(57)【要約】【課題】強度を高めつつも延性を維持できる金属材料を提供する。【解決手段】  本発明の一形態に係る金属材料は、金属組織が、微細結晶粒１ａによって構成されている微細粒組織領域１と、微細結晶粒１ａの平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒２ａによって構成されている複数の粗大粒組織領域２とを含んでいる。微細粒組織領域１は、複数の粗大粒組織領域２が当該微細粒組織領域１内に分散点在することによって網目状組織とされている。また、微細結晶粒１ａは、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされている。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、
前記金属材料の金属組織が、
微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、
前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、
前記微細粒組織領域は、前記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、
前記微細結晶粒は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされている金属材料。
【請求項２】
前記２種類の結晶粒のいずれか一方の結晶構造が六方細密構造である請求項１に記載の金属材料。
【請求項３】
結晶構造が六方細密構造である結晶粒は、前記微細粒組織領域の断面面積率に対して４０％以上の割合で含まれている請求項２に記載の金属材料。
【請求項４】
前記微細粒組織領域の割合は、断面面積率で２０％以上、７０％以下である請求項１〜３のいずれか一項に記載の金属材料。
【請求項５】
前記微細結晶粒の平均結晶粒径は、５μｍ以下である請求項１〜４のいずれか一項に記載の金属材料。
【請求項６】
前記実質的に単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって形成されたものである請求項１に記載の金属材料。
【請求項７】
前記単一の金属又は合金は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、及びマンガン鋼から選択される少なくとも１種である請求項１に記載の金属材料。
【請求項８】
前記実質的に単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって得られる金属材料の製造方法であって、
（Ａ）前記粉末粒子の表面に、当該粉末粒子を構成している結晶粒の平均結晶粒径よりも小さい平均結晶粒径の微細結晶粒によって構成されている表面部微細粒組織領域を形成し、表面に前記表面部微細粒組織領域を有しかつ中心部に前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている粗大粒組織領域を有する中間粒子を得る工程と、
（Ｂ）前記中間粒子を焼結することで、各中間粒子の前記表面部微細粒組織領域同士を互いに結合させ、金属組織が、前記表面部微細粒組織領域同士が互いに結合することで網目状組織とされた微細粒組織領域と、前記中間粒子に含まれていた複数の前記粗大粒組織領域と、を含んだ金属材料であって、複数の前記粗大粒組織領域が前記微細粒組織領域の網目内部に配置されている金属材料を形成する工程と、を含み、
前記工程（Ｂ）において、前記中間粒子を焼結する際の昇温によって、昇温前の前記微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の固相とは異なる他の固相の結晶粒を、前記金属組織に析出させる金属材料の製造方法。
【請求項９】
前記工程（Ａ）において、前記粉末粒子に強加工を施すことで、前記粉末粒子の表面に前記表面部微細粒組織領域を形成する請求項８に記載の金属材料の製造方法。
【請求項１０】
前記強加工は、メカニカルミリング処理である請求項９に記載の金属材料の製造方法。
【請求項１１】
前記工程（Ａ）において、前記粉末粒子の表面に存在する準安定相の部分を、前記強加工によって安定相に変態させることで、前記粉末粒子の表面に実質的に安定相の単相とされた前記表面部微細粒組織領域を形成するものであり、
前記工程（Ｂ）において、前記他の固相が準安定相であり、
前記中間粒子を焼結する際の昇温によって、前記微細粒組織領域に、準安定相の結晶粒を析出させる請求項９又は１０に記載の金属材料の製造方法。
【請求項１２】
前記工程（Ｂ）において、前記単一の金属又は合金が固相変態を開始する温度を通過するように昇温することで、前記他の固相の結晶粒を析出させる請求項８〜１１のいずれか一項に記載の金属材料の製造方法。
【請求項１３】
前記単一の金属又は合金は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ合金、Ｎｉ−Ｔｉ合金、及びマンガン鋼から選択される少なくとも１種である請求項８に記載の金属材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金属の粉末粒子を焼結することにより得られる金属材料、及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、金属材料では高強度化を図るために、結晶組織の微細化が行われることがある。
例えば、特許文献１には、生体用金属材料として用いられるＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金の結晶組織の微細化について、予め合金中に窒素を添加することで、微細な窒化物を組織中に析出させる方法が開示されている。この方法によれば、組織中に析出させた微細な窒化物によって結晶粒の成長を抑制することで結晶組織の微細化を行いつつ、窒化物による析出強化を図ることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１１−１８４７８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかし、上記従来例においては、結晶組織の微細化によって金属材料として高強度化を図ることはできるが、強度を高めれば高めるほど延性については低下することとなり、加工性を低下させるだけでなく、生体用金属材料としての適性をも損なうおそれがある。
【０００５】
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、強度を高めつつも延性を維持できる金属材料を得るための技術を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本願発明者らは、強度を高めたとしても延性を維持できる金属材料について、鋭意研究を重ねていた。その中で、高強度化に必要な微細結晶組織と、延性を維持するために必要な粗大結晶組織とを組み合わせつつ、適切な構造とすることで強度を高めたとしても延性を維持できるという知見を得た。
本願発明者らは、上記知見に基づいて本願発明を完成させた。
【０００７】
（１）すなわち、本発明は、実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、前記金属材料の金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、前記微細粒組織領域は、前記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、前記微細結晶粒は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされている。
【０００８】
上記のように構成された金属材料によれば、複数の粗大粒組織領域を微細粒組織領域内に分散点在させることによって、当該金属材料の高強度化に寄与する微細粒組織領域が網目状組織とされているので、変形の自由度を維持しつつ素材全体としての強度を高めることができる。さらに、微細粒組織領域の網目内部に、金属材料の延性維持に寄与する粗大粒組織領域が配置されるので、強度については、微細粒組織領域に負担させ、延性については粗大粒組織領域に負担させることができる。この結果、強度を高めつつも延性を維持できる。
さらに、微細粒組織領域は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされているので、異なる結晶粒同士を組み合わせることで、強度及び延性の調整の仕方の自由度を高めることができる。
【０００９】
（２）上記金属材料において、前記２種類の結晶粒のいずれか一方の結晶構造が六方細密構造であることが好ましく、この場合、強度的に有利な六方細密構造の結晶粒を六方細密構造以外の結晶粒に適度に分散させることができ、例えば、六方細密構造の結晶粒のみ、或いは六方細密構造以外の結晶粒のみの単相組織の場合と比較して、延性を損なわない程度に適度に微細粒組織領域の強度を高めることができる。この結果、延性を維持しつつ金属材料の強度をより高めることができる。
【００１０】
（３）また、結晶構造が六方細密構造である結晶粒が微細粒組織領域の断面面積率に対して４０％未満の割合である場合、微細粒組織領域が必要な強度を得ることができないおそれがある。
このため、結晶構造が六方細密構造である結晶粒は、微細粒組織領域の断面面積率に対して４０％以上の割合で含まれていることが好ましい。このように構成することで、微細粒組織領域に必要な強度を付与することができる。
【００１１】
（４）また、前記微細粒組織領域の割合は、断面面積率で２０％以上、７０％以下であることが好ましい。微細粒組織領域の割合が断面面積率で２０％未満である場合、金属材料の強度を十分に高めることができないおそれがある。また、微細粒組織領域の割合が断面面積率で７０％より大きいと、必要な延性を確保できないおそれがある。
【００１２】
（５）また、前記微細結晶粒の平均結晶粒径は、５μｍ以下であることが好ましい。微細結晶粒の平均結晶粒径が５μｍより大きくなると、微細粒組織領域が必要な強度を得ることができないおそれがあるからである。
【００１３】
（６）上記金属材料は、前記実質的に単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって形成されたものであることが好ましい。この場合、粉末粒子の結晶組織を調整することで、金属材料の結晶組織の制御を容易に行うことができる。
【００１４】
（７）前記単一の金属又は合金は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、及びマンガン鋼から選択される少なくとも１種であることが好ましい。
【００１５】
（８）また、本発明は、前記実質的に単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって得られる金属材料の製造方法であって、（Ａ）前記粉末粒子の表面に、当該粉末粒子を構成している結晶粒の平均結晶粒径よりも小さい平均結晶粒径の微細結晶粒によって構成されている表面部微細粒組織領域を形成し、表面に前記表面部微細粒組織領域を有しかつ中心部に前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている粗大粒組織領域を有する中間粒子を得る工程と、（Ｂ）前記中間粒子を焼結することで、各中間粒子の前記表面部微細粒組織領域同士を互いに結合させ、金属組織が、前記表面部微細粒組織領域同士が互いに結合することで網目状組織とされた微細粒組織領域と、前記中間粒子に含まれていた複数の前記粗大粒組織領域と、を含んだ金属材料であって、複数の前記粗大粒組織領域が前記微細粒組織領域の網目内部に配置されている金属材料を形成する工程と、を含み、前記工程（Ｂ）において、前記中間粒子を焼結する際の昇温によって、昇温前の前記微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の固相とは異なる他の固相の結晶粒を、前記金属組織に析出させる方法である。
【００１６】
上記構成の金属材料の製造方法によれば、工程（Ｂ）における昇温によって、昇温前の微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の固相とは異なる他の固相の結晶粒を析出させるので、微細粒組織領域をさらに微細な結晶粒からなる金属組織とすることができる。この結果、その後より高温で保持されたとしても、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒が粗大化するのを抑制できる。
【００１７】
（９）（１０）前記工程（Ａ）において、前記粉末粒子に強加工を施すことで、前記粉末粒子の表面に前記表面部微細粒組織領域を形成することが好ましく、さらに、前記強加工は、メカニカルミリング処理であることが好ましい。
この場合、粉末粒子の表面にメカニカルミリング処理による強加工を行うことで、中間粒子表面に微細な結晶粒組織を有する表面部微細粒組織領域を形成することができる。
【００１８】
（１１）前記工程（Ａ）において、前記粉末粒子の表面に存在する準安定相の部分を、前記メカニカルミリング処理によって安定相に変態させることで、前記粉末粒子の表面に実質的に安定相の単相とされた前記表面部微細粒組織領域を形成するものであり、前記工程（Ｂ）において、前記他の固相が準安定相であり、前記中間粒子を焼結する際の昇温によって、前記微細粒組織領域に準安定相の結晶粒を析出させることが好ましい。
【００１９】
この場合、粉末粒子が準安定相を含むものであったとしても、工程（Ａ）によって、表面部微細粒組織領域を実質的に安定相の単相とすることができ、微細粒組織領域を実質的に安定相の単相とすることができる。このため、工程（Ｂ）における昇温によって、準安定相の結晶粒を確実かつ均一に析出させることができ、微細粒組織領域を均一に微細化することができる。この結果、微細粒組織領域における結晶粒の粗大化を均一に抑制することができる。
【００２０】
（１２）また、前記工程（Ｂ）において、前記単一の金属又は合金が固相変態を開始する温度を通過するように昇温することで、前記他の固相の結晶粒を析出させることが好ましい。
【００２１】
