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0.3ks
(b) Time" t
Fig. 2-14 Solidification process of L+MLB→M:\ (C， B) peritectic reaction at early stage of the Fe-5%Cr-C-B system.
-F
2. 3.3 化合物 相の組成とγと の共役関係について
Fig.2-15はFe-5 % C r-C -B系に品出した化合物相MバC，B)、 M2BおよびM7(C，
B) 3 とy相のEPMA分析結果に基づいて、 各相の 共役関係をCとB濃度に基づいて表し たものである。 γ相はBをほとんど固溶しない(13)ことからC量 のみ の分析結果を図中に 示した。 M3(C，B)相中のCおよびB濃度は(約6.4%C、 0%B) (試料恥.31)から(約 1.4%C、 約4.6%B) (試料恥.32)まで の直線上を連続的に変化している。 これを最小2 乗法による直線式で表すとBOIo=5.7-0. 88C%となる。 これはFe-C-B合金における、
化学量論的なFe3 C 相中のC濃度(約6.7%)と、 Fe3 B (10) (1 1) 相中のB濃度(約60/0) を結ぶ直線B%=6.0-0.9C%にほぼ一致している。 ところで、 試料恥.32 の凝固組織は初 晶M2B、 γ+M2B共品およびT +M3(C， B)共晶からなることが明らかにされたが、 こ のうち後者の 共品の品出量は非常に少なかった。 また、 これと近い組成の試料No.36は初!日!
としてM2Bが品出するが、 共品はγ+M3(C，B)のみであった。 これら の試料中のMa(
C，B)中のC、 B濃度はほぼ等しい値を示すことから、 試料No.32はY十M�l(C，B)共晶が 品出する高B側の限界組成 の合金と考えられる。 したがって、 M:l(C，B)の最大B固溶量 はほぼ4.6%Bとみなされ、 これと平衡するγと の 共役線は、 Y十M3(C，B)共品が単独 で品出しうる限界と考えられる。 また、 M:I(C，B)の最大B固溶量はFe-C-B 3元系の Fe3(C， B)における約5.0%(11) に比べてやや小さくなっているが、 C、 B濃度は広範囲
に渡って変化しており、 これがT +M3(C， B)共晶 のセル構造や組織が組成によって変化 する原因になっている。 ところで、 2.3.3節において擬2元共晶線上 の試料に品出した 共晶M3(C，B)のCおよびB濃度をTable2-4に示したNicholsonのX線回折結果 に基づ いて推定したが、 本研究におけるEPMA による実測値はこれとほぼ近い値を示す。 すな わち、 Table2 -4の①合金はぬ16 のM3(C，B)の組成(5.0%C、 1.2% B)、 ②合金はNo.
18 (3.9% C、 2.00/0B) 、 ③合金は No.14(3. 5% C、 2.8%B)、 ④合金はNo.10(2.0% C、
4.0% B)、 ⑤合金はぬ32および、NO.36 (1. 2% C、 4.6%B)とほぼ同じ組成であった。
一方、 試料恥. 1 のほう化物は、 Fig.2-10におけるASTMカード(3-1045)と の対応 およびピクリン酸ソーダアルカリ液により褐色に腐食したごとから、 Fe2BにCrが固溶 した(Fe， C r) 2 Bで表されるほう化物であると考えられた。 Fig. 2 -15にほう化物の分析 値も同時に示しであるが、 Cr濃度は6.5%"'-'12%、 B濃度は7.5%"'-'9.3%、 そしてC濃度 は0.3%以下で、 ほう化物中のC固溶量はきわめて少なかった。
ハUVη、υ
F
-10
Rd
∞ ωωのε 。~。
Y+M2B+M3(C， B)
massoloC 5 10
Fig. 2-15 Compound phase diagram of the Fe-5%Cr-C-B system.
