎｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の複合粉末をプレス成形し、熱処理および焼結して、主成分組成がＦｅ_ｙ３Ｃｒ_ｚ３Ｎｉ_ａ３Ｄ_ｂ３Ｌａ_ｘ３のＮｉ含有量が高いいＦｅＣｒＮｉ粉末冶金製品を得る。ここで、ｘ３、ｙ３、ｚ３、ａ３およびｂ３は、それぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、０＜ｙ３＜ｙ２、０＜ｚ３＜ｚ２、０＜ａ２＜ａ３、０≦ｂ３≦ｂ２、および０＜ｘ３＜ｘ２である。

【0171】

その第１の態様に記載の初期合金溶融物の凝固中、マトリックス中のＮｉ元素に富むため、Ｆｅリッチ相分散粒子中のＮｉの原子百分率固溶量は一般に１２％を超えない。 一般に、Ｆｅ－Ｎｉ系高温合金中のＮｉ含有量は３０％～４０％である必要があるため、本発明の方法によりＮｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子中のＮｉ含有量を増加させることにより、高温合金の分野に適したＮｉ含有量が高いＦｅＣｒＮｉ粉末冶金製品を得ることができる。

【0172】

上記工程１において、
さらに、１８％≦ｘ≦８５％、１０％≦ｙ≦８１．８％、５％≦ａ≦４０％、２％≦ｚ≦３５％、０％≦ｂ≦１５％、４５％≦ｘ１≦１００％、０％≦ａ１≦５５％、５０％≦ｙ２≦８５％、４％≦ｚ２＜５０％である。

【0173】

さらに、上記Ｌａ_ｘ１Ｎｉ_ａ１マトリックス相中のＮｉが金属間化合物を介してＬａと結合する方法には、Ｌａ_３Ｎｉ金属間化合物、Ｌａ_７Ｎｉ_３金属間化合物、およびＬａＮｉ金属間化合物のうち少なくとも１つが含まれる。

【0174】

上記工程２において、
ＬａとＮｉはどちらも酸と反応できますが、希土類Ｌａの反応性が高く、金属間化合物は一般にＬａ含有量が多い。そのため、希酸の種類や濃度を調整することで、Ｌａは脱合金反応により腐食除去され、Ｎｉは必然的に少量腐食溶解するが、脱合金反応によりＮｉの大部分をナノ多孔質Ｎｉに保持することができる。一方、Ｎｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子相はＣｒを含み、耐食性に優れ、完全に保持することができる。

【0175】

さらに、上記ナノ多孔質Ｎｉストリップのサイズは２００ｎｍ未満である。

【0176】

本発明の脱合金反応後、ナノ多孔質Ｎｉは著しく断片化し、そのままのマトリックスとして保持することができないため、得られたナノ多孔質ＮｉとＮｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子との複合粉末において、Ｎｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子自由に分離されており、ナノ多孔質Ｎｉフラグメントと混合されているだけである。

【0177】

上記工程３において、
さらに、上記プレス成形と熱処理焼結は、順次行ってもよく、同時に行ってもよく、同時はホットプレス焼結である。

【0178】

さらに、上記熱処理焼結温度は、Ｎｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子の融点以下である。

【0179】

さらに、上記熱処理焼結温度が４００℃～１４００℃である。

【0180】

さらに、上記熱処理焼結温度が４００℃～１１００℃である。

【0181】

さらに、上記熱処理焼結温度が４００℃～９００℃である。

【0182】

さらに、上記熱処理焼結工程において、ナノ多孔質Ｎｉは、Ｎｉ含有量が低いＦｅ_ｙ２Ｃｒ_ｚ２Ｎｉ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２粒子に入り込み、その中に固溶し、その結果、Ｎｉ含有量が増加する。

【0183】

さらに、１０％＜ａ３である。さらに、１５％＜ａ３である。さらに、２０％＜ａ３である。さらに、３０％＜ａ３である。

【0184】

第７の態様、本発明はまた、その第６の態様に記載のニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の製造方法によって製造されることを特徴とするニッケル含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品に関する。その特徴は、第６の態様で詳細に説明されている。

【0185】

第８の態様、本発明はまた、その第６の態様の工程１および工程２によって製造されることを特徴とするナノ多孔質ＮｉとＮｉ含有量が低い鉄－クロム－ニッケル粒子の複合粉末に関する。その特徴は、第６の態様で詳細に説明されている。

【0186】

第９の態様、本発明はまた、第２の態様に記載の球状鉄合金粉末材料の、通常の粉末冶金、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリント、磁性材料、耐熱材料、高温合金、塗料、波動吸収材料などの分野のいずれかへの使用に関する。

【0187】

本発明の第１の態様および第２の態様に係る球状鉄合金粉末材料は、粉末冶金一般の分野において使用することができる。すなわち、上記粉末を圧縮して成形体にした後、焼結して対応する組成のバルク粉末冶金製品を製造するか、または上記粉末を他の粉末と混合してから圧縮して成形体にし、焼結して対応する配合組成のバルク粉末冶金製品を製造する。上記他の粉末としては、金属粉末、合金粉末、酸化物粉末、炭化物粉末、窒化物粉末、炭素粉末、セラミック粉末のうち少なくとも１つが挙げられる。

【0188】

金属射出成形（ＭＩＭ）の分野において、ＭＩＭ用粉末材料の理論的な最適粒径は０．５μｍ～１０μｍであるが、現在の技術的限界により、ＭＩＭに使用される粉末材料の粒径は一般的に１０μｍ以上、あるいは５０μｍ以上である。本発明に記載の方法は、０．５μｍ～１０μｍの粉末の製造に非常に適しており、粉末が微細であればあるほど、製造が容易である。したがって、本発明の第１の態様および第２の態様に関与する鉄合金粉末材料は、金属射出成形（ＭＩＭ）の分野での使用に非常に適している。ＭＩＭ技術と通常の粉末冶金技術との違いは、ＭＩＭは粉末と有機バインダーを使用して成形体を作成し、有機バインダーを除去した後、焼結して製品を得ることにより行われ、バインダーの除去により、焼結製品は成形体の体積に対して１０％～２０％収縮することである。

【0189】

３Ｄプリントの分野において、微粉末のレイアップ粉末を３Ｄプリントするには、粒径が１５μｍ～５３μｍ程度の球状粉末が必要である。本発明では、Ｆｅに固溶している元素の含有量が非常に多く、ＣｒやＶの含有量が非常に多い場合に、この粒径範囲の球状鉄合金粉末を得ることができ、さらに篩い分けすることにより、この粒径範囲の粉末を濃縮することができる。したがって、本発明の第１の態様および第２の態様に係る球状鉄合金粉末材料は、場合によっては３Ｄプリントの分野にも使用することができる。

【0190】

磁性材料の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係る球状鉄合金粉末材料は、軟磁性材料や硬磁性材料（永久磁石）にも使用することができる。例えば、Ｆｅ－Ｃｒ、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉを主成分とする粉末材料は軟磁性材料（例えば圧粉磁心）に、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｃｏを主成分とする粉末材料は硬磁性材料に使用することができる。

【0191】

さらに、本発明に係るＦｅ－ＣｒおよびＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉを主成分とする粉末材料を軟磁性材料として使用する場合には、圧粉磁心としての用途も含まれる。

【0192】

さらに、上記圧粉磁心は、Ｆｅ－Ｃｒ、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉを主成分とする粉末材料に絶縁被覆材を塗布した後、一定の温度でプレスすることにより製造される。さらに、上記プレス温度は室温～８００℃である。