（１３）上記方法において、前記単一の金属又は合金は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ合金、Ｎｉ−Ｔｉ合金、及びマンガン鋼から選択される少なくとも１種であることが好ましい。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、強度を高めつつも延性を維持できる金属材料を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明の一実施形態に係る金属材料の金属組織を模式的に示した図である。
【図２】本実施形態に係る金属材料の製造方法を示す図である。
【図３】金属材料を製造する際の各工程によって変化する粉末粒子の結晶粒の態様を模式的に示した断面図である。
【図４】焼結工程における焼結条件の一例を示す図である。
【図５】焼結工程における金属材料の微細粒組織領域の結晶粒の変化を示した図であり、（ａ）は、焼結工程における温度条件と、変態を開始する温度との関係を示した図、（ｂ）は、各相の温度領域における微細粒組織領域の結晶粒の変化を示す図である。
【図６】焼結工程における金属材料の微細粒組織領域１の結晶粒の変化を示した他の例を示す図であり、（ａ）は、本例の焼結工程における温度条件と、変態を開始する温度との関係を示した図、（ｂ）は、本例における各相ごとの温度領域における微細粒組織領域の結晶粒の変化を示す図である。
【図７】試験例１における中間粒子の観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例１で得られた中間粒子の観察結果、（ｂ）は、実験例２で得られた中間粒子の観察結果、（ｃ）は、実験例３で得られた中間粒子の観察結果、（ｄ）は、実験例４で得られた中間粒子の観察結果である。
【図８】試験例２による中間粒子のＸ線回折パターンを示す図であり、最下段がメカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例１）を示す図、最上段がメカニカルミリング処理を行った後のもの（処理時間５４ｋｓ：実験例２）を示す図である。また、下から２段目及び３段目には、メカニカルミリング処理の処理時間が０．６ｋｓ、３．６ｋｓのもののＸ線回折パターンを示している。
【図９】試験例２による中間粒子のＸ線回折パターンを示す図であり、実験例１〜４によるＸ線回折パターンを示している。
【図１０】実験例５における温度条件及び圧力条件を示す図である。
【図１１】試験例３における各金属材料における結晶粒界マップを示す図であり、（ａ）は、実験例５で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、実験例６で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｃ）は、実験例７で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｄ）は、実験例８で得られた金属材料の結晶粒界マップである。
【図１２】（ａ）は、微細粒組織領域の断面面積率と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフであり、（ｂ）は、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒の平均結晶粒径と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフである。
【図１３】Ｃｏ−Ｃｒ２元状態図である。
【図１４】マイクロビッカース硬さ試験における測定箇所を説明するための図である。
【図１５】試験例５による各金属材料の断面硬さの測定結果を示す図であり、実験例５〜８それぞれの断面硬さ測定値の平均値と、その値の幅を示す図である。
【図１６】試験例５による実験例５〜８それぞれの断面硬さの測定結果に関する度数分布グラフである。
【図１７】試験例６による引張試験によって得られた応力−ひずみ曲線である。
【図１８】引張試験によって得られた引張強度と、破断伸びとの関係を示す図である。
【図１９】試験例７によるＸ線回折パターンを示す図であり、実験例５〜８それぞれにおける引張試験前の試験片のＸ線回折パターンを示している。
【図２０】試験例７によるＸ線回折パターンを示す図であり、実験例５〜８それぞれにおける引張試験後の試験片のＸ線回折パターンを示している。
【図２１】試験例８による中間粒子の観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例９で得られた中間粒子の観察結果、（ｂ）は、実験例１０で得られた中間粒子の観察結果である。
【図２２】試験例９による中間粒子の断面観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例９で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｂ）は、（ａ）の表面部分の拡大観察結果、（ｃ）は、実験例１０で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｄ）は、（ｃ）の表面部分の拡大観察結果である。
【図２３】実験例１２による温度条件及び圧力条件を示す図である。
【図２４】試験例１０による各金属材料における結晶粒界マップを示す図であり、（ａ）は、実験例１２で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、実験例１３で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｃ）は、実験例１４で得られた金属材料の結晶粒界マップである。
【図２５】（ａ）は、微細粒組織領域の断面面積率と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフ、（ｂ）は、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒の平均結晶粒径と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフである。
【図２６】試験例１２による引張試験によって得られた引張強度と、破断伸びとの関係を示す図である。
【図２７】試験例１３による中間粒子の観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例１５で得られた中間粒子の観察結果、（ｂ）は、実験例１６で得られた中間粒子の観察結果である。
【図２８】試験例１４による中間粒子の断面観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例１５で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｂ）は、実験例１６で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｃ）は、（ｂ）の表面部分の拡大観察結果である。
【図２９】実験例１７による温度条件及び圧力条件を示す図である。
【図３０】試験例１５による各金属材料における結晶粒界マップを示す図であり、（ａ）は、実験例１７で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、実験例１８で得られた金属材料の結晶粒界マップである。
【図３１】試験例１６による引張試験によって得られた引張強度と、破断伸びとの関係を示す図である。
【図３２】試験例１７による観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例６で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、（ａ）と同じ部分の相分布を示す図である。
【図３３】試験例１８によるＸ線回折パターンを示す図であり、上段に実験例１９のＸ線回折パターン、下段に実験例６のＸ線回折パターンを示している。
【図３４】試験例１９による引張試験によって得られた応力−ひずみ曲線である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
〔金属材料の構成〕
以下、好ましい実施形態について図面を参照しつつ説明する。
図１は、本発明の一実施形態に係る金属材料の金属組織を模式的に示した図である。なお、図１では、金属材料の結晶粒界を誇張して示している。
【００２５】
この金属材料は、実質的に単一の金属又は合金を原材料として形成されている。前記金属材料に用いられる原材料としては、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、及びマンガン鋼が挙げられる。
【００２６】
図１に示すように、本実施形態の金属材料の金属組織は、微細結晶粒１ａによって構成されている微細粒組織領域１と、微細結晶粒１ａの平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒２ａによって構成されている複数の粗大粒組織領域２とを含んでいる。
【００２７】
金属材料の金属組織は、微細粒組織領域１をマトリックスとして、複数の粗大粒組織領域２が微細粒組織領域１内に分散点在している。この複数の粗大粒組織領域２は、３次元的に微細粒組織領域１内に点在している。よって、微細粒組織領域１は、３次元的な網目状組織とされている。
つまり、本実施形態の金属材料は、網目状組織とされた微細粒組織領域１（シェル）と、微細粒組織領域１の網目内部に配置された粗大粒組織領域２（コア）とからなる金属組織（調和組織）によって構成されている。
【００２８】
また、微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒１ａは、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒（第１結晶粒１ａ１及び第２結晶粒１ａ２）を含んでいる。つまり、微細粒組織領域１は、第１結晶粒１ａ１及び第２結晶粒１ａ２を含んだ２相組織とされている。
【００２９】
このように、本金属材料では、当該金属材料の高強度化に寄与する微細粒組織領域１が網目状組織とされているので、変形の自由度を維持しつつ金属材料全体としての強度を高めることができる。さらに、微細粒組織領域１の網目内部に、金属材料の延性維持に寄与する粗大粒組織領域２が配置されているので、強度については、微細粒組織領域１に負担させ、延性については粗大粒組織領域２に負担させることができる。この結果、強度を高めつつも延性を維持できる金属材料を得ることができる。
【００３０】
また、微細粒組織領域１は、第１結晶粒１ａ１及び第２結晶粒１ａ２を含んだ２相組織とされているので、異なる結晶粒同士を組み合わせることで、強度及び延性の調整の仕方の自由度を高めることができる。
【００３１】
例えば、第１結晶粒１ａ１及び第２結晶粒１ａ２のいずれか一方の結晶構造が六方細密構造であることが好ましい。六方細密構造の結晶粒は、他の構造の結晶粒よりも強度的に有利である。このような強度的に有利な六方細密構造の結晶粒を六方細密構造以外の結晶粒に適度に分散させることができ、例えば、六方細密構造の結晶粒のみ、或いは六方細密構造以外の結晶粒のみの単相組織の場合と比較して、延性を損なわない程度に適度に微細粒組織領域の強度を高めることができる。この結果、延性を維持しつつ金属材料の強度をより高めることができる。
【００３２】
また、結晶構造が六方細密構造である結晶粒１ａが微細粒組織領域の断面面積率に対して４０％未満の割合である場合、微細粒組織領域１が必要な強度を得ることができないおそれがある。
このため、結晶構造が六方細密構造である結晶粒は、微細粒組織領域の断面面積率に対して４０％以上の割合で含まれていることが好ましい。このように構成することで、微細粒組織領域に必要な強度を付与することができる。
【００３３】
また、微細粒組織領域１の割合は、断面面積率で２０％以上、７０％以下であることが好ましい。微細粒組織領域１の割合が断面面積率で２０％未満である場合、金属材料の強度を十分に高めることができないおそれがある。さらに、微細粒組織領域１の割合は、断面面積率で４０％以上であることがより好ましく、この場合、強度を十分に高めることができる。
よって、結晶構造が六方細密構造である結晶粒は、断面面積率で少なくとも８％以上含まれていればよく、より好ましくは、１６％以上含まれていればよい。
また、微細粒組織領域１の割合が断面面積率で７０％より大きいと、強度を高めることはできるが必要な延性を確保できないおそれがある。
【００３４】
また、微細結晶粒１ａの平均結晶粒径は、５μｍ以下であることが好ましい。微細結晶粒１ａの平均結晶粒径が５μｍより大きくなると、微細粒組織領域１が必要な強度を得ることができないおそれがあるからである。
【００３５】
なお、本明細書において「平均結晶粒径」とは、金属材料の走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）による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、所定サンプル数の粒径を求めて平均化した値をいう。
【００３６】
また、「断面面積率」とは、金属材料の断面中に占める対象組織領域の割合のことであり、例えば、微細粒組織領域１の断面面積率とは、金属材料の任意の断面について観察を行ったときの１視野において、微細粒組織領域１の面積を測定し、観察視野の面積に対する割合（％）を算出することによって得ることができる。
【００３７】
なお、上記「平均結晶粒径」及び「断面面積率」は、解析ソフト（オックスフォード・インストゥルメンツ株式会社製、商品名：ＥＢＳＤ分析ソフトウェアＡＺｔｅｃＨＫＬ）を用いて求めた。
【００３８】
上記金属材料は、上述した単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって形成することができる。この場合、粉末粒子の結晶組織を調整することで、金属材料の結晶組織の制御を容易に行うことができる。
以下、金属材料の製造方法について説明する。
【００３９】
〔金属材料の製造方法〕
図２は、本実施形態に係る金属材料の製造方法を示す図である。また、図３は、金属材料を製造する際の各工程によって変化する粉末粒子３の結晶粒の態様を模式的に示した断面図である。
【００４０】