-31-ー
--この他、 M7(C，B)3はγとの共晶としては晶出しなかったが、 M7(C，B)3液相面上の 試料のほかに、 Bを1%以上含む黒鉛を品出した試料にも初品的あるいはM2Bと共品的 に現われた。 このM7(C，B)3化合物のCとB濃度は、 (4.5%、 2.90/0B) (試料1tJ.20) から (6.50/0C、 1.2% B) (試料ぬ16)までの直線上を変化することが明らかとなった。
そして、 M7(.c，B)3の最大B固溶量は、 黒鉛液相面近傍の試料1tJ.25において、 黒鉛品出 後、 M2Bとともに共品的に晶出したと考えられるM7(C，B):lのB濃度も約2.90/0である ことから、 ほぽ2.9%であると推察される。
Table2-5に他の研究者によって報告されている、 ほう化物およびほう炭化物の化学組 成の一例を示した。 いずれも本実験試料とは化学組成や試料の焼入れ温度が異なるが、 化 学量論的立場から判断して、 いずれの化合物の組成も本実験結果とよく対応する。 すなわ ち、 組成によらずFe3(C，B)はそのCとB濃度の和がほぼ一定となっており、 C+B=
6 ---6.5% (2) (10) :を満足しながら組成を変える。 また、 ほう化物中のB量はFe2Bが8.82
%で、 Cr2Bは9.05010---9.23%と報告されている(1)(1 2)。 一方、 Cr固溶量は(F e， C r) 3 Cでは18---20%程度とされている(1'1)ー(1 6)。 ほう化物Cr2BにはFeが最大で約60010固溶 する( 1)ことから、 逆にCrの最小園溶量は約30%とみなすことができる。 本研究における M3(C， B)はC+Bの固溶量が5.5%--- 6.3%の範囲にあり、 Fig. 2 -15に示すように直線 上を変化し、 かつまたCrは5%"-'8%程度固溶していることが明らかとなった。 C+B 量はNicholsonの結果(2)よりはやや低い程度であり、 よく一致している。 ところで、 ほう 炭化物のC十Bがほぼ一定値をとり直線関係が得られる理由は、 FeおよびCrの原子量が 近いため両者の量比にかかわらずM (Fe，Cr)としての原子量の変化が少ないこと、 お よびC、 Bも原子量が近いためである。 一方、 ほう化物M2B中のB濃度は6.5% ---9.3%
でCr濃度は6.5%"-'12%で、 8%B以下の濃度のほう化物以外は、 ほぼ金子らが報告して いるほう化物Fe2Bの組成範囲内(12)にあることがわかった。
2.3.4 γ+M3(C， B)共品凝固界面の構造
一般に、 鋳造合金の特性を左右する凝固組織は、 結晶成長時の凝固界面の構造と密接に 関連している。 耐摩耗性の向上を主な目的とした本合金系では、 ほう化物およびほう炭化 物の形態制御が問題となる。 そこで、 鋳造合金の主要組織である'Y+ほう化物あるいはほ う炭化物共品の組織形成機構を解明するため、 Fig.2-9の擬2元共晶線E ，-E 2上の合金 の中から最低温度近傍のa合金およびこれより高C低B側のb合金をそれぞれ一方向凝固
ηノω円〈υ
�・h
Tab I c 2 5 Compos i L i ()rJ 0 ï COlllPOllIld Invesigator Compound mass%
Notes
type C B Cr
H. Kaneko e t a 1. ( 1) FezB 8.82 8.02 at 973K
CrzB 9.05� 32. 7� at 973K 9.23 57.1
M. E. N icholson.(Z) Fe3(C，B) 4.15 2.25 Fe-3.58C-1.8B alloy at 1273K
0.85 5.20 Fe-0.83C-4.37B alloy at 1273K Y. Kawabe et a1. (4) (Cr， Fe)zB 8.64 58. 76 at 1423K
H. Kaneko et a1. (10) Fe3(C，B) 5.95 0.55 Fe-0.25C-0.15B steel at 1223K 2.03 4.32 Fe-1.2C-0.06B steel at 1223K