【0193】

さらに、上記圧粉磁心中の絶縁被覆材の重量百分率が０．１％を超え１５％未満である。

【0194】

さらに、上記絶縁被覆材は樹脂を含む。好ましくは、上記絶縁被覆材は、シリコン樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂、ポリプロピレン、およびナイロンのうちの少なくとも１つを含む。

【0195】

耐熱材料の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係るＶ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉなどの高融点元素を含む球状鉄合金粉末材料、またはＡｌを含み、高温でアルミナを形成し得る球状鉄合金粉末材料、例えば、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ－（Ｖ／Ｗ／Ｍｏ／Ｔｉ）を主成分とする球状鉄合金粉末材料から製造された粉末材料または粉末冶金製品またはＭＩＭ製品は、耐熱特性を大幅に向上させることができ、耐熱材料として使用することができる。加熱炉、熱交換器、ファイバーバーナー、高温ガス濾過システムなどの工業用途の様々な局面において、特に排ガス触媒用のメタルハニカム担体として、鉄－クロム－アルミニウム冶金合金製品は、従来のセラミックハニカム担体よりも明らかな利点を持っている。

【0196】

高温合金の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係るＶ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉなどの高融点元素を含む球状鉄合金粉末材料、例えば、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ－（Ｖ／Ｗ／Ｍｏ／Ｔｉ）を主成分とする球状鉄合金粉末材料から製造された製品は、優れた耐高温性を有する。本発明の第１の態様および第２の態様に係るＶ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ等の高融点元素を含む球状鉄合金粉末材料の組成が、高温合金の組成と同一または近い場合には、高温合金の分野で使用することができる。

【0197】

塗料の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係る球状鉄合金粉末材料は、溶射塗料、樹脂系塗料、磁気遮蔽塗料を含む塗料の分野における主要成分として使用することができる。

【0198】

波動吸収材料の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係る球状鉄合金粉末材料は、波動吸収材料の分野における磁性金属粉末として使用することができる。

【0199】

第１０の態様、本発明はまた、第２の態様に記載の球状鉄合金粉末材料の、電熱材料分野への使用に関する。上記球状鉄合金粉材料は、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌを主成分とする。

【0200】

電熱材料の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係るＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ－（Ｖ／Ｗ／Ｍｏ／Ｔｉ）を主成分とする粉末材料は、粉末冶金技術によって製造に加工されると、優れた電熱材料となる。例えば、上記Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ－（Ｖ／Ｗ／Ｍｏ／Ｔｉ）を主成分とする粉末材料から製造された鉄－クロム－アルミニウム電熱合金素子は、使用温度が１４００℃以上に達することができる。Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌを主成分とする合金はアルミニウムを多く含むため、抵抗率が高く、最大値は１．６μΩ・ｍに達する。高い抵抗率により、電気エネルギーを効果的に熱エネルギーに変換できる。同時に、鉄クロムアルミ合金の価格は安く、ニッケルクロム合金の２０％～２５％しかないため、大量に使用できる条件が整っている。また、耐熱性が良く、比重が低く、耐高温酸化性に優れているため、生産や生活のあらゆる場面で幅広く使用されている。例えば、生活の分野では、ＦｅＣｒＡｌ粉末冶金合金が適用される発熱体には、電気ストーブワイヤー、電気ストーブロッド、調理プレート、ラジエーター、トースター、電子レンジ、給湯器、洗濯機、ボイラー、自動車の精密抵抗素子などがある。

【0201】

第１１の態様、本発明はまた、第４の態様に記載のＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－ケイ素粉末材料の、磁性材料への使用に関する。

【0202】

さらに、本発明の第４の態様に係るＳｉ含有量が高い球状鉄－クロム－ケイ素粉末材料を軟磁性材料として使用する場合には、圧粉磁心としての用途も含まれる。

【0203】

さらに、上記圧粉磁心は、Ｓｉ含有量が高い球状鉄－クロム－ケイ素粉末材料に絶縁被覆材を塗布した後、一定の温度でプレスすることにより製造される。さらに、上記プレス温度は室温～８００℃である。

【0204】

さらに、上記圧粉磁心中の絶縁被覆材の重量百分率が０．１％を超え１５％未満である。

【0205】

さらに、上記絶縁被覆材は樹脂を含む。好ましくは、上記絶縁被覆材は、シリコン樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂、ポリプロピレン、およびナイロンのうちの少なくとも１つを含む。

【0206】

第１２の態様、本発明はまた、第７の態様に記載のＮｉ含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の、高温合金への使用に関する。

【0207】

高温合金には、主にニッケル基高温合金、鉄基高温合金、ニッケル－鉄基高温合金が含まれ、本発明の第７の態様に係るＮｉ含有量が高い鉄－クロム－ニッケル粉末冶金製品の組成が高温合金の組成と同じか近い場合、高温合金の分野で使用することができる。

【0208】

第１３の態様、本発明はまた、その第１の態様の工程１および工程２の初期合金固体を製造する方法によって製造されることを特徴とする合金固体に関する。その特徴は、第１の態様で詳細に説明されている。

【0209】

その具体的な特徴は、以下の工程によって製造されることを含む。

【0210】

工程１：初期合金原料を選択し、初期合金組成比に従って初期合金原料を溶解し、均質な初期合金溶融物を得る。上記初期合金溶融物の主成分は、Ｌａ_ｘＦｅ_ｙＴ_ｚＭ_ａＤ_ｂであり、ここで、Ｔは、Ｃｒ、Ｖのうち少なくとも１つを含み、Ｍは、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、Ｄは、Ｍｏ、Ｗ、およびＴｉのうち少なくとも１つを含み。ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｂは、対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、かつ１８％≦ｘ≦９５．８％、４％≦ｙ≦８１．８％、０．１％≦ｚ≦３５％、０≦ａ≦４０％、０≦ｂ≦１５％である。

【0211】

工程２：上記初期合金溶融物を急速凝固法により初期合金固体に凝固させる。上記初期合金固体の凝固組織は、マトリックス相および分散粒子相を含み、上記マトリックス相は、上記分散粒子相の融点よりも低い融点を有し、上記分散粒子相は、上記マトリックス相に内包され、上記凝固組織中のマトリックス相の体積百分率含有量は４０％以上である。上記マトリックス相の平均組成は主にＬａ_ｘ１Ｍ_ａ１であり、上記分散粒子相の組成は主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２は、対応する構成元素の原子百分率含有量を表し、かつ４５％≦ｘ１≦１００％、０％≦ａ１≦５５％、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、および０＜ｘ２≦５％である。上記分散粒子相は、かなりの量の球状または球状に近い分散粒子相を含み、球状または球状に近い分散粒子相の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、上記分散粒子相の粒径は５ｎｍ～５０μｍである。

【0212】

さらに、工程１における上記初期合金溶融物の組成は、非金属不純物元素も含み、上記非金属不純物元素には、Ｏ、Ｎ、Ｈ、Ｐ、Ｓ、およびＣｌのうちの少なくとも１つが含まれる。上記非金属不純物元素は、初期合金溶融物中の原子百分率含有量が０より大きく１０％未満である。工程２における上記Ｆｅリッチ分散粒子相の形成中に、上記非金属不純物元素がＬａリッチマトリックス相に富化され、それによりＦｅリッチ分散粒子相が精製される。すなわち、Ｆｅリッチ分散粒子相中の上記非金属不純物元素の原子百分率含有量は、初期合金溶融物中の上記非金属不純物元素の原子百分率含有量よりも低く、上記Ｆｅリッチ分散粒子相中の非金属不純物元素の原子百分率含有量が１．５％未満である。