上記金属材料を製造するには、図２に示すように、まず、上述の原材料（単一の金属又は合金）からなる粉末粒子３と、ボール４とをそれぞれ所定量に調製し、ボールミル装置５の容器５ａに投入し、粉末粒子３に対して、強加工処理としてのメカニカルミリング処理（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｍｉｌｌｉｎｇ：以下、ＭＭ処理ともいう）を行い、中間粒子６（図３（ｂ）参照）を得る（メカニカルミリング処理工程）。
メカニカルミリング処理とは、金属製ボール等と共に被処理粉末を投入した容器を連続的に回転させることにより当該被処理粉末に対して繰り返し衝撃を加えることで強加工を行うことができる処理である。
このメカニカルミリング処理によれば、被処理粉末の表面全体に対して均一に強加工を行うことができる。
【００４１】
メカニカルミリング処理前の粉末粒子３は、図３（ａ）に示すように、比較的粗大な結晶粒７で構成されている。
本実施形態では、粉末粒子３に対してメカニカルミリング処理による強加工を行う。これによって、図３（ｂ）に示すように、粉末粒子３の表面に微細な結晶粒である表面部微細結晶粒８ａからなる表面部微細粒組織領域８を形成することができる。
このメカニカルミリング処理によって形成される表面部微細粒組織領域８は、粉末粒子３の表面全体に対して均一に形成される。
【００４２】
メカニカルミリング処理は、粉末粒子３の中心部に存在する結晶粒７に影響を与えることなく、表面近傍の結晶粒７のみを微細化する。
よって、メカニカルミリング処理によって得られる中間粒子６は、表面に表面部微細粒組織領域８を有しかつ中心部に表面部微細結晶粒８ａよりも粗大な結晶粒７であった粗大結晶粒２ａによって構成されている粗大粒組織領域２を有している。
【００４３】
メカニカルミリング処理が行われる粉末粒子３は、回転電極法や、アトマイズ法によって製造された粉末であり、その平均粒子径は、原材料の種類や製法等によって異なるが、後述するように、金属材料とされた後の粗大粒組織領域２の断面面積率に影響を与えるため、適切に設定する必要がある。
粉末粒子３の平均粒子径が比較的小さいと、メカニカルミリング処理によって表面部微細粒組織領域８を形成したときに、当該粉末粒子３の中心部に生じる粗大粒組織領域２の面積が、表面部微細粒組織領域８に対して著しく小さくなるおそれがある。このため、粉末粒子３の平均粒子径は、好ましくは１００μｍ以上、さらに好ましくは２００μｍ以上に設定される。また、粉末粒子３の平均粒子径が比較的大きいと、メカニカルミリング処理によって表面部微細粒組織領域８を形成したときに、当該粉末粒子３の中心部に生じる粗大粒組織領域２の面積が、表面部微細粒組織領域８に対して著しく大きくなるおそれがある。このため、粉末粒子３の平均粒子径は、好ましくは４００μｍ以下、さらに好ましくは３００μｍ以下に設定される。
【００４４】
粉末粒子３の平均結晶粒径は、メカニカルミリング処理によって得られる表面部微細結晶粒８ａの結晶粒径や、粗大粒組織領域２の粗大結晶粒２ａに影響を与えるため、適切に設定する必要がある。例えば、メカニカルミリング処理によって得られる表面部微細結晶粒８ａの平均結晶粒径が５μｍ以下であるとすると、粉末粒子３の平均結晶粒径は、５μｍよりも大きく設定する必要がある。中間粒子６の表面部微細粒組織領域８及び粗大粒組織領域２は、後述するように、焼結することによって金属材料に含まれる微細粒組織領域１及び粗大粒組織領域２を構成することとなる。よって、粗大粒組織領域２は、金属材料としたときの延性に影響を与える。よって、粉末粒子３の平均結晶粒径は、金属材料の延性を確保する観点から、好ましくは１０μｍ以上、さらに好ましくは３０μｍ以上に設定される。
【００４５】
また、原材料として、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金や、オーステナイト系ステンレス鋼を用いた場合、例えば、回転電極法やアトマイズ法等で製造された合金粉末であれば、急冷凝固されているため、実質的に準安定相の単相となっている場合がある。つまり、メカニカルミリング処理前の粉末粒子３の結晶粒７は、準安定相を多く含んでいることがある。
さらに、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金や、オーステナイト系ステンレス鋼は、準安定相の状態から加工を加えられると、加工が加えられた部分が加工誘起マルテンサイトに変態し加工硬化が生じる。
このため、メカニカルミリング処理開始前における粉末粒子３の結晶粒組織が準安定相の部分を含んでいる場合、粉末粒子３の表面に存在する準安定相の部分をメカニカルミリング処理によって安定相であるマルテンサイトに変態させることで、中間粒子６の表面に実質的に安定相の単相とされた表面部微細粒組織領域８を形成することができる。
【００４６】
図２に戻って、粉末粒子３と共に容器５ａに投入されるボール４は、粉末粒子３の表面に対して強加工を施すことができ、かつボール４に由来する不純物の混入を抑制することができる材料からなるボールであることが望ましい。例えば、粉末粒子３と同じ材料や、超硬合金、軸受鋼、クロム鋼、セラミックス等からなるボールが挙げられるが、これら例示のみに限定されるものではない。
【００４７】
ボール４の平均粒子径は、原材料の種類によって異なるので一概には決定することができない。従って、このボール４の平均粒子径は、加工対象の材料の種類等に応じて決定することが望ましい。通常、ボール４の平均粒子径は、粉末粒子３に対してメカニカルミリング処理を均一に実施する観点から、好ましくは３．０ｍｍ以上、より好ましくは５．０ｍｍ以上であり、メカニカルミリング処理の際の操作の容易性を確保する観点から、好ましくは１０ｍｍ以下、より好ましくは７．０ｍｍ以下である。
【００４８】
容器５ａは、当該容器５ａに由来する不純物の混入を抑制することができる材料からなるものであることが望ましい。このような材料としては、上述のボール４の材料と同様の材料が例示される。
【００４９】
容器５ａに投入される粉末粒子３とボール４との質量比率は、原材料の種類や、ボール４の種類、大きさによって異なるので一概には決定することができない。よって、この比率は、原材料の種類や、ボール４の種類、大きさによって適宜決定することが望ましい。通常、前記質量比率は、粉末粒子３に対してメカニカルミリング処理を均一に実施する観点から、粉末粒子／ボール＝１／１０〜１／２である。
【００５０】
メカニカルミリング処理は、ボールミル装置５の容器５ａに、粉末粒子３及びボール４を投入し、その後、容器５ａを密封した上でボールミル装置５を回転させることで行われる。
メカニカルミリング処理は、図２に示すように、遊星型のボールミル装置５を用いてもよいし、その他の市販されているメカニカルアロイング装置等を用いることもできる。
メカニカルミリング処理の処理時間や処理温度、処理雰囲気等は、粉末粒子３に強加工を施すのに十分な条件であればよい。例えば、処理時間は、中間粒子６の表面部微細粒組織領域８の断面面積率に影響を与える。
【００５１】
中間粒子６の表面部微細粒組織領域８及び粗大粒組織領域２は、後述するように、焼結することによって金属材料に含まれる微細粒組織領域１及び粗大粒組織領域２を構成することとなる。金属材料の微細粒組織領域１の断面面積率は、２０％以上、７０％以下であることが好ましく、これを実現することが可能な表面部微細粒組織領域８を形成するために、メカニカルミリング処理の処理時間としては、好ましくは１０時間以上、より好ましくは１５時間以上に設定される。
【００５２】
メカニカルミリング処理の処理温度は、特に限定されるものではなく、例えば、室温（例えば、２０〜３０度）であってもよく、室温より高い温度であってもよい。粉末粒子３の表面は、強加工によって活性な状態となる。よって、粉末粒子３の表面が酸化するのを抑制する観点から、処理雰囲気は、不活性ガス（例えば、アルゴンガス等）雰囲気で行うことが好ましい。
【００５３】
上述のように、粉末粒子３に対してメカニカルミリング処理を行うことで中間粒子６を得ると、次に、この中間粒子６を焼結する（焼結工程）。
【００５４】
図３（ｃ）に示すように、中間粒子６（図３（ｂ））を焼結することで、各中間粒子６表面の表面部微細粒組織領域８同士を互いに結合させ金属材料を形成する。このとき、金属材料の金属組織においては、各中間粒子６の表面部微細粒組織領域８が互いに結合することで、網目状組織とされた微細粒組織領域１が形成される。
また、各中間粒子に含まれている粗大粒組織領域２は、表面部微細粒組織領域８が網目状組織の微細粒組織領域１となることで、当該微細粒組織領域１の網目内部に配置され、微細粒組織領域１内に分散点在される。
【００５５】
つまり、中間粒子６の表面部微細粒組織領域８は、焼結後の金属材料の微細粒組織領域１として形成され、中間粒子６の粗大粒組織領域２は、微細粒組織領域１の網目内部に配置されて焼結後の金属材料の金属組織に含まれることとなる。
【００５６】
以上のようにして、中間粒子６を焼結することによって、各中間粒子６の表面部微細粒組織領域同士を互いに結合させ、金属組織が、表面部微細粒組織領域８同士が互いに結合することで網目状組織とされた微細粒組織領域１と、中間粒子６に含まれていた複数の粗大粒組織領域２と、を含み、複数の粗大粒組織領域２が微細粒組織領域１の網目内部に配置されている金属材料が形成される。
【００５７】
焼結工程は、図２に示す放電プラズマ焼結装置２０などを用いて行うことができる。この放電プラズマ焼結装置２０は、真空水冷チャンバ２１と、ダイ２２と、ダイ２２に挿入される上側及び下側パンチ２３，２４と、電源２５とを備えている。放電プラズマ焼結装置２０は、電源２５からの直流パルス電流を両パンチ２３，２４に与えることで加熱するとともに、ダイ２２の内部に充填される粉体等を、雰囲気調整された真空水冷チャンバ２１内で両パンチ２３，２４によって加圧し焼結を行うように構成されている。
【００５８】
中間粒子６は、そのまま又は所定の形状に圧粉されてダイ２２の内部に充填される。ダイ２２の内部に充填された中間粒子６は、上側及び下側パンチ２３，２４によって加圧され、さらに、両パンチ２３，２４に与えられる直流パルス電流によって加熱され焼結される。
【００５９】
図４は、焼結工程における焼結条件の一例を示す図である。焼結工程においては、加熱することによって昇温を開始するとともに両パンチ２３，２４を介して加圧を開始し、所定の保持温度Ｔに達するときに所定の保持圧力Ｐとなるように昇温速度や昇圧速度を設定する。
その後、所定の保持時間Ｈの間、保持温度Ｔ及び保持圧力Ｐを保持する。保持時間Ｈの経過後、所定の降温速度及び降圧速度によって降温及び降圧する。
【００６０】
昇温速度、及び保持温度Ｔは、後述するように、昇温前の微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒１ａの固相とは異なる他の固相の結晶粒を、金属材料の金属組織に析出させることを考慮して決定される。他の固相の結晶粒を析出させる観点から、昇温速度は、０．８〜１．７Ｋ／ｓに設定することが好ましい。
【００６１】
また、他の固相の結晶粒を析出させるためには、例えば、昇温時に原材料が固相変態を開始する温度を通過させることが考えられる。この場合、保持温度Ｔは、原材料が固相変態を開始する温度以上に設定する必要がある。
【００６２】
例えば、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金（例えば、ＡＳＴＭ−Ｆ７５等）の場合、約１２００Ｋで、常温で安定相であるＨＣＰ相（結晶構造が六方細密構造である相、ε相ともいう）から、常温で準安定相であるＦＣＣ相（結晶構造が面心立方構造である相、α相ともいう）に固相変態を開始する。
また、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金（例えば、ＪＩＳ６０種等）の場合も、約１２００Ｋで、常温で安定相であるＨＣＰ相（α相ともいう）から、常温で準安定相であるＢＣＣ相（結晶構造が体心立方構造である相、β相ともいう）に固相変態を開始する。
さらに１８Ｃｒ−８Ｎｉステンレス鋼（例えば、ＪＩＳ  ＳＵＳ３０４等）では、各成分をオーステナイト相に固溶させるための処理である固溶化熱処理の処理温度として、一般に約１１７３〜１４７３Ｋで保持される。
【００６３】
さらに、保持温度Ｔは、中間粒子６が十分に焼結可能な温度以上である点や、金属材料の結晶粒が粗大化しない程度の温度に抑制する必要があることも考慮する必要がある。上記観点を踏まえると、保持温度Ｔは、１１７３〜１４７３Ｋの範囲で、原材料として用いる合金に応じて適切に設定される。
【００６４】
また、保持圧力Ｐは、得られる金属材料の密度や、焼結に使用するダイ２２やパンチ２３，２４等の許容圧力の観点から、３０〜２００ＭＰａに設定することが好ましい。
保持時間Ｈは、金属材料の結晶粒の粗大化を抑制する観点から、１．８〜５．４Ｋｓに設定することが好ましい。
【００６５】
降圧速度は、降温速度に応じて適宜設定されるが、通常、１〜２ＭＰａ／ｓに設定することが好ましい。
【００６６】
降温速度は、後述する微細粒組織領域１の組織を制御する観点から、適宜設定される。比較的速い速度で降温すれば、安定相に比べて準安定相の割合が多い金属材料が得られる。従って、十分に速い速度で降温することで、実質的に準安定相で単相とされた金属材料を得ることができる。また、降温速度を低下させればさせるほど、安定相の割合が増加する。上記準安定相の割合を調整する際に行われる降温速度の調整は、原材料の種類等によって異なるが、例えば０．５〜６Ｋ／ｓに設定することができる。
【００６７】
また、中間粒子６が加圧、焼結される真空水冷チャンバ２１内の雰囲気は、真空雰囲気下（例えば、１５Ｐａ以下）に調整される。これによって、中間粒子６が焼結された後の金属材料内部に顕著な気孔等が生じるのを抑制することができる。
【００６８】
図５は、焼結工程における金属材料の微細粒組織領域１の結晶粒の変化を示した図である。この図５では、粉末粒子３の原材料として、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を用いた場合について説明する。
【００６９】
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、上述のように、約１２００Ｋで、常温で安定相であるＨＣＰ相から、常温で準安定相であるＢＣＣ相に固相変態を開始する。
