(57)【要約】【課題】高い硬度を有するＦｅ−Ｍｎ合金を提供することにある。【解決手段】Ｆｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む。β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下であることが好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む、Ｆｅ−Ｍｎ合金。
【請求項２】
β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下である、請求項１に記載のＦｅ−Ｍｎ合金。
【請求項３】
前記成分組成として、さらに２．５質量％以上１０．０質量％以下のＮｉを含む、請求項１または２に記載のＦｅ−Ｍｎ合金。
【請求項４】
インゴットを熱間加工して熱間加工物を得る熱間加工工程と、
前記熱間加工工程で得られた前記熱間加工物を冷間鍛造して冷間鍛造物を得る冷間鍛造工程と、
前記冷間鍛造工程で得られた前記冷間鍛造物を硬化熱処理してＦｅ−Ｍｎ合金を得る硬化熱処理工程とを含み、
前記インゴットは、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、γ相およびα相を含み、
前記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む、Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
【請求項５】
前記熱間加工物は、γ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、γ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下であり、
前記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下である、請求項４に記載のＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
【請求項６】
前記冷間鍛造工程は、加工率２０％以上８０％以下で前記熱間加工物を冷間鍛造する、請求項４または５に記載のＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
【請求項７】
前記硬化熱処理工程は、５５０℃以上８００℃以下で前記冷間鍛造物を硬化熱処理する、請求項４〜６のいずれか１項に記載のＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｆｅ−Ｍｎ合金およびＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
特許文献１には、低比重鉄合金が記載されている。この低比重鉄合金は、Ｍｎ：１５．０〜４５．０質量％、Ａｌ：８．０〜２０．０質量％、Ｃ：０．０１〜２．５質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜１０．０質量％、Ｂ：０．００１〜１．５質量％、Ｎ：０．０１〜１．５質量％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。また、上記低比重鉄合金は、α相分率１０〜９５％であるγ＋αの２相を備えた鉄合金からなる。また、非特許文献１には、ＦｅＭｎＡｌ合金が記載されている。このＦｅＭｎＡｌ合金は、Ｆｅ−２９．５Ｍｎ−９．２Ａｌ−０．９４Ｃの組成を有する。上記ＦｅＭｎＡｌ合金について、５５０℃で１０4分間以上の時効処理を行うと、β−Ｍｎが析出する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００５−３２５３８７号公報
【非特許文献】
【０００４】
【非特許文献１】Ｒｙａｎ  Ａ.  Ｈｏｗｅｌ，“Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ  ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ  ｏｎ  ｄｙｎａｍｉｃ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ａｇｅ  ｈａｒｄｅｎａｂｌｅ  ＦｅＭｎＡｌ  Ａｌｌоｙｓ”，Ｄｏｃｔｏｒａｌ  Ｄｉｓｓｅｒｔａｔｉｏｎｓ，Ｍｉｓｓｏｕｒｉ  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ  ｏｆ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｓｕｍｍｅｒ  ２００９，ｐ．２７−２８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１の低比重鉄合金および非特許文献１のＦｅＭｎＡｌ合金は、硬度が低い。
【０００６】
そこで、本発明の目的は、高い硬度を有するＦｅ−Ｍｎ合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、２０．０〜３０．０質量％のＭｎ、５．０〜１０．０質量％のＡｌ、０．５〜１．５質量％のＣ、および５．０〜１０．０質量％のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む。
【発明の効果】
【０００８】
本発明に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、高い硬度を有する。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】図１は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、加工率に対するビッカース硬さの変化を示した図である。
【図２】図２は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、硬化熱処理温度に対するビッカース硬さの変化を示した図である。
【図３】図３は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、加工率に対するビッカース硬さの変化を示した図である。
【図４】図４は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、硬化熱処理温度に対するビッカース硬さの変化を示した図である。
【図５】図５はＦｅ−Ｍｎ合金試料について、加工率に対するビッカース硬さの変化を示した図である。
【図６】図６は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、硬化熱処理温度に対するビッカース硬さの変化を示した図である。
【図７】図７は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＥＭ像を示した図である。
【図８】図８は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＥＭ像を示した図である。
【図９】図９は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＥＭ像を示した図である。
【図１０】図１０は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＸ線回折パターンを示した図である。
【図１１Ａ】図１１Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。
【図１１Ｂ】図１１Ｂは、図１１ＡのＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一部を拡大した図である。