【0213】

第１４の態様、本発明はまた、第２の態様に記載の球状鉄合金粉末材料の、磁性流体分野への使用に関する。

【0214】

上記球状鉄合金粉末材料の特徴は、その第１の態様および第２の態様で詳細に説明されている。上記球状鉄合金粉材料の特徴としては、以下のものが挙げられる：上記球状鉄合金粉材料の主成分は、Ｆｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、０＜ｘ２≦５％である。上記球状鉄粉末粒子は、主に球状または球状に近い形状であり、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部は、特定の樹枝状の特徴を含む。上記鉄合金粉末粒子の粒径は、５ｎｍ～１００ｎｍであり、ＴはＣｒおよびＶのうち少なくとも１つを含み、ＭはＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、ＤはＭｏ、Ｗ、およびＴｉを含む。ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２、ｂ２は、それぞれ対応する構成元素の原子含有率含有量を表す。

【0215】

好ましくは、上記球状鉄合金粉末粒子の粒径範囲は、５ｎｍ～５０ｎｍである。

【0216】

さらに好ましくは、上記球状鉄合金粉末粒子の粒径範囲は、５ｎｍ～２５ｎｍである。

【0217】

さらに、５０％≦ｙ２≦９５％である。

【0218】

さらに、１％≦ｚ２＋ｂ２＜５０％である。さらに、２％≦ｚ２＋ｂ２＜５０％である。さらに、３％≦ｚ２＋ｂ２＜５０％である。

【0219】

さらに、１％≦ｚ２＜５０％である。さらに、２％≦ｚ２＜５０％である。さらに、３％≦ｚ２＜５０％である。

【0220】

磁性流体の分野において、本発明の第１の態様および第２の態様に係る鉄合金粉末粒子を使用することができる。具体的には、上記鉄合金粉末粒子を、キャリア流体および界面活性剤と混合して磁性流体を得ることを含む。

【0221】

さらに、上記キャリア流体は、水、エタノール、炭水化物、脂肪、二塩基性脂肪、水銀のうちの少なくとも１つを含む。

【0222】

さらに、上記界面活性剤は、オレイン酸、ポリビニルピロリドン、ポリエチレングリコール、エチレングリコール、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウムのうちの少なくとも１つを含む。

【0223】

磁性流体用磁性固体粒子として、その粒径は一般的にナノスケールであることが要求される。Ｆｅは最も優れた磁性材料の一つであるが、ナノＦｅ粒子を磁性流体用磁性固体粒子として使用する場合、ナノＦｅ粒子は非常に酸化されやすく、性能が不安定になり、うまく適用することが難しくなる。本発明は、製造された球状Ｆｅ合金粉末粒子の固溶体が一定量の耐食性Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ元素を含有する場合、この問題をよく解決し、球状化をより明確にするだけでなく、ナノＦｅ合金粉末粒子の耐食性を著しく向上させる。この耐食性の向上により、ナノＦｅ合金粉末粒子を保持したまま、酸腐食液により合金中のマトリックスを固体として除去することが可能となり、同時に耐食性ナノＦｅ合金粉末粒子を磁性流体用磁性固体粒子として応用することが可能となる。

【0224】

第１５の態様、本発明はまた、以下の特徴を含むコロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子に関する。上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の主成分はＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２であり、ここで、５０％≦ｙ２≦９８％、０．２％≦ｚ２＜５０％、０％≦ａ２≦３０％、０％≦ｂ２≦３５％、および０＜ｘ２≦５％であり、ＴはＣｒおよびＶのうち少なくとも１つを含み、ＭはＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、ＤはＭｏ、Ｗ、およびＴｉのうち少なくとも１つを含み、Ｌａは希土類Ｌａであり、Ｌａは主にＦｅ_ｙ２Ｔ_ｚ２Ｍ_ａ２Ｄ_ｂ２Ｌａ_ｘ２の主成分を有するコロナウイルス形状の球状鉄合金粉粒子中に固溶して存在し、ｘ１、ａ１、ｘ２、ｙ２、ｚ２、ａ２およびｂ２はそれぞれ対応する構成元素の原子百分率含有量を表す。上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子は、本体部分と付属部分とを含み、本体部分は球形または球形に近い球体であり、付属部分は、本体部分の球体の表面上にその場で成長した複数の突起であり、球状鉄合金粉末粒子はコロナウイルスに類似する形状を有し、その付属部分の複数の突起はコロナウイルスの形状の複数の王冠突起に対応する。上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の本体部分の直径は２０ｎｍ～５０μｍであり、付属部分の突起の高さは本体部分球体の直径の０．３倍未満である。

【0225】

さらに、上記単一のコロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子上の突起の数は５を超える。

【0226】

さらに、上記単一のコロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子上の突起の数は１０を超える。

【0227】

さらに、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の主本体部分球体の直径範囲は、５０ｎｍ～１５μｍである。

【0228】

さらに、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の主本体部分球体の直径範囲は、２００ｎｍ～１０μｍである。

【0229】

さらに、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の主本体部分球体の直径範囲は、２００ｎｍ～５μｍである。

【0230】

さらに、上記付属部分の任意の単一の突起は、一つ以下の結晶粒から構成されており、その結晶粒の結晶構造及び結晶面方位は、それに接続される球体部分の結晶構造及び結晶面方位と同じである。

【0231】

さらに、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の主本体部分および付属部分は、いずれも大きな単結晶に属する。

【0232】

上記本体部分と上記付属部分との接合位置における結晶構造および結晶面方位は、上記本体部分と上記付属部分との両方において一致していることから理解できる。従って、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の本体部分球状体および複数の付属部分凹凸は、いずれも１つの大きな単結晶に属すると考えられる。

【0233】

さらに、付属部分の突起の高さは本体部分球体の直径の０．２倍未満である。

【0234】

さらに、上記突起は樹枝状突起である。すなわち、突起は球状粒子から樹枝状粒子への移行のための優先成長点である。あるいは、球状粒子がある段階まで成長した後、球状表面のある部分に優先成長点が現れ、その成長点の本来の結晶構造および結晶面方位に従って突起として優先的に成長し続けるようになると理解することができる。

【0235】

さらに、上記突起の付属部分の直径は、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の本体部分球体の直径の０．２５倍未満である。

【0236】

さらに、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末粒子の形態的特徴は、実施形態における図３、図１１、図１２、および図１５に示すコロナウイルス形状の球状粒子の形状を参照することができる。

【0237】

さらに、上記コロナウイルス形状の球状鉄合金粉末材料は、その第１態様に記載の方法によって製造される。

【0238】

具体的に、本発明は以下の有益な効果を有する。

【0239】

第一、Ｌａリッチマトリックス相中の耐食性、耐酸化性の球状または球状に近いＦｅリッチ分散粒子相の析出とその後の分離は、Ｔ元素の添加設計によって達成される。Ｔ元素の選択には、いくつかの独創的な特徴がある。Ｔ元素は、Ｆｅと完全に混和性であり、大量に添加することができる。Ｔ元素は、Ｆｅと同様に、Ｌａとの金属間化合物を生成せず、Ｌａリッチ相にはほとんど進入せず、Ｆｅリッチ分散粒子相にのみ進入する。固溶体中にＴ元素が存在すると、Ｆｅリッチ分散粒子相は球状化する傾向があり、これが球状または球状に近いＦｅ合金粉末を製造するための鍵となる。Ｔ元素とＤ元素は完全に混和性であり、ＦｅへのＤ元素の固溶度が１０－２０％の場合、Ｔ元素の存在により、Ｆｅリッチ分散粒子相は、より多くのＤ元素をより容易に固溶させることができる。Ｔ元素のＣｒ、ＶはＦｅ合金中の耐食性元素であり、Ｆｅリッチ分散微粒子相に入ることにより、Ｆｅリッチ分散粒子相の耐食性と耐酸化性が大幅に向上し、酸腐食反応や酸化粉化分離によりＬａリッチマトリックス相からＦｅリッチ分散粒子相を分離することが可能となる。そうでなければ、特に粒子相が比較的小さい場合、単純なＦｅ相も酸と反応しやすく、酸化しやすい。