図５（ａ）は、焼結工程における温度条件と、変態を開始する温度との関係を示した図である。図に示すように、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を用いた場合、保持温度Ｔが、ＢＣＣ相の領域に設定されており、ＨＣＰ相からＢＣＣ相に固相変態を開始する変態開始温度を通過するように温度条件が設定されている。よって、焼結工程における温度は、ＨＣＰ単相領域から、ＨＣＰ相とＢＣＣ相の２相領域、ＢＣＣ単相領域に亘って昇温され、保持温度Ｔに到達した後、保持時間Ｈで保持され、その後、所定の降温速度によって冷却降温される。
【００７０】
図５（ｂ）は、各相の温度領域における微細粒組織領域１の結晶粒の変化を示す図である。
図に示すように、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金におけるメカニカルミリング処理前（ＭＭ前）における粉末粒子表面付近の結晶粒は、比較的粗大な結晶粒で構成されている。このとき、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、ほぼＨＣＰ相の単相とされている。
粉末粒子表面付近の結晶粒は、その後メカニカルミリング処理によって微細化され、表面部微細粒組織領域８とされる。
【００７１】
メカニカルミリング処理後（ＭＭ後）、及び変態開始温度以下であるＨＣＰ単相領域では、微細粒組織領域１（表面部微細粒組織領域８）は、メカニカルミリング処理によって微細化された微細結晶粒で構成されている。Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、結晶粒はメカニカルミリング処理によって微細化された後もＨＣＰ相を維持する。よって、この場合の微細粒組織領域１は、ＨＣＰ相の結晶粒で構成されている。
【００７２】
メカニカルミリング処理後、常温から昇温されてＨＣＰ単相領域を通過するとともに、変態開始温度を通過して２相領域に到達すると、微細粒組織領域１には、ＢＣＣ相の結晶粒の析出が生じる。つまり、２相領域における微細粒組織領域１は、ＨＣＰ相の微細な結晶粒と、析出した微細なＢＣＣ相の結晶粒との２相組織となる。これによって、微細粒組織領域１全体として結晶粒がより微細される。
なおこのとき、粗大粒組織領域２においても、ＢＣＣ相の結晶粒が析出するが、元々粗大粒組織領域２を構成しているＨＣＰ相の結晶粒が粗大であるため、大きく影響を受けない。
【００７３】
さらに昇温され、２相領域を通過しＢＣＣ単相領域に到達し保持温度Ｔで保持されると、微細粒組織領域１は、ＢＣＣ相の結晶粒で構成される単相組織となる。このとき、ＢＣＣ単相領域内に属する保持温度Ｔで保持されることで、微細粒組織領域１の各結晶粒は粗大化するおそれがある。
この点、上述のように、変態開始温度を通過させることで新たに析出させた結晶粒によって微細粒組織領域１全体として結晶粒がより微細化されたことに加え、保持温度ＴをＢＣＣ単相領域内において極力低温に維持することによって、微細粒組織領域１の各結晶粒の粗大化が抑制される。
このとき、粗大粒組織領域２においても、ＢＣＣ相の結晶粒で構成される単相組織となるが、そのまま保持されることで、粗大な結晶粒が維持される。
【００７４】
その後、冷却降温され、再度ＨＣＰ単相領域に到達すると、微細粒組織領域１は、微細な結晶粒で構成された状態を維持した組織となる。このとき、微細粒組織領域１は、ほぼＨＣＰ相の微細結晶粒で構成されるが、降温の条件によっては、一部ＢＣＣ相の結晶粒を残留させることもできる。この場合、微細粒組織領域１は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含んだ２相組織となる。
また、粗大粒組織領域２については、ＨＣＰ相の粗大結晶粒で構成された組織となる。
【００７５】
上記のように焼結することによって得られた金属材料としてのＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、網目状組織とされた微細粒組織領域１と、微細粒組織領域１の網目内部に配置された複数の粗大粒組織領域２とを含んだ金属組織とすることができる。
【００７６】
上記構成の製造方法によれば、焼結工程における昇温によって、昇温前の微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒の固相であるＨＣＰ相とは異なる他の固相であるＢＣＣ相の結晶粒を析出させるので、微細粒組織領域１をさらに微細な結晶粒からなる金属組織とすることができる。この結果、その後より高温で保持されることで仮に結晶粒が多少成長したとしても、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒が粗大化するのを抑制できる。
【００７７】
図６は、焼結工程における金属材料の微細粒組織領域１の結晶粒の変化を示した他の例を示す図である。この図６では、粉末粒子３の原材料として、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金を用いた場合について説明する。
【００７８】
Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金においても、約１２００Ｋで、常温で安定相であるＨＣＰ相から、常温で準安定相であるＦＣＣ相に固相変態を開始する。
図６（ａ）は、本例の焼結工程における温度条件と、変態を開始する温度との関係を示した図である。図に示すように、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金を用いた場合、保持温度Ｔが、ＦＣＣ相の領域に設定されており、ＨＣＰ相からＦＣＣ相に固相変態を開始する変態開始温度を通過するように温度条件が設定されている。よって、焼結工程における温度は、ＨＣＰ単相領域から、ＨＣＰ相とＦＣＣ相の２相領域、ＦＣＣ単相領域に亘って昇温され、保持温度Ｔに到達した後、保持時間Ｈで保持され、その後、所定の降温速度によって冷却降温される。
【００７９】
図６（ｂ）は、本例における各相ごとの温度領域における微細粒組織領域１の結晶粒の変化を示す図である。
なお、ここでは、メカニカルミリング処理前のＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金による粉末粒子３として、上述したような、準安定相であるＦＣＣ相の結晶粒を多く含んでいるものを用いた場合を示している。
【００８０】
図に示すように、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金におけるメカニカルミリング処理前（ＭＭ前）における粉末粒子表面付近の結晶粒は、比較的粗大な結晶粒で構成されている。このとき、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金は、準安定相であるＦＣＣ相の結晶粒を多く含んでいる。なお、図に示すように、わずかに安定相であるＨＣＰ相の結晶粒を含んでいる場合もある。
粉末粒子表面付近の結晶粒は、その後メカニカルミリング処理によって微細化され、表面部微細粒組織領域８とされる。
【００８１】
メカニカルミリング処理後（ＭＭ後）、及び変態開始温度以下であるＨＣＰ単相領域では、微細粒組織領域１（表面部微細粒組織領域８）は、メカニカルミリング処理によって微細化された微細結晶粒で構成されている。さらに準安定相であるＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金は、上述したように、メカニカルミリング処理によって、その表面において加工誘起マルテンサイト変態が生じ、安定相であるＨＣＰ相に変態する。よって、この場合の微細粒組織領域１は、実質的にＨＣＰ相単相の微細な結晶粒で構成されている。
つまり、図に示すように、ＭＭ前の表面がＦＣＣ相とＨＣＰ相の２相が存在していたとしても、メカニカルミリング処理によって、実質的にＨＣＰ相単相の微細結晶粒とすることができる。
【００８２】
メカニカルミリング処理後、常温から昇温されてＨＣＰ単相領域を通過するとともに、変態開始温度を通過して２相領域に到達すると、微細粒組織領域１には、ＦＣＣ相の結晶粒の析出が生じる。つまり、２相領域における微細粒組織領域１は、ＨＣＰ相の微細な結晶粒と、析出した微細なＦＣＣ相の結晶粒との２相組織となる。これによって、微細粒組織領域１全体として結晶粒がより微細されるとともに、新たに析出したＦＣＣ相の結晶粒によってＨＣＰ相の結晶粒の粗大化が抑制される。
このとき、粗大粒組織領域２においては、すでにＦＣＣ相の結晶粒で構成されているため、２相領域においては大きく影響を受けない。
【００８３】
さらに昇温され、２相領域を通過しＦＣＣ単相領域に到達し保持温度Ｔで保持されると、微細粒組織領域１は、ＦＣＣ相の結晶粒で構成される単相組織となる。このとき、ＦＣＣ単相領域内に属する保持温度Ｔで保持されることで、微細粒組織領域１の各結晶粒は粗大化するおそれがある。
しかし、この場合も、変態開始温度を通過させることで新たに析出させた結晶粒によって微細粒組織領域１全体として結晶粒がより微細化されたことに加え、保持温度ＴをＦＣＣ単相領域内において極力低温に維持することによって、微細粒組織領域１の各結晶粒の粗大化が抑制される。
このとき、粗大粒組織領域２においても、ＦＣＣ相の結晶粒で構成される単相組織となるが、そのまま保持されることで、粗大な結晶粒が維持される。
【００８４】
その後、冷却降温され、再度ＨＣＰ単相領域に到達すると、微細粒組織領域１は、微細な結晶粒で構成された状態を維持した組織となる。
ここで、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金は、ＦＣＣ単相領域から所定の冷却速度で冷却降温すると、準安定相であるＦＣＣ相で構成された組織となるが、降温条件を適切に設定することで、ＦＣＣ相の結晶粒組織の中に、一部ＨＣＰ相の結晶粒を含む組織とすることができる。この場合、微細粒組織領域１は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒（ＦＣＣ相の結晶粒及びＨＣＰ相の結晶粒）を含んだ２相組織となる。
【００８５】
上記のように焼結することによって得られた金属材料としてのＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金では、網目状組織とされた微細粒組織領域１と、微細粒組織領域１の網目内部に配置された複数の粗大粒組織領域２とを含んだ金属組織とすることができる。
【００８６】
上記構成の製造方法においても、焼結工程における昇温によって、昇温前の微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒の固相とは異なる他の固相の結晶粒を析出させるので、微細粒組織領域１をさらに微細な結晶粒からなる金属組織とすることができる。この結果、その後より高温で保持され仮に結晶粒が多少成長したとしても、微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒が粗大化するのを抑制することができる。
【００８７】
例えば、ＨＣＰ単相領域において微細粒組織領域１がＦＣＣ相の単相である場合、常温から昇温されて変態開始温度を通過し２相領域に到達したとしても、微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒がＦＣＣ相であるため、異なる固相の結晶粒の析出は生じ得ない。このため、当該微細結晶粒の粗大化を抑制することができず、微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒が粗大化してしまうおそれがある。
【００８８】
この点、上記製造方法では、粉末粒子３の表面に存在するＦＣＣ相を、前記メカニカルミリング処理によって安定相であるＨＣＰ相に変態させることで、粉末粒子３の表面に実質的に安定相の単相とされた表面部微細粒組織領域８を形成するものであり、焼結工程において、微細粒組織領域１に、準安定相（ＦＣＣ相）の結晶粒を析出させるように構成されている。
この場合、メカニカルミリング処理前の粉末粒子がＦＣＣ相を含むものであったとしても、メカニカルミリング処理によって、粉末粒子３の表面に存在するＦＣＣ相の部分をＨＣＰ相に変態させるので、中間粒子６の表面部微細粒組織領域８を実質的にＨＣＰ相の単相とすることができ、微細粒組織領域１を実質的にＨＣＰ相の単相とすることができる。このため、焼結工程における昇温によって、ＦＣＣ相の結晶粒を確実かつ均一に析出させることができ、微細粒組織領域１を均一に微細化することができる。この結果、微細粒組織領域１における結晶粒の粗大化を均一に抑制することができる。
【００８９】
また、上記製造方法では、原材料として、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金、及びＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金を用いた場合を例示したが、これに限定されるものではなく、焼結温度にまで昇温する過程において、昇温前の微細粒組織領域１を構成している微細結晶粒の固相とは異なる他の固相の結晶粒を析出させることが可能な合金素材であればよい。
より具体的には、加工誘起変態や、拡散変態で２相となる合金、オーステナイト系ステンレス鋼や、２相ステンレス鋼が挙げられる。
【００９０】
１８Ｃｒ−８Ｎｉステンレス鋼等のオーステナイト系ステンレス鋼は、常温で準安定相であるオーステナイト相であり、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金と同様、メカニカルミリング処理等によって表面に強加工が与えられると加工誘起マルテンサイト変態が生じ、安定相であるα’相（ＢＣＣ相）に変態する。
よって、オーステナイト系ステンレス鋼を原材料として用いた場合、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金を用いた場合と同様に、メカニカルミリング処理によって粉末粒子３の表面の微細粒組織領域１を相変態させ、網目状組織とされた微細粒組織領域１と、微細粒組織領域１の網目内部に配置された複数の粗大粒組織領域２とを含んだ金属組織とすることができる。つまり、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金や、オーステナイト系ステンレス鋼のように、顕著に加工硬化を生じる合金であれば、同様の製造方法によって金属材料を製造することができる。