【図１２Ａ】図１２Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによるマッピングの結果を示した図である。
【図１２Ｂ】図１２Ｂは、図１２Ａのマッピングの一部を拡大した図である。
【図１３Ａ】図１３Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。
【図１３Ｂ】図１３Ｂは、図１３ＡのＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一部を拡大した図である。
【図１４Ａ】図１４Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによるマッピングの結果を示した図である。
【図１４Ｂ】図１４Ｂは、図１４Ａのマッピングの一部を拡大した図である。
【図１５Ａ】図１５Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。
【図１５Ｂ】図１５Ｂは、図１５ＡのＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一部を拡大した図である。
【図１６Ａ】図１６Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによるマッピングの結果を示した図である。
【図１６Ｂ】図１６Ｂは、図１６Ａのマッピングの一部を拡大した図である。
【図１７Ａ】図１７Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。
【図１７Ｂ】図１７Ｂは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料の電子回折図形を示した図である。
【図１７Ｃ】図１７Ｃは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。
【図１８】図１８は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料の電子回折図形を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明を実施するための形態（実施形態）につき、詳細に説明する。以下の実施形態に記載した内容により本発明が限定されるものではない。また、以下に記載した構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のものが含まれる。さらに、以下に記載した構成は適宜組み合わせることが可能である。また、本発明の要旨を逸脱しない範囲で構成の種々の省略、置換または変更を行うことができる。
【００１１】
＜Ｆｅ−Ｍｎ合金＞
実施形態に係るＦｅ（鉄）−Ｍｎ（マンガン）合金は、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ（アルミニウム）、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ（炭素）、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒ（クロム）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。また、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相（フェライト相、ｂｃｃ構造）を含む。β−Ｍｎ相は、立方晶系（ｃｕｂｉｃ）であり、ａ＝ｂ＝ｃ＝６．３４Åであり、単位胞中の原子数は２０個である。
【００１２】
このように、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、特定の成分組成を有し、かつ金属組織としてβ−Ｍｎ相を有する。したがって、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、硬度が高く、耐傷性、耐打痕性に優れる。また、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、α相も含むため、加工性にも優れる。
【００１３】
一方、特許文献１に記載された低比重鉄合金は、γ相（オーステナイト相、ｆｃｃ構造）およびα相を備える。このため、硬度が低いと考えられる。また、非特許文献１に記載されたＦｅＭｎＡｌ合金は、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金とは異なる成分組成を有する。さらに、非特許文献１では、このＦｅＭｎＡｌ合金について、５５０℃での時効処理が行われている。ここで、１０4分間以上の時効処理でβ−Ｍｎが析出している。しかしながら、β−Ｍｎは析出物として出現するに過ぎないため、上記ＦｅＭｎＡｌ合金は、硬度が低いと考えられる。
【００１４】
以下では、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金について、より詳しく説明する。実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎを含む。Ｍｎを上記の量で含むため、金属組織としてβ−Ｍｎ相が得られる。したがって、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の硬度を高くできる。
【００１５】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌを含む。Ａｌを上記の量で含むため、金属組織としてβ−Ｍｎ相とともにα相が得られる。また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の加工性も向上できる。
【００１６】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣを含む。Ｃを上記の量で含むため、金属組織としてβ−Ｍｎ相とともにα相が得られる。また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の加工性も向上できる。Ｃは、１．５質量％よりも多すぎると、Ｍ3Ｃ（ＭはＦｅまたはＭｎである。）等の炭化物として析出することがある。
【００１７】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含む。Ｃｒを上記の量で含むため、金属組織としてβ−Ｍｎ相が得られる。また、Ｃｒは、主に、炭化物としてβ−Ｍｎ相とα相との境界に存在し、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の硬度の改善に寄与できる。
【００１８】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物は原料などから不可避的に混入する。不可避的不純物としては、Ｓｉ（ケイ素）、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）が挙げられる。通常、それぞれ０．０１質量％未満の量で含まれる。この量であれば、実施形態の効果を妨げないと考えられる。
【００１９】
実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、さらに２．５質量％以上１０．０質量％以下のＮｉを含むことが好ましい。すなわち、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒ、および２．５質量％以上１０．０質量％以下のＮｉを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であってもよい。Ｎｉを上記の量で含んでいると、金属組織としてα相がより好適に得られるとともに、熱間および／または冷間の鍛造加工性が向上する。また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の加工性を向上できる。したがって、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の硬度と強度とのバランスが向上できる。