【0240】

第二、球状または球状に近いＦｅ合金粉末は、有益な希土類元素を直接固溶している。Ｆｅ合金中の希土類元素の添加は、材料の性能にプラスの効果をもたらす。例えば、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ電熱合金に少量の希土類元素を添加すると、電熱合金の性能が向上する。工業的には、Ｆｅ合金に希土類元素を添加するが、希土類元素は酸化されやすいため、希土類元素を少量添加すると、一般に希土類元素は合金中の酸素などの不純物と結合し、酸化物粒子の形で合金中に不均一に存在するため、合金の性能向上には限界がある。しかし、本発明の初期合金溶融物は、Ｌａを多量に含むため（Ｌａリッチマトリックス相の体積百分率含有量が４０％以上である）、合金溶融物中の酸素は主にＬａリッチマトリックス相に存在し、少量のＬａは球状または球状に近いＦｅ合金粉末中に固溶する。このＬａは、Ｆｅ合金粉末中に原子状態で均質に固溶しており、厳密に合金化された希土類元素であり、材料の特性により良い影響を与える。Ｆｅ合金粉末中に固溶した希土類元素（Ｌａ）の存在は、本発明によって製造される鉄合金粉末材料の重要な特徴の１つである。

【0241】

第三、本発明は、球状または球状に近い粒子を主成分とする超微粒子Ｆｅ合金粉末材料を製造することを実現した。球状または球状に近いＦｅ合金粒子は、流動性、均質性、緻密な粉末積層に優れるため、粉末冶金、粉末溶射、粉末塗料、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリントなどの応用分野の主要原料となる。現在、球状Ｆｅ合金粉末材料は化学的方法では製造できず、主にアトマイズ法、つまり液体金属や合金を高速流体で直接粉砕して金属粉末を得る方法でしか製造できない。しかし、アトマイズ法の噴霧能力の限界のため、一般に１０μｍ～１５０μｍの球状Ｆｅ合金粉末の製造にしか適さない。１０μｍ以下、特に１μｍ前後の球状Ｆｅ合金粉末材料に対しては、アトマイズ法の製造は困難または不可能である。本発明で提供される技術的解決策は、ナノスケールから数ミクロンの粒径の超微細球状Ｆｅ合金粉末材料の製造を達成し、そのような超微細球状Ｆｅ合金粉末材料を大規模かつ低コストで得ることができ、これは応用上明白な積極的な意義がある。

【0242】

第四、製造された球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部は、凸状の短い樹枝状特性を含む。粉末冶金、特にＭＩＭの場合、粗製品の強度は通常の生産における重要な要素の１つである。例えば、金属射出成形によるＭＩＭブランク製品は、金属粉末と有機バインダーを加圧し、有機バインダーを除去することによって得られる。ＭＩＭブランク製品は焼結時の収縮により高強度の製品となり、有機バインダーを除去した後、焼結する前に、ＭＩＭブランク製品の形状を維持するには、粒子間の機械的結合に依存する必要がある。金属粉末がすべて理想球形粒子である場合、理想球形粒子間の機械的摩擦結合力が非常に弱く、ブランク製品が崩れやすくなる。本発明では、球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部が、凸状の短い樹枝状特性を有しており、この特徴は粒子の球形度にはほとんど影響しないが、粒子間の機械的結合または摩擦を大きく向上させ、それによってブランク品の強度を高めることができる。すべての粒子がこの凸状の短い樹枝状特性を持っている場合、球状粒子の粉体流動性に影響を与えることになる。本発明で製造される鉄合金粉末粒子は、この凸状の短い樹枝状特性が、製造された球状または球状に近い鉄合金粉末粒子の一部の表面にのみ現れるという点で適している。したがって、一部の球状鉄合金粉末粒子上の突出した短い樹枝状は、本発明によって製造されたＦｅ合金粉末のもう１つの重要な特徴である。

【0243】

第五、Ｆｅリッチ分散粒子相の形成過程で、同時にＦｅリッチ分散粒子相を精製される。Ｏ、Ｎ、Ｈ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌなどの不純物元素を含む原料、またはそれより低い純度の原料で初期合金を製造した場合、または初期合金の製造中に上記の不純物が溶融物中に混入した場合、最終的に上記不純物の含有量の少ないＦｅリッチな分散粒子相を得ることには影響せず、さらに、上記不純物の含有量の少ない球状鉄合金粉材料を得ることができる。これは、原料中の上記不純物元素や合金溶融物の初期凝固過程で溶融物中に導入された上記不純物元素の大部分がＬａリッチマトリックス相に捕獲された後、マトリックス相中に侵入するため、Ｆｅリッチ分散粒子相を精製することができるからである。

【0244】

第六、単結晶粒子を主体とする鉄合金粉末材料を得ることができる。多結晶粉末と比較して、単結晶粉末は多くの重要かつ有益な効果を持つことができる。初期の合金溶融物の凝固プロセス中に、各内因性粒子が溶融物中の特定の位置から核生成し、特定の原子配列に従って成長する。マトリックス相の体積百分率含有量を制御し、各内因性粒子を確実に分散させることにより、各内因性分散粒子同士の結合や絡み合いが困難になる。その結果、得られる各Ｆｅリッチ分散粒子相は、一般に単結晶相となる。また、球状粒子上でさらに凸状の短い樹枝状が成長したとしても、球状粒子表面の一定の結晶方向に従って成長する。つまり、球状粒子と凸状の短い樹枝状は１つの結晶粒となる。多結晶材料の場合、その粒界には一般に凝固時に結晶外に排出される不純物元素が含まれやすく、高純度の多結晶粉末材料を得ることは困難である。また、粉末材料が単結晶粒子を主成分とする場合、その純度は確実に保証される。さらに、単結晶粒子の表面の原子は（１１１）面配列などの特定の配列を有しており、この特定の配列により材料に特別な機械的、物理的、化学的特性が与えられ、有益な効果が得られる。

【0245】

従って、本発明は、Ｌａ、Ｆｅを主成分とする合金溶融物にＴ元素、Ｍ元素およびＤ元素を精緻な設計によって取り込むことにより、球状または球状に近いＦｅリッチ分散粒子相にＴ元素、Ｍ元素、Ｄ元素およびＬａの固溶合金化が達成され、球状または球状に近いＦｅリッチ分散粒子相の耐食性および耐酸化性が改善され、不純物含有量が低減された。Ｌａリッチマトリックス相を除去することにより、数百ナノメートルから数マイクロメートルの粒径を有する超微粒子球状鉄合金粉末材料が得られ、粉末冶金、金属射出成形（ＭＩＭ）、３Ｄプリント、磁性材料、耐熱材料、高温合金、塗料、電熱材料、波動吸収材料などの分野において良好な応用の見通しがある。