【００９１】
また、例えば、加工によって比較的容易にマルテンサイト変態を生じるＮｉ−Ｔｉ合金等の形状記憶合金や、加工硬化が著しく生じるマンガン鋼についても、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金と同様の製造方法によって金属材料を製造することができる。
【００９２】
なお上記製造方法では、粉末粒子に対する強加工としてメカニカルミリング処理を行い、表面に微細粒組織領域を設ける場合を示したが、例えば、一般的なボールミル、超音波ミル、振動ミル、あるいは、ショットブラスト等、表面に微細な加工を施すことで生じる応力によって、組織を微細化でき、また変態を誘起することが可能な他の強加工法によって、微細粒組織領域を設けることもできる。
【００９３】
また、上記製造方法における焼結工程では、放電プラズマ焼結によって粉末粒子（中間粒子）を加圧し焼結した場合を示したが、材料等に応じて焼結可能であれば、無加圧焼結であってもよい。また加熱方法も放電プラズマによるパルス通電加熱に限られず、その他一般的な熱源によって加熱してもよい。
【実施例】
【００９４】
次に、実施例などに基づいて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は、かかる実施例のみに限定されるものではない。
【００９５】
〔Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金について〕
まず、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金からなる粉末粒子を焼結することによって金属材料を製造した際の実験例について説明する。
（実験例１〜４）
粉末粒子として、回転電極法によって製造されたＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金（ＡＳＴＭ−Ｆ７５相当）の粉末（平均粒子径２１７μｍ）を用いた。
このＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金の粉末粒子の化学成分は、下記表１の通りであり、用いた粉末粒子は、実質的に単一の合金からなるものであることが確認できる。
【００９６】
【表１】
2018021262.tif 000003
【００９７】
上記Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金からなる粉末粒子を、鋼製ボール（ＪＩＳ  ＳＵＪ２
相当、平均粒子径５ｍｍ）とともに、遊星型ボールミル装置（フリッチュ社製、商品名：Ｐ−５型）の容器内に投入した。処理条件を、アルゴン雰囲気、室温、ボール：粉末粒子＝２：１（質量比率）、回転速度２００ｒｐｍ、処理時間０ｋｓ（実験例１）、５４ｋｓ（実験例２）、９０ｋｓ（実験例３）、１８０ｋｓ（実験例４）とし、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金の粉末粒子に対して、メカニカルミリング処理を行い、中間粒子を得た。
【００９８】
（試験例１）
実験例１〜４で得られた中間粒子の外観をＳＥＭ（（株）日立ハイテクノロジーズ社製、商品名：ＦＥ−ＳＥＭ  Ｓ−４８００）で観察した。
図７は、試験例１による中間粒子の観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例１で得られた中間粒子の観察結果、（ｂ）は、実験例２で得られた中間粒子の観察結果、（ｃ）は、実験例３で得られた中間粒子の観察結果、（ｄ）は、実験例４で得られた中間粒子の観察結果である。
【００９９】
メカニカルミリング処理の処理時間によって、各中間粒子の粒子径が極端に減少するといった様子は見られない。
図７（ａ）に示すように、メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例１）の粒子表面には、線状の模様が多数見られるが、図７（ｂ）〜（ｄ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後のもの（実験例２〜４）の粒子表面には、線状の模様は見られず、梨地状となっており、メカニカルミリング処理によって、表面全体に亘って強加工が施されていることが確認できる。
【０１００】
（試験例２）
実験例１〜４で得られた中間粒子に対してＸ線回折装置（（株）リガク社製、商品名：ＲＩＮＴ２０００）を用いて回折パターンを測定し、定性分析を行った。
図８は、試験例２による中間粒子のＸ線回折パターンを示す図であり、最下段がメカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例１）を示す図、最上段がメカニカルミリング処理を行った後のもの（処理時間５４ｋｓ：実験例２）を示す図である。また、下から２段目及び３段目には、メカニカルミリング処理の処理時間が０．６ｋｓ、３．６ｋｓのもののＸ線回折パターンを示している。
【０１０１】
メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例１）では、ＦＣＣ相（α相）のピークのみが見られ、ＨＣＰ相（ε相）のピークはほとんど確認することができない。
【０１０２】
メカニカルミリング処理の処理時間が０．６ｋｓである場合のＸ線回折パターンを見ると、ＦＣＣ相のピークとともにＨＣＰ相のピークが現れていることが判る。さらに、メカニカルミリング処理の処理時間が長くなるに従って、ＨＣＰ相のピーク強度が、ＦＣＣ相のピーク強度に対して相対的に大きくなっていることが判る。
【０１０３】
一般に、Ｃｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金の粉末粒子の表面にメカニカルミリング処理を行えば、その部分には加工誘起マルテンサイトが生じＨＣＰ相が現れる。
つまり、上記結果から、粉末粒子の表面にメカニカルミリング処理を行うことによって、粉末粒子の表面に存在するＦＣＣ相が安定相であるＨＣＰ相（加工誘起マルテンサイト）に変態していることが確認できる。
【０１０４】
図９は、試験例２による中間粒子のＸ線回折パターンを示す図であり、実験例１〜４によるＸ線回折パターンを示している。
メカニカルミリング処理を行っていない実験例１と比較して、メカニカルミリング処理を行った実験例２〜４のＸ線回折パターンでは、ピーク幅が広がるように現れている。さらに、メカニカルミリング処理の処理時間が増加するに従って、ピーク幅の広がりが序々に大きくなっている。
これは、メカニカルミリング処理によって、粉末粒子の表面部分の結晶組織にランダムなひずみが導入されているためであると思われる。よって、この点からも、粉末粒子の表面にメカニカルミリング処理を行うことによって、粉末粒子の表面に強加工が行われ相変態を誘起していることが確認できる。
【０１０５】
（実験例５）
実験例１で得られた中間粒子を、下記寸法の円筒状のダイ及びパンチによって構成された金型に充填した。
ダイ  ：外径３０ｍｍ、内径１５．２ｍｍ、軸方向長さ３０ｍｍ
パンチ：外径１５ｍｍ、軸方向長さ２０ｍｍ
【０１０６】
金型に充填された中間粒子を放電プラズマ焼結装置（シンテックス（株）製、商品名：ＤＲ．ＳＩＮＴＥＲ−１０２０）によって、真空下（１５Ｐａ＞）で、所定の温度条件及び圧力条件で焼結し、厚さ２．５〜５．５ｍｍ、直径１５ｍｍの円板状の焼結体（金属材料）を得た。
【０１０７】
図１０は、実験例５における温度条件及び圧力条件を示す図である。図に示すように、温度条件は、昇温速度１．１７Ｋ／ｓで昇温させ保持温度Ｔが１３２３Ｋ、保持時間Ｈが３．６ｋｓとなるように保持し、その後、降温速度１．１Ｋ／ｓ（制御プログラムの設定値）で冷却降温するように設定した。また、圧力条件は、上記温度条件において１３２３Ｋに到達するときに保持圧力Ｐが５０ＭＰａとなるように昇圧して、保持時間Ｈの間、５０ＭＰａを維持し、その後、降圧速度１．７ＭＰａ／ｓで降圧するように設定した。
【０１０８】
（実験例６〜８）
実験例２で得られた中間粒子を用いて実験例５と同様の操作を行い、円板状の焼結体を得た（実験例６）。同様に、実験例３で得られた中間粒子を用いて実験例５と同様の操作を行い、円板状の焼結体を得た（実験例７）。実験例４で得られた中間粒子を用いて実験例５と同様の操作を行い、円板状の焼結体を得た（実験例８）。
【０１０９】
（試験例３）
実験例５〜８で得られた金属材料を切断し試験片を得た。この試験片を樹脂に埋包した上で、切断面を鏡面研磨した後、ＳＥＭが備えるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）検出器（オックスフォード・インストゥルメンツ株式会社製、商品名：ＮｏｒｄｌｙｓＮａｎｏ）を用いて各金属材料における結晶粒の観察を行った。
【０１１０】
図１１は、試験例３における各金属材料における結晶粒界マップを示す図であり、（ａ）は、実験例５で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、実験例６で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｃ）は、実験例７で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｄ）は、実験例８で得られた金属材料の結晶粒界マップである。なお、図中、スケールバーは１００μｍを示している。
【０１１１】
図１１（ａ）に示すように、メカニカルミリング処理を行わずに焼結したもの（実験例５）の断面組織では、比較的粗大な結晶粒と、粗大な結晶粒と比較して微細な結晶粒とが見られる。
上記比較的粗大な結晶粒（粗大結晶粒）は、複数で円形状の集合体を形成しており、元の粉末粒子を構成していた結晶粒であることが判る。比較的微細な結晶粒（微細結晶粒）は、他の実験例と比較してその占める割合が少なく、複数の粗大結晶粒で構成されている集合体同士の間に部分的に存在している。
このようにメカニカルミリング処理を行わずに焼結した実験例５に係る金属材料は、網目状組織とされた微細粒組織領域を有していない。
【０１１２】
図１１（ｂ）〜（ｄ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後に焼結したもの（実験例６〜８）の断面組織では、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域を含むとともに、粗大結晶粒によって構成されている粗大粒組織領域を複数含んでいる。
複数の粗大粒組織領域は、微細粒組織領域内に分散点在しており、微細粒組織領域が、網目状組織となっていることが判る。
【０１１３】
また、図１１（ｂ）〜（ｄ）を見ると、メカニカルミリング処理の処理時間が長くなるに従って、各粗大粒組織領域の大きさが小さくなり、粗大粒組織領域の占める面積が序々に小さくなっていることが判る。
粗大粒組織領域は、図１１（ａ）における複数の粗大結晶粒の集合体に相当するものであり、焼結前の中間粒子を構成していた結晶粒の内、中間粒子の中心部においてメカニカルミリング処理の影響を受けなかった部分である。一方、網目状組織とされている微細粒組織領域は、焼結前の中間粒子それぞれの表面にメカニカルミリング処理によって形成されていた表面部微細粒組織領域が焼結によって互いに結合した部分である。
【０１１４】
よって、メカニカルミリング処理の処理時間が長くなるに従って、各粗大粒組織領域の大きさが小さくなり、微細粒組織領域の占める面積が序々に大きくなっていることから、焼結前の中間粒子の表面部微細粒組織領域は、メカニカルミリング処理の処理時間が長ければ長いほどその占める割合が大きくなり、逆に中間粒子の中央部の粗大粒組織領域は、メカニカルミリング処理の処理時間が長ければ長いほどその占める割合が小さくなっていたことが判る。
【０１１５】
また、上記結果から、メカニカルミリング処理の処理時間を調整することによって、微細粒組織領域の占める割合と、粗大粒組織領域の占める割合とを調整できることが判る。
【０１１６】
（試験例４）
試験例３で得た結晶粒界マップの画像データを画像解析ソフト（オックスフォード・インストゥルメンツ株式会社製、商品名：ＥＢＳＤ分析ソフトウェアＡＺｔｅｃＨＫＬ）を用いて処理し、実験例５〜８で得られた金属材料それぞれの微細粒組織領域の断面面積率を求めた。また、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の平均結晶粒径、及び粗大粒組織領域を構成している粗大結晶粒の平均結晶粒径を求めた。
【０１１７】
図１２（ａ）は、微細粒組織領域の断面面積率と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフである。
図中、実験例６の微細粒組織領域の断面面積率は、５７．３％、実験例７の微細粒組織領域の断面面積率は、６５．８％、実験例８の微細粒組織領域の断面面積率は、７９．２％であった。
このように、メカニカルミリング処理の処理時間が長ければ長いほど微細粒組織領域の断面面積率が高くなっていることを確認することができる。
【０１１８】
図１２（ｂ）は、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒の平均結晶粒径と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフである。
図中、実験例５の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、３６．８μｍ、実験例６の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、３７．６μｍ、実験例７の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、３６．４μｍ、実験例８の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、３３．１μｍであり、粗大粒組織領域を構成する粗大結晶粒は、メカニカルミリング処理の処理時間に応じてやや小さくなっていることが判る。
一方、微細粒組織領域を構成する微細結晶粒は、実験例６が３．２μｍ、実験例７が３．１μｍ、実験例８が３．１μｍであり、メカニカルミリング処理の処理時間に関係なく約３μｍでほぼ一定であることが判る。
【０１１９】