K. Kuo (1Z) Fe3C 6.67 さ18
J. E. Bowers (13) Fe3C 19�20
Cr7C3 �28
R. S. Jackson (14) (Cr，Fe)7C3 8.9 29�74 at 1068K�1722K
(Fe，Cr)3C 6.8 18.5 at 1068K
円〈υ円、υ
ー
---させる途中から急冷し、 固液界面部の組織を観察した結果を、 Fig.2-16"-'Fig. 2-19に示 す。 それぞれの共晶凝固界面長さ(L:共晶凝固先端から融液部の消失する凝固終了部ま での長さ) はa合金の実測値が4.0X10-3mで、 熱分析における共品凝固温度範囲(� TI-:・) および炉の温度勾配(σ) からL1 T/.:/ Gとして求めたLは3.8X 10一%であり、 一方のb 合金では実測値が5.3X10-3mで、計算値は4.4X10-:1mで、あった。 共晶終了温度をやや高めに 決めたためか、 いずれも計算値の方がやや小さくなっている。 Fig.2-10に示したX線回 折結果からも明らかに、 いずれも共品構成相はγ+M3(C， B)である。 このうち低 C高B 側のa合金の凝固組織は、 固溶体型合金で見られるような3次元的に発達した樹枝状の初 晶M3 (C， B) {F ig. 2 -16およびFig.2 -17(b)中の矢印)が認められ、 やや過共晶組成であ ったことがわかる。 共品セルは、 これらの初品を先行相として、 3次元的によく発達した 樹枝状の成長形態をとっている。 一方、 初品を含まない通常の共晶セルは前者ほどは明確 ではないが、 やはりFig. 2 -17(a)の右上に示されるように、 セル「れ(立で分11皮しながら成長 している。 熱流方向に垂直な断面では、 共品セルはほぼ円形を呈し、 Fig.2 -17(C)の凝固 先端部の横断面では初品M3(C， B)を中心に、 共品セルが成長する様子が示されている。
この合金の共品組織は層状であり、 凝固完了部近傍におけるセル中心部のラメラ一間隔は 約4�mで、 セル境界部のラメラ一間隔は約12�mとなり、 熱流方向にのみセル状突起を生成 する通常の層状共品の場合と同様に、 最終凝固部にあたるセル境界に向って組織が粗くな っている。 また、 共品セル先端では共品構成相のγとM3(C， B)は凝固界面に対しほほ直 角方向に成長している。
一方の高C低B側のb合金の凝固界面近傍の組織は、 Fig.2 -18およびFig.2 -19に示す ようにやや過共品となっている。 共品セル構造はほぼ板状の初品M3(C， B) (Fig. 2 -18 矢印) が先行相となっており、 これを核として扇平な共晶セルが分岐しながら成長してい る。 Fig. 2 -19(a)には共晶セルの長軸と短軸に垂直な断面(1 )および(II)が現われている
が、 これらから扇形の共晶セルが分岐して成長する様子がわかる。 また、 凝固完了部およ び凝固先端部の横断面組織からは、 共品セル組織が先行相となった初品M:I(C， B)を中心 とした扇平な構造であることがわかる。 この合金の凝固界面近傍での組織の立体形状を模 式的にFig.2-20に示した。 この図からも知られるように、 共晶組織はBを含まない過共 晶あるいは共品白鋳鉄(l 7)と類似の組織となっている{F i g. 2 -19 (b) }。 すなわち、 共品 セル中心が板状の初品M:I(C，B)および層状のγ+M:l (C， B)共品で、 これから棒状共倒 γ+M3(C， B)が凝固方向に対し垂直に成長し、 前述のような扇平な共晶セルを構成する
-34-ー
--co一ぢωとO ￡〉〉 OLO
1.32%C，5.08%Cr，2.09%B(No.2，a-alloy)
ドig. 2-16 Micrographs of unidirectionally solidified a-aJ loy (No. 2， Lさ4. 0 X 1 0 - :1 m) .
-35
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