【0246】

説明：本発明の第１態様から第１４の態様において、ＴはＣｒおよびＶのうち少なくとも１つを含み、ＭはＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、およびＳｉのうち少なくとも１つを含み、ＤはＭｏ、Ｗ、およびＴｉのうち少なくとも１つを含む。

【図面の簡単な説明】

【0247】

【図1】本発明の実施例１に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図2】本発明の実施例１で製造された鉄合金粉末材料のＳＥＭ形態写真である。

【図3】本発明の実施例２に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図4】本発明の実施例２に記載の初期合金凝固組織のマトリックスの後方散乱高倍率ＳＥＭ形態写真である。

【図5】本発明の実施例３に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図6】本発明の実施例３に記載の初期合金凝固組織のマトリックスの後方散乱高倍率ＳＥＭ形態写真である。

【図7】本発明の実施例４に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図8】本発明の実施例５に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図9】本発明の実施例６に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図10】本発明の実施例７に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図11】本発明の実施例８に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図12】本発明の実施例８で製造された鉄合金粉末材料のＳＥＭ形態写真である。

【図13】本発明の実施例１０に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図14】本発明の実施例１１に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図15】本発明の実施例１１で製造された鉄合金粉末材料のＳＥＭ形態写真である。

【図16】本発明の実施例１２に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図17】本発明の実施例１３に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図18】本発明の実施例１３で製造された鉄合金粉末材料のＳＥＭ形態写真である。

【図19】本発明の実施例１４に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図20】本発明の実施例１５に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図21】本発明の実施例１６に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図22】本発明の実施例１６で製造された鉄合金粉末材料のＳＥＭ形態写真である。

【図23】本発明の比較例１に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図24】本発明の比較例１に記載の鉄リッチデンドライトのＳＥＭ形態写真である。

【図25】本発明の比較例２に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図26】本発明の比較例３に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図27】本発明の比較例４に記載の初期合金凝固組織の後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【図28】本発明の比較例４に記載の初期合金凝固組織の高倍率後方散乱ＳＥＭ形態写真である。

【発明を実施するための形態】

【0248】

以下、具体的な実施例により本発明をさらに説明する。なお、以下に説明する実施例は、本発明の理解を容易にすることを意図しているが、決して本発明を限定することを意図していない。

【0249】

実施例１

【0250】

市販のＬａ、ＦｅおよびＣｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４１Ｃｒ_９の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４１Ｃｒ_９の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約５ｍｍの初期合金板を形成した。初期合金板の凝固組織は、図１に示すように、Ｆｅ_７９Ｃｒ_２０Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とするマトリックス相を含み、マトリックス相の体積百分率含有量は６５％以上であり、分散粒子相の中に、ＣｒとＬａが固溶しており、分散粒子相は、球状粒子相と樹枝状粒子相を含み、かつ球状粒子相の体積百分率含有量は５０％以上であり、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～６０μｍであった。

【0251】

初期合金板中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７９Ｃｒ_２０Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、球状粒子および樹枝状粒子を含み、球状粒子の体積百分率含有量は５０％以上であり、上記球状粒子の粒径は、図２に示すように、１５ｎｍ～６０μｍの範囲であった。球状または球状に近い粒子相の一部は、図２の挿入図に示すように、球状粒子上に小さなデンドライト凸構造など、特定の樹枝状特徴を含む。製造された鉄合金粉末材料は、一般粉末冶金および金属射出成形（ＭＩＭ）の分野で使用することができる。

【0252】

実施例２

【0253】

市販のＬａ、ＦｅおよびＣｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４１Ｃｒ_９の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４１Ｃｒ_９の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約５００Ｋ／ｓの冷却速度で、フリングストリップ法により、凝固させて、厚さ約２００μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、図３に示すように、Ｆｅ_７７Ｃｒ_２２Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は６５％以上であり、分散粒子相のほとんどは球状粒子であり、球状粒子相の一部は、図３の挿入図に示すように、球状粒子上に小さなデンドライト凸構造など、特定の樹枝状特徴を含む。上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。図３のマトリックス相を拡大すると、図４に示すように、内部にいくつかのナノ球状粒子も見られる。

【0254】

初期合金ストリップ中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希硫酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７７Ｃｒ_２２Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、ほぼ全体が球状粒子であり、球状粒子相の一部は、特定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。製造された粉末材料は、一般粉末冶金および金属射出成形（ＭＩＭ）の分野で使用することができる。

【0255】

実施例３

【0256】

市販のＬａ、ＦｅおよびＶ原料を用いて、公称組成Ｌａ_６７Ｆｅ_３０Ｖ_３の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_６７Ｆｅ_３０Ｖ_３の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約５００μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、図５に示すように、Ｆｅ_８８．５Ｖ_９Ｌａ_１．５を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相のほとんどは球状粒子であり、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～５μｍであった。図５のマトリックス相を拡大すると、図６に示すように、内部にナノ球状粒子がいくつか見られ（ナノ球状粒子以外のものは実質的なマトリックス相である）、少数の粒子相は樹枝状粒子相であった。

【0257】

初期合金ストリップ中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_８８．５Ｖ_９Ｌａ_１．５を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、主に球状粒子であり、少数の粒子相のみが樹枝状粒子であり、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～５μｍであった。

【0258】

実施例４

【0259】

市販のＯ不純物を多く含む低純度Ｌａ、低純度Ｆｅ、低純度Ｖ、低純度Ｃｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_６７Ｆｅ_３０Ｃｒ_３Ｖ_３の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_６５Ｆｅ_３０Ｃｒ_３Ｖ_３Ｏ_２の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図７に示すように、Ｆｅ_８２．３Ｖ_８Ｃｒ_８Ｌａ_１．５Ｏ_０．２を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とする酸素不純物富化のマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に球状で、少量の樹枝状結晶を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１５μｍであり、一部の球状粒子相には特定の樹枝状特徴が含まれた。

【0260】

初期合金厚帯中のＬａリッチマトリックス相を０．２ｍｏｌ／Ｌ希硝酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_８２．３Ｖ_８Ｃｒ_８Ｌａ_１．５Ｏ_０．２を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料の形状は、主に球状であり、少量の樹枝状形状を含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～１５μｍであった。

【0261】

実施例５

【0262】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｃｒ_０．５Ｍｏ_９．５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｃｒ_０．５Ｍｏ_９．５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図８に示すように、Ｆｅ_７８Ｍｏ_２０Ｃｒ_１Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に球状であり、上記球状分散粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１５μｍであり、かつ一部の球状粒子相には特定の樹枝状特徴が含まれた。

【0263】

初期合金厚帯中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７８Ｍｏ_２０Ｃｒ_１Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、主に球状粒子形状であり、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～１５μｍであった。

【0264】

実施例６

【0265】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_３４Ｆｅ_４０Ｃｒ_２．５Ｓｉ_２３．５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_３４Ｆｅ_４０Ｃｒ_２．５Ｓｉ_２３．５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約５ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図９に示すように、Ｆｅ_８５．２Ｃｒ_８Ｓｉ_６Ｌａ_０．８を主成分とする黒色分散粒子相と、Ｌａ_６４Ｓｉ_３６を主成分とする白色マトリックス相と、Ｌａ_３４Ｓｉ_３３Ｆｅ_３３を主成分とする灰色マトリックス相とを含み、これら２つのマトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相の形状は主に球状に近いであり、上記球状に近い粒子相の粒径範囲は５０ｎｍ～５μｍであった。