図１３は、Ｃｏ−Ｃｒ２元状態図である。実験例５〜８において用いたＣｏ−２８Ｃｒ−６Ｍｏ合金は、Ｃｒを２７．７３重量％含有しているので、図１０に示す温度条件によって焼結が行われると、図１３によると、１２００（９２７℃）Ｋ弱で、安定相であるＨＣＰ相単相領域から、常温で準安定相であるＦＣＣ相に固相変態を開始して２相領域となり、１２００Ｋ強で、２相領域から、ＦＣＣ相単相領域に到達する。また、保持時間Ｈの間は、ＦＣＣ単相領域で保持される。
【０１２０】
よって、実験例６〜８では、粉末粒子の表面のＦＣＣ相を、メカニカルミリング処理によって安定相であるＨＣＰ相に変態させることで、粉末粒子の表面に実質的にＨＣＰ相の単相とされた微細粒組織領域を形成するものであり、焼結において、変態開始温度を通過するように昇温することで、メカニカルミリング処理によってＨＣＰ相の単相とされている微細粒組織領域に、ＦＣＣ相の結晶粒を析出させる。これによって、微細粒組織領域がさらに微細な結晶粒からなる金属組織となる。
【０１２１】
これにより、その後より高温の保持温度Ｔで保持されたとしても、図１１（ｂ）〜（ｄ）、図１２（ｂ）に示すように、微細粒組織領域を構成する微細結晶粒の平均結晶粒径は、約３μｍでほぼ一定となっており、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の粗大化が抑制されている。
【０１２２】
また、微細粒組織領域がメカニカルミリング処理によってＨＣＰ相の単相とされているので、焼結における昇温によって、ＦＣＣ相の結晶粒を微細粒組織領域に均一に析出させることができ、微細粒組織領域が均一に微細化される。この結果、微細粒組織領域における結晶粒の粗大化が均一に抑制されている。
【０１２３】
（試験例５）
マイクロビッカース硬度計（（株）島津製作所社製、商品名：ＨＭＶ−２）を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に従い、実験例５〜８で得られた金属材料それぞれについて、断面硬さ測定を実施した。
試験例３で調製した試験片の切断面に対して、試験荷重９８０．７ｍＮ、保持時間５ｓでマイクロビッカース硬さ試験を行った。
【０１２４】
図１４は、マイクロビッカース硬さ試験における測定箇所を説明するための図である。測定箇所は、一つの試験片の切断面の内の任意の領域において、図１４に示すように、２０μｍ間隔で直線状に配列された測定箇所を１００箇所設定し、各測定箇所について断面硬さを測定した。
【０１２５】
図１５は、試験例５による各金属材料の断面硬さの測定結果を示す図であり、実験例５〜８それぞれの断面硬さ測定値の平均値と、その値の幅を示す図である。
メカニカルミリング処理を行わずに焼結した金属材料（実験例５）は、断面硬さの平均値が４０３ＨＶであり、他の実験例と比較して断面硬さが低く表れている。これは、実験例５では、図１１（ａ）に示したように、微細粒組織領域がほとんどなく、その金属組織の内の大半が粗大結晶粒で構成されているからである。
実験例６の断面硬さの平均値は、４２９ＨＶ、実験例７の断面硬さの平均値は、４５８ＨＶ、実験例８の断面硬さの平均値は、４７１ＨＶであった。これらを見ると、メカニカルミリング処理の処理時間が多くなるに従って断面硬さの平均値が大きくなっていることが明らかである。これにより、微細粒組織領域の断面面積率が高くなれば、強度が高められることが判る。
【０１２６】
図１６は、試験例５による実験例５〜８それぞれの断面硬さの測定結果に関する度数分布グラフである。なお、図中、縦軸は、断面硬さの数値幅を「１０」ごととしたときの相対度数を示しており、横軸は、断面硬さの値を数値幅「１０」ごとに示している。
【０１２７】
図１６中、メカニカルミリング処理を行わずに焼結した金属材料（実験例５）では、３５０ＨＶから４８０ＨＶの範囲で一様に広く分散している。
メカニカルミリング処理を行った後に焼結した金属材料（実験例６〜８）では、メカニカルミリング処理の処理時間が多くなるに従って断面硬さの平均値が大きくなるとともに、断面硬さの分布が２つのグループに分かれる。
【０１２８】
断面硬さの分布が２つグループに分かれるのは、図１１に示したように、実験例６〜８では、微細粒組織領域と、粗大粒組織領域とが存在しているからであり、断面硬さの分布における２つグループの内、値が高い方は微細粒組織領域の断面硬さ、値が低い方は粗大粒組織領域の断面硬さを示している。
また、微細粒組織領域の断面硬さ、及び粗大粒組織領域の断面硬さは、メカニカルミリング処理の処理時間の変化に対して、変化は見られない。
【０１２９】
また、図１６に示すように、メカニカルミリング処理の処理時間が長くなるに従って、相対的に硬さ値の高い微細粒組織領域の断面硬さの度数が増加している。これは、図１１、図１２にて示したように、メカニカルミリング処理の処理時間が長ければ長いほど微細粒組織領域の断面面積率が高くなっていることと一致している。つまり、図１１、図１２にて示したように、メカニカルミリング処理の処理時間が長ければ長いほど微細粒組織領域の面積が大きくなるので、微細粒組織領域の断面硬さを測定する確率がより高くなるためである。
【０１３０】
（試験例６）
万能試験機（（株）島津製作所社製、商品名：オートグラフＡＧ−１  ５０ｋＮ）を用いて、実験例５〜８で得られた金属材料それぞれについて、破断に至るまで引張試験を行った。実験例５〜８で得られた金属材料を用いて長さ３ｍｍ、幅１ｍｍ、厚み１ｍｍの試験片を作成し、初期歪速度を５．６×１０−４ｓ−１に設定し引張試験を行った。
【０１３１】
図１７は、試験例６による引張試験によって得られた応力−ひずみ曲線である。
また、図１８は、引張試験によって得られた引張強度と、破断伸びとの関係を示す図である。
【０１３２】
図中、メカニカルミリング処理を行わずに焼結した金属材料（実験例５）は、最も引張強度が低く、１２０１ＭＰａであったが、破断伸びは、２４．１％と、他の実験例と比較して相対的に高い値であった。
【０１３３】
メカニカルミリング処理を５４ｋｓ行った後に焼結した金属材料（実験例６）は、引張強度が１２８３ＭＰａと、実験例５と比較して高くなっている。また、破断伸びは、２４．３％とこれも実験例５と比較して高くなっている。
【０１３４】
メカニカルミリング処理を９０ｋｓ行った後に焼結した金属材料（実験例７）は、引張強度が１２９７ＭＰａと、実験例５及び６と比較して高くなっている。一方、破断伸びは、２２．６％とやや実験例５と比較してやや低くなっている。
【０１３５】
メカニカルミリング処理を１８０ｋｓ行った後に焼結した金属材料（実験例８）は、引張強度が１２５１ＭＰａと、実験例５よりは高いが、実験例６及び７と比較してやや低くなっている。破断伸びは、１３．１％と実験例５と比較して低くなっている。
【０１３６】
このように、粉末粒子にメカニカルミリング処理を行って焼結することで、金属組織が網目状組織の微細粒組織領域と、網目内部に配置された粗大粒組織領域とで構成されている実験例６及び７による金属材料では、網目状組織の微細粒組織領域を有していない実験例５の金属材料と比較して、強度を高めつつ延性も維持できることが確認できる。
【０１３７】
一方、実験例８による金属材料では、金属組織が微細粒組織領域及び粗大粒組織領域で構成されており、実験例５の金属材料に対して強度については高められるが、延性については低下している。この理由は、実験例８では、強度の高い微細粒組織領域の占める割合が大きく、硬さや強度が高くなることにより、変形に対する自由度が低下したためである。
この点より、微細粒組織領域の割合は、実験例７におけるの微細粒組織領域の断面面積率を含む範囲として断面面積率で７０％以下であることが好ましいことが判る。
【０１３８】
（試験例７）
試験例６において作成した実験例５〜８それぞれの試験片であって、引張試験前の試験片と、引張試験後の試験片に対して、Ｘ線回折装置を用いて回折パターンを測定した。
図１９は、試験例７によるＸ線回折パターンを示す図であり、実験例５〜８それぞれにおける引張試験前の試験片のＸ線回折パターンを示している。
また、図２０は、試験例７によるＸ線回折パターンを示す図であり、実験例５〜８それぞれにおける引張試験後の試験片のＸ線回折パターンを示している。
【０１３９】
図１９及び図２０を見ると、共に、ＦＣＣ相のピークとともに、ＨＣＰ相のピークが見られ、実験例５〜８による金属材料が、ＦＣＣ相と、ＨＣＰ相の２相組織で構成されていることが判る。
【０１４０】
また、引張試験前後でＸ線回折パターンを比較すると、引張試験前（図１９）では、ＨＣＰ相のピークの内、（１０−１１）面のピークが、実験例５〜８のいずれについても極めて低い状態であるのに対して、引張試験後（図２０）では、実験例６〜８の試験片については顕著に表れている。また、引張試験後の実験例５の試験片については、引張試験前とほとんど変化がない。
【０１４１】
上記結果から、実験例６〜８では、引張試験による塑性変形に起因してＦＣＣ相がＨＣＰ相に相変態していることが判る。
一方、実験例５では、引張試験による塑性変形による、ＦＣＣ相からＨＣＰ相への相変態がほとんど見られないことが判る。
実験例５による金属材料は上述のように微細粒組織領域を有しておらず、実験例６〜８による金属材料は微細粒組織領域を有していることから、微細粒組織領域を構成しているＦＣＣ相がＨＣＰ相に変態していることが推察される。
【０１４２】
上記の結果から、実験例６や７による金属材料は、ＦＣＣ相からＨＣＰ相への相変態が生じることで、引張強度や延性といった機械的特性が実験例５と比較して向上していると言える。
つまり、上記の結果から、ＦＣＣ相からＨＣＰ相への相変態は、引張強度や延性といった機械的特性に影響を与えること、及び、網目状組織とされた微細粒組織領域を有していることによって、相変態による機械的特性に影響が大きくなることが判る。
【０１４３】
〔オーステナイト系ステンレス鋼について〕
次に、オーステナイト系ステンレス鋼からなる粉末材料を焼結することによって金属材料を製造した際の実験例について説明する。
（実験例９〜１１）
粉末粒子として、回転電極法によって製造された１８Ｃｒ−８Ｎｉのステンレス鋼（ＪＩＳ  ＳＵＳ３０４Ｌ相当）の粉末（平均粒子径１２０μｍ）を用いた。
このステンレス鋼の粉末粒子の化学成分は、下記表２の通りであり、用いた粉末粒子は、実質的に単一の合金からなるものであることが確認できる。
【０１４４】
【表２】
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【０１４５】
上記ステンレス鋼からなる粉末粒子を、ステンレス鋼製ボール（ＪＩＳ  ＳＵＳ３０４相当、平均粒子径５ｍｍ）とともに、遊星型ボールミル装置の容器内に投入した。処理条件を、アルゴン雰囲気、室温、ボール：粉末粒子＝２：１（質量比率）、回転速度２００ｒｐｍ、処理時間０ｋｓ（実験例９）、１８０ｋｓ（実験例１０）、３６０ｋｓ（実験例１１）とし、ステンレス鋼の粉末粒子に対して、メカニカルミリング処理を行い、中間粒子を得た。
【０１４６】
（試験例８）
実験例９，１０で得られた中間粒子の外観をＳＥＭで観察した。
図２１は、試験例８による中間粒子の観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例９で得られた中間粒子の観察結果、（ｂ）は、実験例１０で得られた中間粒子の観察結果である。
【０１４７】
両者を比較すると、メカニカルミリング処理によって、中間粒子の粒子径が極端に減少するといった様子は見られない。
図２１（ａ）に示すように、メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例９）の粒子表面には、微細な規則的な模様が多数見られるが、図２１（ｂ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後のもの（実験例１０）の粒子表面は、梨地状となっており、メカニカルミリング処理によって、表面全体に亘って強加工が施されていることが確認できる。
【０１４８】
（試験例９）
実験例９，１０で得られた中間粒子の断面をＳＥＭで観察した。実験例９，１０で得られた中間粒子を樹脂に埋包後、耐水ペーパー等によって前記樹脂を研磨して中間粒子の断面を得た。
図２２は、試験例９による中間粒子の断面観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例９で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｂ）は、（ａ）の表面部分の拡大観察結果、（ｃ）は、実験例１０で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｄ）は、（ｃ）の表面部分の拡大観察結果である。
【０１４９】
図２２（ａ）を見ると、メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例９）は、表面形状が滑らかな円状となっている。
また、図２２（ｂ）に示すように、メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例９）は、表面から深さ方向に１０〜１５μｍ程度までの範囲で、中心部よりも微細な組織となっている。
【０１５０】
図２２（ｃ）を見ると、メカニカルミリング処理を行った後のもの（実験例１０）は、メカニカルミリング処理を行っていないものと比較して表面形状に変形が見られ、メカニカルミリング処理によって、表面に強加工が施されていることが確認できる。
図２２（ｄ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後のものは、表面から深さ方向に５μｍ程度までの範囲で、中心部とは異なる微細組織が表面側に一様に現れていることが確認できる。
この図２２（ｄ）において、中心部とは異なる微細組織として表面側に現れている部分の断面硬さを測定したところ、４８３ＨＶであり、中心部の断面硬さを測定したところ、３９６ＨＶであった。
オーステナイト系ステンレス鋼は、常温においては準安定相であるＦＣＣ相（オーステナイト相：γ相）であることから、図２２（ｄ）の表面側にあらわれている中心部とは異なる微細組織は、加工誘起マルテンサイト、つまり、安定相であるＢＣＣ相（α’相）であることが推察される。
なお、中心部は、準安定相であるＦＣＣ相であることが推察される。
【０１５１】
（実験例１２）