【0266】

初期合金厚帯中のＬａ_６４Ｓｉ_３６マトリックス相とＬａ_３４Ｓｉ_３３Ｆｅ_３３マトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸と１ｍｏｌ／Ｌフッ化水素酸混合溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_８５．２Ｃｒ_８Ｓｉ_６Ｌａ_０．８を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料の形状は主に球状に近いであり、上記球状に近い粒子の粒径範囲は５０ｎｍ～５μｍであった。製造された粉末材料は、圧粉磁心などの磁性材料の分野で使用することができる。

【0267】

実施例７

【0268】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_３４Ｆｅ_４０Ｃｒ_２．５Ｓｉ_２３．５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_３４Ｆｅ_４０Ｃｒ_２．５Ｓｉ_２３．５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^５Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１００μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、図１０に示すように、Ｆｅ_８２．５Ｃｒ_８Ｓｉ_８Ｌａ_１．５を主成分とする黒色分散粒子相と、Ｌａ_６０Ｓｉ_２０Ｆｅ_２０を主成分とする平均組成のマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に微細な球状であり、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～２μｍであった。

【0269】

初期合金ストリップ中のＬａ_６０Ｓｉ_２０Ｆｅ_２０を主成分とする平均組成のマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸と１ｍｏｌ／Ｌフッ化水素酸混合溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_８２．５Ｃｒ_８Ｓｉ_８Ｌａ_１．５を主成分とするＳｉを含む分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料の形状は主に球状に近いであり、上記球状に近い粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～２μｍであった。製造された粉末材料は、圧粉磁心などの磁性材料の分野で使用することができる。

【0270】

実施例８

【0271】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｃｒ_５Ｓｉ_５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｃｒ_５Ｓｉ_５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図１１に示すように、Ｆｅ_８６Ｃｒ_１２Ｓｉ_１Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_９２Ｓｉ_８を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に球状であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～４０μｍであった。

【0272】

初期合金ストリップ中のＬａＳｉマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸、０．１ｍｏｌ／Ｌ希硝酸、０．５ｍｏｌ／Ｌフッ化水素酸（フッ化水素酸はＳｉを除去することができる）混合溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_８６Ｃｒ_１２Ｓｉ_１Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。図１２に示すように、上記分散鉄合金粉末材料は主に球状であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～４０μｍであった。

【0273】

実施例９

【0274】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４１Ｃｒ_４Ｓｉ_５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４１Ｃｒ_４Ｓｉ_５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約５００μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、Ｆｅ_９０．５Ｃｒ_８Ｓｉ_０．５Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_９４Ｓｉ_６を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に球状であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。

【0275】

初期合金ストリップのＬａＳｉマトリックス相中のＬａを０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸による脱合金反応により腐食除去し、同時に、Ｓｉの大部分は保持され（Ｓｉは一般に希塩酸と反応しない）、Ｆｅ_９０．５Ｃｒ_８Ｓｉ_０．５Ｌａ_１を主成分とする鉄合金粉末とナノ多孔質Ｓｉの複合粉末を得た。上記ナノ多孔質Ｓｉは断片化された多孔質構造であり、鉄合金粉末材料は主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。

【0276】

球状鉄合金粉末とナノ多孔質Ｓｉの複合粉末をプレス成形した後、１０００℃で４時間真空固体シリコン浸透を行い、粉末を分散させて約Ｆｅ_８２Ｃｒ_７Ｓｉ_１０Ｌａ_１の組成を有するＳｉ含有量が高い鉄－クロム－ケイ素粉末を得た。

【0277】

製造されたＳｉ含有量が高い鉄－クロム－ケイ素粉末は篩分けされ、粒径３μｍ～１０μｍに選別され、圧粉磁心などの軟磁性材料の分野で使用できる。

【0278】

実施例１０

【0279】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ原料を用いて、公称組成Ｌａ_４５Ｆｅ_２７．５Ｃｒ_７．５Ａｌ_２０の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_４５Ｆｅ_２７．５Ｃｒ_７．５Ａｌ_２０の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図１３に示すように、Ｆｅ_７２Ｃｒ_２０Ａ_ｌ７Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_７５Ａｌ_２５を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に球状であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。

【0280】

初期合金厚帯中のＬａ_７５Ａｌ_２５マトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７２Ｃｒ_２０Ａｌ_７Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。製造された粉末材料は、電熱合金、耐熱合金、および耐熱塗料の分野で使用することができる。

【0281】

実施例１１

【0282】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ原料を用いて、公称組成Ｌａ_４５Ｆｅ_２７．５Ｃｒ_７．５Ａｌ_２０の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_４５Ｆｅ_２７．５Ｃｒ_７．５Ａｌ_２０の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^４Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１５０μｍの初期合金薄帯を形成した。初期合金薄帯の凝固組織は、図１４に示すように、Ｆｅ_７１Ｃｒ_２１Ａ_ｌ７Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_７５Ａｌ_２５を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が球状であり、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は５ｎｍ～５μｍであった。

【0283】

初期合金厚帯中のＬａ_７５Ａｌ_２５マトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７１Ｃｒ_２１Ａｌ_７Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、図１５に示すように、ほぼ全体が球状であり、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、図１５の挿入図に示すように、上記球状粒子の粒径範囲は５ｎｍ～５μｍであった。製造された粉末材料は、電熱合金、耐熱合金、および耐熱塗料の分野で使用することができる。

【0284】

実施例１２

【0285】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｏ原料を用いて、公称組成Ｌａ_３８Ｆｅ_２５Ｃｒ_１０Ａｌ_２５Ｍｏ_２の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_３８Ｆｅ_２５Ｃｒ_１０Ａｌ_２５Ｍｏ_２の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約５００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図１６に示すように、Ｆｅ_６０Ｃｒ_２５Ａｌ_８Ｍｏ_６Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_５０Ａｌ_５０（灰色スレートおよび繊維状相）およびＬａ_７５Ａｌ_２５（白色相）を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相は主に球状であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～４０μｍであった。

【0286】

初期合金厚帯中のＬａ_５０Ａｌ_５０とＬａ_７５Ａｌ_２５マトリックス相を１ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_６０Ｃｒ_２５Ａｌ_８Ｍｏ_６Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～４０μｍであった。製造された粉末材料は、電熱合金、耐熱合金、および耐熱塗料の分野で使用することができる。Ｍｏの存在により、上記粉末材料はより高い耐熱性と耐食性を有する。

【0287】

実施例１３

【0288】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｏ原料を用いて、公称組成Ｌａ_２７．５Ｆｅ_３７．５Ｃｒ_１０Ｃｏ_２５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_２７．５Ｆｅ_３７．５Ｃｒ_１０Ｃｏ_２５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図１７に示すように、Ｆｅ_６３Ｃｒ_１９Ｃｏ_１７Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_６０Ｃｏ_４０を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は５０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が球状であり、樹枝状形状は少数しか含まず、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～６μｍであった。

【0289】

初期合金厚帯中のＬａ_６０Ｃｏ_４０マトリックス相を１ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_６３Ｃｒ_１９Ｃｏ_１７Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、図１８に示すように、主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～６μｍであった。製造された粉末材料は磁性材料の分野で使用することができる。

【0290】

実施例１４

【0291】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_２７．５Ｆｅ_３７．５Ｃｒ_１０Ｎｉ_２５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_２７．５Ｆｅ_３７．５Ｃｒ_１０Ｎｉ_２５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図１９に示すように、Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_９Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_５０Ｎｉ_５０およびＬａ_７５Ｎｉ_２５を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の総体積百分率含有量は５０％以上であり、分散粒子相は主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子を含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～５０μｍであった。

【0292】

初期合金厚帯中のＬａ_５０Ｎｉ_５０およびＬａ_７５Ｎｉ_２５マトリックス相を１ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_９Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～５０μｍであった。

【0293】

実施例１５

【0294】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_３５Ｆｅ_３６Ｃｒ_１０Ｎｉ_１５Ｍｏ_１Ｔｉ_２の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_３５Ｆｅ_３６Ｃｒ_１０Ｎｉ_１５Ｍｏ_１Ｔｉ_２の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ６ｍｍ、直径１２ｍｍのボタンインゴットを形成した。初期合金ボタンインゴットの凝固組織は、図２０に示すように、Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_３Ｍｏ_２Ｔｉ_４Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_８１Ｎｉ_１９（Ｌａ相とＬａ_３Ｎｉ相からなる）を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の総体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が球状であり、樹枝状形状は少数しか含まず、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～５０μｍであった。

【0295】

初期合金ボタンインゴット中のＬａ_８１Ｎｉ_１９マトリックス相を１ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、耐腐食性分散粒子相は保持され、Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_３Ｍｏ_２Ｔｉ_４Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～５０μｍであった。

【0296】

実施例１６

【0297】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ原料を用いて、公称組成Ｌａ_２７．５Ｆｅ_３７．５Ｃｒ_１０Ｎｉ_２５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_２７．５Ｆｅ_３７．５Ｃｒ_１０Ｎｉ_２５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約５０００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約２００μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、図２１に示すように、Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_９Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａ_６０Ｎｉ_４０を主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の総体積百分率含有量は５０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が球状であり、樹枝状形状は少数しか含まず、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～６μｍであった。

【0298】

初期合金ストリップ中のマトリックス相のＬａを０．２ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液による脱合金反応により腐食除去し、同時に、ナノ多孔質Ｎｉの一部は保持され、Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_９Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末とナノ多孔質Ｎｉの複合粉末を得た。図２２に示すように、球状粒子の外側のフロックはナノ多孔質Ｎｉであり、鉄合金粉末材料は主に球状粒子であり、少量の樹枝状粒子も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～６μｍであった。

【0299】

Ｆｅ_７０Ｃｒ_２０Ｎｉ_９Ｌａ_１を主成分とする球状鉄合金粉末材料とナノ多孔質Ｎｉの複合粉末を１００ＭＰａでビレットにプレス成形した後、保護雰囲気中で１３００℃、４時間の熱処理を行い、約Ｆｅ_５２Ｃｒ_１５Ｎｉ_３３Ｌａ_１の検出組成を有するＮｉ含有量が高い鉄－クロム－ニッケル高温合金製品を得た。

【0300】

実施例１７

【0301】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_４５Ｆｅ_４０Ｃｒ_１５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_４５Ｆｅ_４０Ｃｒ_１５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^６Ｋ／ｓ－１０^７Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約２０μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、Ｆｅリッチ分散ナノ粒子相（粒子は小さすぎて直接検出できない）とＬａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は６０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が球状に近い形状であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は５ｎｍ～２００ｎｍであった。

【0302】

初期合金ストリップ中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７１Ｃｒ_２７Ｌａ_２を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た（Ｃｒの存在により、Ｆｅ_７１Ｃｒ_２７Ｌａ_２ナノ鉄合金粉末粒子は酸反応によって溶解しにくい）。上記分散鉄合金粉末材料は、ほぼ全体が球状粒子であり、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記ナノ鉄合金粉末材料の粒径範囲は５ｎｍ～２００ｎｍであった。

【0303】

実施例１８

【0304】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４６Ｃｒ_４の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４６Ｃｒ_４の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^４Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１５０μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、Ｆｅ_９１Ｃｒ_８Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相とＬａを主成分とするマトリックス相とを含み、分散粒子相にはＣｒおよびＬａが固溶しており、鉄リッチ分散粒子相は主に球状粒子を含み、少量の樹枝状粒子相も含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記鉄リッチ球状粒子相の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。

【0305】

初期合金ストリップ中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_９１Ｃｒ_８Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金粉末材料を得た。上記分散鉄合金粉末材料は、球状粒子と樹枝状粒子を含み、主に球状粒子を含み、かつ球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は１５ｎｍ～１０μｍであった。

【0306】

上記で得られた鉄合金粉末材料を、塩化ケイ素（ＳｉＣｌ_４、Ｓｉ_２Ｃｌ_６、またはＳｉＣｌ_４とＳｉ_２Ｃｌ_６の混合ガス）と水素の混合ガス中で、処理温度４００℃～１０００℃で気体シリコン浸透を行い、組成は約 Ｆｅ_８１．５Ｃｒ_７Ｓｉ_１０．５Ｌａ_１であるＳｉ含有量が球状鉄合金粉末材料を得た。上記球状鉄合金粉末材料の形状はシリコン浸透処理前とほとんど変わらず、球状粒子と樹枝状粒子を含み、主に球状粒子からなり、かつ球状粒子の一部は特定の樹枝状特徴を含み、前記球状粒子の粒径は１５ｎｍ～１０μｍであった。

【0307】

ふるい分け後、１μｍ－１０μｍのＦｅ_８１．５Ｃｒ_７Ｓｉ_１０．５Ｌａ_１粉末を絶縁被覆用に選択し、圧粉磁心を製造した。

【0308】

実施例１９

【0309】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_３５Ｆｅ_５０Ｃｒ_１５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_３５Ｆｅ_５０Ｃｒ_１５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^３Ｋ／ｓ－１０^６Ｋ／ｓの冷却速度でアトマイズ粉末化技術により凝固させて、粒径５μｍ～３００μｍの初期合金粉末を形成した。初期合金粉末の凝固組織は、Ｆｅ_７５．５Ｃｒ_２３Ｌａ_１．５を主成分とする分散粒子相とＬａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は５０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が球状粒子であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は５ｎｍ～１０μｍであった。

【0310】

初期合金粉末中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_７５．５Ｃｒ_２３Ｌａ_１．５を主成分とする分散した微細な鉄合金粉末材料を得た。上記分散した微細な鉄合金粉末材料は、ほぼ全体が球状粒子であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子の粒径範囲は５ｎｍ～１０μｍであった。製造された粉末材料は、一般粉末冶金および金属射出成形（ＭＩＭ）の分野で使用することができる。

【0311】

実施例２０

【0312】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４９Ｃｒ_０．５Ｍｏ_０．５の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４９Ｃｒ_０．５Ｍｏ_０．５の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^７Ｋ／ｓ－１０^８Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１５～２０μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、Ｆｅリッチ分散ナノ粒子相とＬａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は６５％以上であり、分散ナノ粒子相はほぼ全体が球状に近いナノ粒子であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は５ｎｍ～１００ｎｍであった。

【0313】

初期合金ストリップ中のＬａマトリックス相を０．２５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_９７Ｃｒ_１Ｍｏ_１Ｌａ_１を主成分とするナノ鉄合金粉末材料を得た（ＣｒとＭｏが存在するため、ナノＦｅ_９７Ｃｒ_１Ｍｏ_１Ｌａ_１鉄合金粉末粒子は０．２５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸の反応では溶解しにくい）。上記ナノ鉄合金粉末材料は、ほぼ全体が球状粒子であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記ナノＦｅ_９７Ｃｒ_１Ｍｏ_１Ｌａ_１鉄合金粉末粒子の粒径範囲は５ｎｍ～１００ｎｍであった。