実験例９で得られた中間粒子を、真空下（０．１ＭＰａ＞）で、所定の温度条件及び圧力条件で焼結し、厚さ２．５〜５．５ｍｍ、直径１５ｍｍの円板状の焼結体（金属材料）を得た。
焼結に用いた金型及び装置は、実験例５と同様である。
【０１５２】
図２３は、実験例１２における温度条件及び圧力条件を示す図である。図に示すように、温度条件は、昇温速度１．１７Ｋ／ｓで昇温させ保持温度Ｔが１１７３Ｋ、保持時間Ｈが３．６ｋｓとなるように保持し、その後、降温速度１．１Ｋ／ｓで冷却降温するように設定した。また、圧力条件は、上記温度条件において１１７３Ｋに到達するときに保持圧力Ｐが５０ＭＰａとなるように昇圧して、保持時間Ｈの間、５０ＭＰａを維持し、その後、降圧速度１．７ＭＰａ／ｓで降圧するように設定した。
【０１５３】
（実験例１３，１４）
実験例１０で得られた中間粒子を用いて実験例１２と同様の操作を行い、円板状の焼結体を得た（実験例１３）。同様に、実験例１１で得られた中間粒子を用いて実験例１２と同様の操作を行い、円板状の焼結体を得た（実験例１４）。
【０１５４】
（試験例１０）
実験例１２〜１４で得られた金属材料を切断し試験片を得て、ＳＥＭが備えるＥＢＳＤ検出器を用いて各金属材料における結晶粒の観察を行った。
【０１５５】
図２４は、試験例１０による各金属材料における結晶粒界マップを示す図であり、（ａ）は、実験例１２で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、実験例１３で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｃ）は、実験例１４で得られた金属材料の結晶粒界マップである。なお、図中、スケールバーは１００μｍを示している。
【０１５６】
図２４（ａ）に示すように、メカニカルミリング処理を行わずに焼結したもの（実験例１２）の断面組織では、比較的粗大な結晶粒（粗大結晶粒）によって構成されており、図２４（ｂ），（ｃ）で見られる微細な結晶粒は見られない。
このようにメカニカルミリング処理を行わずに焼結した実験例１２に係る金属材料は、網目状組織とされた微細粒組織領域を有していない。
【０１５７】
図２４（ｂ），（ｃ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後に焼結したもの（実験例１３，１４）の断面組織では、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域を含むとともに、粗大結晶粒によって構成されている粗大粒組織領域を複数含んでいる。
複数の粗大粒組織領域は、微細粒組織領域内に分散点在しており、微細粒組織領域が、網目状組織となっていることが判る。
【０１５８】
また、図２４（ｂ），（ｃ）を見ると、メカニカルミリング処理の処理時間が長い方が、粗大粒組織領域の大きさが小さくなり、粗大粒組織領域の占める面積が小さくなっていることが判る。
上記結果から、メカニカルミリング処理の処理時間を調整することによって、微細粒組織領域の占める割合と、粗大粒組織領域の占める割合とを調整できることが判る。
【０１５９】
（試験例１１）
試験例１０で得た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、実験例１２〜１４で得られた金属材料それぞれの微細粒組織領域の断面面積率を求めた。また、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の平均結晶粒径、及び粗大粒組織領域を構成している粗大結晶粒の平均結晶粒径を求めた。
【０１６０】
図２５（ａ）は、微細粒組織領域の断面面積率と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフである。
図中、実験例１３の微細粒組織領域の断面面積率は、２１％、実験例１４の微細粒組織領域の断面面積率は、４１％であった。
このように、メカニカルミリング処理の処理時間が長ければ長いほど微細粒組織領域の断面面積率が高くなっていることが確認することができる。
【０１６１】
図２５（ｂ）は、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒の平均結晶粒径と、メカニカルミリング処理の処理時間との関係を示すグラフである。
図中、実験例１２の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、１９．７μｍ、実験例１３の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、１６．９μｍ、実験例１４の粗大結晶粒の平均結晶粒径は、１７．６μｍであり、粗大粒組織領域を構成する粗大結晶粒は、メカニカルミリング処理の処理時間に応じてやや小さくなっていることが判る。
一方、微細粒組織領域を構成する微細結晶粒の平均結晶粒径は、実験例１３が２．０μｍ、実験例１４が１．５μｍであり、両者で大きな差がないことが判る。
【０１６２】
実験例１２〜１４において用いたステンレス鋼は、ＳＵＳ３０４相当であり、固溶化熱処理の温度がＪＩＳ  Ｇ４３０３によると１２８３〜１４２３Ｋであり、保持温度Ｔである１１７３Ｋでは、オーステナイト単相領域であると考えられる。
よって、図２３に示す温度条件によって焼結が行われると、α相領域からγ相（オーステナイト相）領域に到達し、保持温度Ｔに至ることとなる。
【０１６３】
よって、実験例１３，１４では、粉末粒子の表面の準安定相であるＦＣＣ相を、メカニカルミリング処理によって加工誘起マルテンサイト変態させ安定相であるＢＣＣ相（α’相）に変態させることで、粉末粒子の表面に実質的にＢＣＣ相（α’相）の単相とされた微細粒組織領域を形成するものであり、焼結において、ＢＣＣ相（α相）からＦＣＣ相（γ相）に変態する変態開始温度を通過するように昇温することで、メカニカルミリング処理によってＢＣＣ相（α’相）とされている微細粒組織領域に、ＦＣＣ相（γ相）の結晶粒を析出させる。これによって、微細粒組織領域がさらに微細な結晶粒からなる金属組織となる。
【０１６４】
これにより、その後より高温の保持温度Ｔで保持されたとしても、図２４（ｂ），（ｃ）に示すように、微細粒組織領域を構成する微細結晶粒の平均結晶粒径は、約１．５〜２．０μｍとなっており、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の粗大化が抑制されている。
【０１６５】
また、微細粒組織領域がメカニカルミリング処理によってＢＣＣ相の単相とされているので、焼結における昇温によって、ＦＣＣ相の結晶粒を微細粒組織領域に均一に析出させることができ、微細粒組織領域が均一に微細化される。この結果、微細粒組織領域における結晶粒の粗大化が偏りなく均一に抑制されている。
【０１６６】
（試験例１２）
万能試験機を用いて、実験例１２〜１４で得られた金属材料それぞれについて、破断に至るまで引張試験を行った。
【０１６７】
図２６は、試験例１２による引張試験によって得られた引張強度と、破断伸びとの関係を示す図である。
【０１６８】
図中、メカニカルミリング処理を行わずに焼結した金属材料（実験例１２）は、引張強度が約５７０ＭＰａ、破断伸びが約６０％と、他の実験例と比較して、引張強度及び破断伸びが共に最も低い値である。
【０１６９】
メカニカルミリング処理を１８０ｋｓ行った後に焼結した金属材料（実験例１３）は、引張強度が約６７０ＭＰａと、実験例１２と比較して高くなっている。また、破断伸びは、約８０％とこれも実験例１２と比較して高くなっている。
【０１７０】
メカニカルミリング処理を３６０ｋｓ行った後に焼結した金属材料（実験例１４）は、破断伸びは、８０％と実験例１３と同等であるが、引張強度が約７４０ＭＰａと、実験例１３と比較してさらに高くなっていることが判る。
【０１７１】
このように、粉末粒子にメカニカルミリング処理を行って焼結することで、金属組織が網目状組織の微細粒組織領域と、網目内部に配置された粗大粒組織領域とで構成されている実験例１３及び１４による金属材料では、網目状組織の微細粒組織領域を有していない実験例１２の金属材料と比較して、強度を高めつつ延性も維持できることが確認できる。
【０１７２】
〔Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金について〕
次に、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金からなる粉末材料を焼結することによって金属材料を製造した際の実験例について説明する。
（実験例１５，１６）
粉末粒子として、回転電極法によって製造されたＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金（ＪＩＳ６０種相当）の粉末（平均粒子径２１０μｍ）を用いた。
【０１７３】
上記Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金からなる粉末粒子を、鋼製ボール（ＪＩＳ  ＳＵＪ２相当、平均粒子径９．５ｍｍ）とともに、遊星型ボールミル装置の容器内に投入した。処理条件を、アルゴン雰囲気、室温、ボール：粉末粒子＝２：１（質量比率）、回転速度２００ｒｐｍ、処理時間０ｋｓ（実験例１５）、９０ｋｓ（実験例１６）とし、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の粉末粒子に対して、メカニカルミリング処理を行い、中間粒子を得た。
【０１７４】
（試験例１３）
実験例１５，１６で得られた中間粒子の外観をＳＥＭで観察した。
図２７は、試験例１３による中間粒子の観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例１５で得られた中間粒子の観察結果、（ｂ）は、実験例１６で得られた中間粒子の観察結果である。
【０１７５】
両者を比較すると、メカニカルミリング処理によって、中間粒子の粒子径が極端に減少するといった様子は見られない。
図２７（ａ）に示すように、メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例１５）の粒子表面は、非常に滑らかであるが、図２７（ｂ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後のもの（実験例１６）の粒子表面は、凹凸が見られ、メカニカルミリング処理によって、表面全体に亘って強加工が施されていることが確認できる。
【０１７６】
（試験例１４）
実験例１５，１６で得られた中間粒子の断面をＳＥＭで観察した。実験例１５，１６で得られた中間粒子を樹脂に埋包後、耐水ペーパー等によって前記樹脂を研磨して中間粒子の断面を得た。
図２８は、試験例１４による中間粒子の断面観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例１５で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｂ）は、実験例１６で得られた中間粒子の断面全体の観察結果、（ｃ）は、（ｂ）の表面部分の拡大観察結果である。
【０１７７】
図２８（ａ）を見ると、メカニカルミリング処理を行っていないもの（処理時間０ｋｓ：実験例１５）は、表面形状が滑らかな円状となっている。
【０１７８】
図２８（ｂ）を見ると、メカニカルミリング処理を行った後のもの（実験例１６）は、メカニカルミリング処理を行っていないものと比較して表面形状に変形が見られ、メカニカルミリング処理によって、表面に強加工が施されていることが確認できる。
図２８（ｃ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後のものは、中心部が針状組織となっており、表面から深さ方向に２０〜４０μｍ程度までの範囲で、中心部とは異なる微細組織が表面側に一様に現れていることが確認できる。
この図２８（ｃ）において、中心部とは異なる微細組織として表面側に現れている部分の断面硬さを測定したところ、３９７ＨＶであり、中心部の断面硬さを測定したところ、３６９ＨＶであった。
【０１７９】
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、常温においては安定相であるＨＣＰ相であることから、図２８（ｃ）において、表面側にあらわれている中心部とは異なる微細組織と、中心部の針状組織とは、共にＨＣＰ相であることが推察される。
【０１８０】
（実験例１７）
実験例１５で得られた中間粒子を、アルゴン雰囲気下で、所定の温度条件及び圧力条件で焼結し、厚さ２．５〜５．５ｍｍ、直径１５ｍｍの円板状の焼結体（金属材料）を得た。
焼結に用いた金型及び装置は、実験例５と同様である。
【０１８１】
図２９は、実験例１７による温度条件及び圧力条件を示す図である。図に示すように、温度条件は、昇温速度１．６７Ｋ／ｓで昇温させ保持温度Ｔが１１７３Ｋ、保持時間Ｈが５．４ｋｓとなるように保持し、その後、降温速度１．１Ｋ／ｓで冷却降温するように設定した。また、圧力条件は、上記温度条件において１１７３Ｋに到達するときに保持圧力Ｐが２００ＭＰａとなるように昇圧して、保持時間Ｈの間、２００ＭＰａを維持し、その後、降圧速度１．７ＭＰａ／ｓで降圧するように設定した。
【０１８２】
（実験例１８）
実験例１６で得られた中間粒子を用いて実験例１７と同様の操作を行い、円板状の焼結体を得た（実験例１８）。
【０１８３】
（試験例１５）
実験例１７，１８で得られた金属材料を切断し試験片を得て、ＳＥＭが備えるＥＢＳＤ検出器を用いて各金属材料における結晶粒の観察を行った。
【０１８４】
図３０は、試験例１５による各金属材料における結晶粒界マップを示す図であり、（ａ）は、実験例１７で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、実験例１８で得られた金属材料の結晶粒界マップである。なお、図中、スケールバーは２０μｍを示している。
【０１８５】
図３０（ａ）に示すように、メカニカルミリング処理を行わずに焼結したもの（実験例１７）の断面組織では、比較的粗大な針状結晶組織によって構成されており、図３０（ｂ）で見られる微細な結晶粒は見られない。
このようにメカニカルミリング処理を行わずに焼結した実験例１７に係る金属材料は、網目状組織とされた微細粒組織領域を有していない。
【０１８６】