【0314】

得られたナノＦｅ_９７Ｃｒ_１Ｍｏ_１Ｌａ_１鉄合金粉末粒子を磁性固体粒子として用い、界面活性剤としてドデシル硫酸ナトリウム（ＳＤＳ）とオレイン酸を用い、キャリア流体としてエタノールを用いて磁性流体を製造した。

【0315】

実施例２１

【0316】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｃｒ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４７Ｃｒ_３の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４７Ｃｒ_３の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^６Ｋ／ｓ－１０^８Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１５～２０μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、Ｆｅリッチ分散ナノ粒子相とＬａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は６５％以上であり、分散ナノ粒子相はほぼ全体が球状に近いナノ粒子であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記球状粒子相の粒径範囲は５ｎｍ～５０ｎｍであった。

【0317】

初期合金ストリップ中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_９３Ｃｒ_６Ｌａ_１を主成分とするナノ鉄合金粉末材料を得た（Ｃｒが存在するため、ナノＦｅ_９３Ｃｒ_６Ｌａ_１鉄合金粉末粒子は０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸の反応では溶解しにくい）。上記ナノ鉄合金粉末材料は、ほぼ全体が球状粒子であり、球状粒子相の一部は一定の樹枝状特徴を含み、上記ナノＦｅ_９３Ｃｒ_６Ｌａ_１鉄合金粉末粒子の粒径範囲は５ｎｍ～５０ｎｍであった。

【0318】

得られたナノＦｅ_９３Ｃｒ_６Ｌａ_１鉄合金粉末粒子を磁性固体粒子として用い、キャリア流体として水銀を用いて磁性流体を製造した。

【0319】

比較例１

【0320】

市販のＬａ、Ｆｅ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_５０の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_５０の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約２５０Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約３ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図２３に示すように、Ｆｅ_９９Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とするマトリックス相とを含み、マトリックス相の体積百分率含有量は７０％以上であり、分散粒子相はほぼ全体が樹枝状であり、図２３上で規則的に配列した一見球状に見える部分は、実際には樹枝状枝の断面形態であり、断面枝の各列は実際には大きな樹枝状結晶に属した。

【0321】

初期合金厚帯中のＬａマトリックス相を０．５ｍｏｌ／Ｌ希塩酸水溶液との反応腐食により除去し、Ｆｅ_９９Ｌａ_１を主成分とする分散鉄合金樹枝状粉末材料を得た。図２４に示すように、上記分散鉄合金樹枝状粉末材料は、主にデンドライトの形状であり、球状粒子は見られなかった。また、大きなデンドライトは、二次デンドライトの列を有し、これらの二次デンドライトの断面は、図２３に示す「ボール」（実際には棒状の断面）形状の断面形態の規則的な配列に対応することが明らかであった。したがって、Ｌａ_５０Ｆｅ_５０合金は、徐冷によって十分な成長を伴う大きな鉄リッチ樹枝状粒子を得ることができるだけであり、鉄リッチ球状粒子を得ることはできない。

【0322】

比較例２

【0323】

市販のＬａ、Ｆｅ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_５０の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_５０の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約１０^５Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１００μｍの初期合金ストリップを形成した。初期合金ストリップの凝固組織は、図２５に示すように、Ｆｅ_９９Ｌａ_１を主成分とする分散粒子相と、Ｌａを主成分とするマトリックス相とを含み、分散粒子相はほぼ全体が樹枝状であり、図２５で短い棒状に見える隣接する複数の鉄リッチな黒色相は、実際には１つまたは複数のデンドライトに属し、これらのデンドライトのサイズは約１～２μｍであった。デンドライトのナノスケールの二次構造とＦｅ_９９Ｌａ_１が酸腐食に耐性がないため、酸腐食を採用するとナノスケールの鉄リッチデンドライトも反応腐食され、原始的な鉄リッチ粒子を得ることが困難である。したがって、冷却速度が非常に速くても、初期合金溶融物がＴ元素とＤ元素を含まない場合、一方では球状の鉄リッチ粒子相を得ることが困難であり、他方では酸反応によって分離しやすい鉄リッチ粒子の耐食性を向上させることはできない。

【0324】

比較例３

【0325】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｈｆ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｈｆ_１０の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｈｆ_１０の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約５００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図２６に示すように、約Ｆｅ_９９Ｌａ_１を主成分とする黒色分散樹枝状相、約Ｆｅ_６４Ｈｆ_３５Ｌａ_１を主成分とする白色分散樹枝状相、およびＬａを主成分とするマトリックス相とからなった。従って、初期合金溶融物中のＨｆは、溶融物の凝固中にＦｅリッチ相に固溶することができず、Ｆｅ_２Ｈｆ金属間化合物としてのみ析出することができる。一方、Ｆｅリッチ相は主にＦｅ_９９Ｌａ_１の分散樹枝状相として析出し、両方の樹枝状相では、球状粒子相は得られない。したがって、Ｌａ－Ｆｅ合金にＨｆを添加すると、Ｆｅリッチ球状粒子相は得られない。

【0326】

比較例４

【0327】

市販のＬａ、Ｆｅ、Ｔａ原料を用いて、公称組成Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｔａ_１０の原子百分率に従って溶解し、Ｌａ_５０Ｆｅ_４０Ｔａ_１０の主成分とする初期合金溶融物を得た。均質な初期合金溶融物を約５００Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させて、厚さ約１ｍｍの初期合金厚帯を形成した。初期合金厚帯の凝固組織は、図２７に示すように、約Ｆｅ_９９Ｌａ_１を主成分とする黒色分散樹枝状相、約Ｆｅ_６９Ｔａ_３０Ｌａ_１を主成分とする白色凝集樹枝状相（図２８の矢印で示すように、Ｆｅ_７Ｔａ_３金属間化合物である）、およびＬａを主成分とするマトリックス相とからなった。従って、初期合金溶融物中のＴａは、溶融物の凝固中にＦｅリッチ相に固溶することができず、Ｆｅ_７Ｔａ_３金属間化合物としてのみ析出することができる。一方、Ｆｅリッチ相は主にＦｅ_９９Ｌａ_１の分散樹枝状相として析出し、両方の樹枝状相では、球状粒子相は得られない。したがって、Ｌａ－Ｆｅ合金にＴａを添加すると、Ｆｅリッチ球状粒子相は得られない。

【0328】

以上に説明した実施例の各技術的特徴は、任意に組み合わせてもよい。説明を簡潔にするために、上記実施例における各技術的特徴の全ての可能な組み合わせを説明しなかったが、これらの技術的特徴の組み合わせに矛盾がない限り、本明細書に記載される範囲と見なされるべきである。

【0329】

以上に説明した実施例は、本発明の幾つかの実施形態を示しているに過ぎず、その説明が比較的具体的及び詳細的であるが、これをもって発明の保護範囲を制限するものであると理解されるべきではない。なお、当業者にとって、本発明の構想を逸脱しない限り、幾つかの変形及び改進を行うことができ、これらは、いずれも本発明の保護範囲に属する。従って、本発明の保護範囲は、添付する特許請求の範囲に準ずるべきである。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】

【図14】

【図15】

【図16】

【図17】

【図18】

【図19】

【図20】

【図21】

【図22】

【図23】

【図24】

【図25】

【図26】

【図27】

【図28】

【国際調査報告】