図３０（ｂ）に示すように、メカニカルミリング処理を行った後に焼結したもの（実験例１８）の断面組織では、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域を含むとともに、針状の粗大結晶粒によって構成されている粗大粒組織領域を複数含んでいる。
複数の粗大粒組織領域は、微細粒組織領域内に分散点在しており、微細粒組織領域が、網目状組織となっていることが判る。
なお、実験例１８において微細粒組織領域の断面面積率は、５７％であった。
また、実験例１８において微細粒組織領域を構成する微細結晶粒の平均結晶粒径は、３．７μｍであった。
【０１８７】
この実験例１８において用いたＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、上述のように、約１２００Ｋで、常温で安定相であるＨＣＰ相から、常温で準安定相であるＢＣＣ相に固相変態を開始する。
よって、図２９に示す温度条件によって焼結が行われると、ＨＣＰ相からＢＣＣ相に変態する変態開始温度を通過するように昇温される。これにより、ＨＣＰ相の結晶粒からなる微細粒組織領域に、ＢＣＣ相の結晶粒が析出する。これによって、微細粒組織領域がさらに微細な結晶粒からなる金属組織となる。
【０１８８】
この結果、図３０（ｂ）に示すように、微細粒組織領域を構成する微細結晶粒の平均結晶粒径は、上述のように３．７μｍとなっており、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の粗大化が抑制されている。
【０１８９】
（試験例１６）
万能試験機を用いて、実験例１７，１８で得られた金属材料それぞれについて、破断に至るまで引張試験を行った。
【０１９０】
図３１は、試験例１６による引張試験によって得られた引張強度と、破断伸びとの関係を示す図である。
【０１９１】
図中、メカニカルミリング処理を行わずに焼結した金属材料（実験例１７）は、引張強度が９３４ＭＰａ、破断伸びが１８．７％であった。
これに対し、メカニカルミリング処理を９０ｋｓ行った後に焼結した金属材料（実験例１８）は、引張強度が１０４３ＭＰａと、実験例１７と比較して高くなっている。また、破断伸びは、２２．６％とこれも実験例１７と比較して高くなっている。
【０１９２】
このように、粉末粒子にメカニカルミリング処理を行って焼結することで、金属組織が網目状組織の微細粒組織領域と、網目内部に配置された粗大粒組織領域とで構成されている実験例１７及び１８による金属材料では、網目状組織の微細粒組織領域を有していない実験例１２の金属材料と比較して、強度を高めつつ延性も維持できることが確認できる。
【０１９３】
〔微細粒組織領域について〕
以下に、微細粒組織領域の詳細についてさらに検証した結果について説明する。
（試験例１７）
試験例３において得た、実験例６による金属材料試験片について、ＥＢＳＤ検出器を用い、試験片断面における相分布の観察を行った。
【０１９４】
図３２は、試験例１７による観察結果を示す図であり、（ａ）は、実験例６で得られた金属材料の結晶粒界マップ、（ｂ）は、（ａ）と同じ部分の相分布を示す図である。なお、図３２（ｂ）では、薄い灰色の領域がＦＣＣ相、濃い灰色の領域がＨＣＰ相を示している。また、図中、スケールバーは１００μｍを示している。
【０１９５】
図３２（ａ）、（ｂ）に示すように、粗大粒組織領域を構成している粗大結晶粒は、ＦＣＣ相であり、粗大結晶粒同士の粒界に微小なＨＣＰ相が見られるが、粗大粒組織領域は、ほぼＦＣＣ相で構成されていることが判る。
【０１９６】
一方、微細粒組織領域は、ＦＣＣ相と、ＨＣＰ相とを含んだ２相組織となっていることが確認できる。つまり、微細粒組織領域を構成している微細結晶粒は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒（ＦＣＣ相の結晶粒及びＨＣＰ相の結晶粒）を含んでいる。なおこの結果は、試験例７における実験例６の試験片のＸ線回折パターンの結果とも一致している。
微細粒組織領域におけるＨＣＰ相の結晶粒は、数μｍ程度の微細なものがほとんどで、１０μｍ程度の比較的大きな粒もわずかに見られる。
【０１９７】
また、実験例６におけるＨＣＰ相の断面面積率を求めたところ、２３．０％であった。
試験例４の結果では、実験例６の微細粒組織領域の断面面積率は、５７．３％であったので、ＨＣＰ相の結晶粒は、微細粒組織領域の断面面積率に対して４０．１％の割合で含まれていることが確認できる。
【０１９８】
（実験例１９）
実験例２で得られた中間粒子を用い、温度条件に含まれる降温速度の条件以外、実験例５と同様の操作を行い、円板状の焼結体（金属材料）を得た。降温速度は、１７．１Ｋ／ｓ（制御プログラムの設定値として、冷却時間６０ｓと設定）と、実験例５〜８（１．１Ｋ／ｓ：制御プログラムの設定値として、冷却時間９００ｓと設定）と比較してより速い速度で降温冷却する条件に設定した。
【０１９９】
（試験例１８）
降温速度が相対的に遅い条件で得られた金属材料（実験例６）、及び降温速度が相対的に速い条件で得られた金属材料（実験例１９）それぞれに対してＸ線回折装置を用いて回折パターンを測定した。
図３３は、試験例１８によるＸ線回折パターンを示す図であり、上段に実験例１９のＸ線回折パターン、下段に実験例６のＸ線回折パターンを示している。
【０２００】
図３３を見ると、実験例６及び実験例１９のいずれの場合においても、ＦＣＣ相のピークと、ＨＣＰ相のピークとが見られる。
【０２０１】
ここで、ＦＣＣ相の（１１１）面のピーク強度と、ＨＣＰ相の（１０−１１）面のピーク強度とに着目すると、実験例１９におけるＦＣＣ相の（１１１）面のピーク強度は非常に大きく現れている。これに対し、ＨＣＰ相の（１０−１１）面のピーク強度は非常に小さく現れている。
よって、実験例１９におけるＦＣＣ相の（１１１）面のピーク強度に対するＨＣＰ相の（１０−１１）面の相対的なピーク強度は、非常に小さい値となる。
一方、実験例６におけるＦＣＣ相の（１１１）面のピーク強度に対するＨＣＰ相の（１０−１１）面の相対的なピーク強度は、実験例１９ほど小さくはない。
実験例１９におけるＨＣＰ相の（１０−１１）面の相対的なピーク強度は、実験例６におけるＨＣＰ相の（１０−１１）面の相対的なピーク強度と比較して非常に小さいことが判る。
【０２０２】
この結果より、実験例１９で得られた金属材料に含まれるＨＣＰ相の量は、実験例６で得られた金属材料よりも、相対的に少ないことが判る。実験例６で得られた金属材料におけるＨＣＰ相の断面面積率は２３．０％であり、実験例１９で得られる金属材料に含まれるＨＣＰ相の量は、この値よりも十分に少ない値であることが判る。
【０２０３】
また、上記結果から、降温速度を高く設定することで、ＦＣＣ相単相領域から速やかに常温まで降温することでＨＣＰ相が析出するのを抑制されていることが判る。
このように、焼結時の降温速度の条件を調整することで、得られる金属材料のＨＣＰ相の量を調整できることは明らかである。
【０２０４】
（試験例１９）
万能試験機を用いて、実験例６及び１９で得られた金属材料について、引張試験を行った。試験機器及び試験条件等は、試験例６と同様である。
【０２０５】
図３４は、試験例１９による引張試験によって得られた応力−ひずみ曲線である。
図中、降温速度が相対的に遅い条件で得られた金属材料（実験例６）では、引張強度が１２８３ＭＰａ、破断伸びが２４．３％であった（試験例６の実験例６と同じである）。
【０２０６】
一方、降温速度が相対的に速い条件で得られた金属材料（実験例１９）では、引張強度が１０３１、破断伸びが１７．５％と、引張強度、及び破断伸び共に低下している。
【０２０７】
このように、網目状組織の微細粒組織領域がＨＣＰ相とＦＣＣ相の２相組織とされている実験例６による金属材料では、ＨＣＰ相の量が十分に少ない実験例１９による金属材料と比較して、強度及び延性を高められることが確認できる。
【符号の説明】
【０２０８】
１  微細粒組織領域
１ａ  微細結晶粒
１ａ１  第１結晶粒
１ａ２  第２結晶粒
２  粗大粒組織領域
２ａ  粗大結晶粒
３  粉末粒子
８  表面部微細粒組織領域
８ａ  表面部微細結晶粒
【図１】
2018021262.tif 000005
【図２】
2018021262.tif 000006
【図３】
2018021262.tif 000007
【図４】
2018021262.tif 000008
【図５】
2018021262.tif 000009
【図６】
2018021262.tif 000010
【図７】
2018021262.tif 000011
【図８】
2018021262.tif 000012
【図９】
2018021262.tif 000013
【図１０】
2018021262.tif 000014
【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
2018021262.tif 000017
【図１４】
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【図１５】
2018021262.tif 000019
【図１６】
2018021262.tif 000020
【図１７】
2018021262.tif 000021
【図１８】
2018021262.tif 000022
【図１９】
2018021262.tif 000023
【図２０】
2018021262.tif 000024
【図２１】
2018021262.tif 000025
【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
2018021262.tif 000032
【図２９】
2018021262.tif 000033
【図３０】
2018021262.tif 000034
【図３１】
2018021262.tif 000035
【図３２】
2018021262.tif 000036
【図３３】
2018021262.tif 000037
【図３４】
2018021262.tif 000038
【手続補正書】
【提出日】平成29年11月13日(2017.11.13)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、
前記金属材料の金属組織が、
微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、
前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、
前記微細粒組織領域は、前記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、
前記微細結晶粒は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされ、
前記実質的に単一の金属又は合金は、強加工を施すことで加工誘起マルテンサイト変態を生じる金属又は合金であり、
前記実質的に単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって形成されたものであり、
前記粉末粒子は、前記強加工を施すことで、前記粉末粒子の表面に前記微細粒組織領域が形成され、中心部に前記粗大粒組織領域を有している金属材料。
【請求項２】
前記微細粒組織領域の割合は、断面面積率で２０％以上、７０％以下である請求項１に記載の金属材料。
【請求項３】
前記微細結晶粒の平均結晶粒径は、５μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載の金属材料。
【請求項４】
前記単一の金属又は合金は、強加工を施すことで加工誘起マルテンサイト変態を生じるＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、及びマンガン鋼から選択される少なくとも１種である請求項１に記載の金属材料。
【請求項５】
実質的に単一の金属又は合金からなる粉末粒子を焼結することによって得られる金属材料の製造方法であって、
（Ａ）前記粉末粒子の表面に、当該粉末粒子を構成している結晶粒の平均結晶粒径よりも小さい平均結晶粒径の微細結晶粒によって構成されている表面部微細粒組織領域を形成し、表面に前記表面部微細粒組織領域を有しかつ中心部に前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている粗大粒組織領域を有する中間粒子を得る工程と、
（Ｂ）前記中間粒子を焼結することで、各中間粒子の前記表面部微細粒組織領域同士を互いに結合させ、金属組織が、前記表面部微細粒組織領域同士が互いに結合することで網目状組織とされた微細粒組織領域と、前記中間粒子に含まれていた複数の前記粗大粒組織領域と、を含んだ金属材料であって、複数の前記粗大粒組織領域が前記微細粒組織領域の網目内部に配置されている金属材料を形成する工程と、を含み、
前記工程（Ｂ）において、前記中間粒子を焼結する際の昇温によって、昇温前の前記微細粒組織領域を構成している微細結晶粒の固相とは異なる他の固相の結晶粒を、前記金属組織に析出させ、
前記単一の金属又は合金は、強加工を施すことで加工誘起マルテンサイト変態を生じる金属又は合金であり、
前記工程（Ａ）において、前記粉末粒子に前記強加工を施すことで、前記粉末粒子の表面に前記表面部微細粒組織領域を形成する金属材料の製造方法。
【請求項６】
前記強加工は、メカニカルミリング処理である請求項５に記載の金属材料の製造方法。
【請求項７】
前記工程（Ａ）において、前記粉末粒子の表面に存在する準安定相の部分を、前記強加工によって加工誘起マルテンサイト変態させることで、前記粉末粒子の表面に実質的に安定相の単相とされた前記表面部微細粒組織領域を形成するものであり、
前記工程（Ｂ）において、前記他の固相が準安定相であり、
前記中間粒子を焼結する際の昇温によって、前記微細粒組織領域に、準安定相の結晶粒を析出させる請求項５又は請求項６に記載の金属材料の製造方法。
【請求項８】
前記工程（Ｂ）において、前記単一の金属又は合金が固相変態を開始する温度を通過するように昇温することで、前記他の固相の結晶粒を析出させる請求項５から請求項７のいずれか一項に記載の金属材料の製造方法。
【請求項９】
前記単一の金属又は合金は、強加工を施すことで加工誘起マルテンサイト変態を生じるＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金、オーステナイト系ステンレス鋼、Ｎｉ−Ｔｉ合金、及びマンガン鋼から選択される少なくとも１種である請求項５に記載の金属材料の製造方法。