【００２０】
また、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む。β−Ｍｎ相は硬度が高い。したがって、このようなβ−Ｍｎ相を含む上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は硬度が高い。また、α相も含むため、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は加工性にも優れる。具体的には、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金に含まれるβ−Ｍｎ相は、少なくとも一部は、ＳＥＭ像において、面積が１μｍ2以上の連続した相として観察される。いいかえると、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金に含まれるβ−Ｍｎ相は、少なくとも一部は、微細な析出物としてではなく、上記のように連続した相として存在している。
【００２１】
また、実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金は、β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下であることが好ましい。また、β−Ｍｎ相の面積分率が７０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上３０％以下であることがより好ましい。面積分率が上記範囲にあると、硬度と加工性とのバランスが向上できる。面積分率は、ＳＥＭ像観察において、特定の大きさの領域（たとえば１００μｍ×１００μｍの領域）中のβ−Ｍｎ相およびα相の面積を測定し、得られた測定値から求められる。
【００２２】
また、上記特定の大きさの領域において、β−Ｍｎ相およびα相以外の領域の面積分率（β−Ｍｎ相およびα相以外の炭化物（たとえばＣｒ炭化物）、残存γ相などの合計の面積分率）は、通常５％以下である。β−Ｍｎ相およびα相以外の領域の面積分率が、上記範囲にあれば、実施形態の効果を妨げないと考えられる。
【００２３】
実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金について、結晶粒の大きさは、通常１０μｍ以下である。硬度の観点から結晶粒が上記範囲にあることが好ましい。
【００２４】
実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金について、ビッカース硬さ（ＨＶ）は、通常４００以上であり、好ましくは５００以上である。ビッカース硬さが上記範囲にあると、耐傷性、耐打痕性が求められる用途に好適に用いられる。
【００２５】
＜Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法＞
実施形態に係るＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法は、熱間加工工程と、冷間鍛造工程と、硬化熱処理工程とを含む。上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法において、熱間加工工程では、熱間加工物を製造する。冷間鍛造工程では、熱間加工物を冷間鍛造して、転位が導入された金属結晶を有する冷間鍛造物を製造する。この冷間鍛造物は、金属組織としてγ相およびα相を含む。硬化熱処理工程では、冷間鍛造物を硬化熱処理して、Ｆｅ−Ｍｎ合金を製造する。このＦｅ−Ｍｎ合金は、金属組織としてβ−Ｍｎ相およびα相を含む。硬化熱処理中に、γ相がβ−Ｍｎ相に変態すると考えられる。すなわち、冷間鍛造によって金属結晶中に転位を導入しておくと、続く硬化熱処理で、γ相からβ−Ｍｎ相への変態が起こると考えられる。なお、熱間加工物をそのまま硬化熱処理した場合は、γ相からβ−Ｍｎ相への変態は起こらない。
【００２６】
熱間加工工程は、インゴットを熱間加工して熱間加工物を得る工程である。
【００２７】
インゴットは、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。インゴットが上記成分組成を有していると、β−Ｍｎ相を有するＦｅ−Ｍｎ合金が製造できる。すなわち、硬度が高いＦｅ−Ｍｎ合金が製造できる。インゴットは、成分組成として、さらに２．５質量％以上１０．０質量％以下のＮｉを含んでいてもよい。インゴットがＮｉを上記の量で含んでいると、製造されたＦｅ−Ｍｎ合金の加工性を向上できる。
【００２８】
また、インゴットは、金属組織として、γ相およびα相を含む。インゴットは、γ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、γ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下であることが好ましい。また、γ相の面積分率が７０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上３０％以下であることがより好ましい。面積分率が上記範囲にあると、硬化熱処理でのβ−Ｍｎ相への変態が起こりやすい。
【００２９】
上記インゴットは、たとえば、上記成分組成となるように原料を秤量し、溶解させた後、鋳型へ傾注して製造する。
【００３０】
熱間加工として、具体的には鍛造および溝ロール圧延が挙げられ、これにより、熱間加工物として棒材が得られる。熱間加工は、通常１１００℃以上１２５０℃以下で行う。なお、熱間加工後は、通常水冷する。
【００３１】
熱間加工による加工率は、好ましくは４５％以上８０％以下である。本明細書において、加工率とは断面積の減少率をいう。具体的には、インゴットの断面積に対する、得られた棒材の断面積の減少率をいう。
【００３２】
上記熱間加工物において、成分組成および金属組織の種類、割合は、好ましい範囲およびその理由も含め、インゴットの場合と同じである。また、上記熱間加工物について、結晶粒の大きさは、通常１０μｍ以下である。最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度の観点から結晶粒が上記範囲にあることが好ましい。
【００３３】
冷間鍛造工程は、上記熱間加工工程で得られた上記熱間加工物を冷間鍛造して冷間鍛造物を得る工程である。冷間鍛造により、冷間鍛造物の金属結晶には転位が導入される。
【００３４】
冷間鍛造として、具体的にはスエージング加工が挙げられ、これにより、冷間鍛造物として、外径がより絞られた棒材が得られる。
【００３５】
冷間鍛造による加工率は、好ましくは２０％以上８０％以下であり、より好ましくは４０％以上８０％以下である。加工率が上記範囲にあると、金属結晶に好適な量で転位が導入できる。したがって、硬化熱処理により、β−Ｍｎ相への変態が起こり、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度を高くできる。
【００３６】
上記冷間鍛造物において、成分組成および金属組織の種類、割合は、好ましい範囲およびその理由も含め、インゴットおよび熱間加工物の場合と同じである。また、上記冷間鍛造物について、結晶粒の大きさは、通常１０μｍ以下である。最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度の観点から結晶粒が上記範囲にあることが好ましい。
【００３７】
硬化熱処理工程は、上記冷間鍛造工程で得られた上記冷間鍛造物を硬化熱処理してＦｅ−Ｍｎ合金を得る工程である。硬化熱処理により、γ相からβ−Ｍｎ相への変態が起こる。これにより、具体的にはＦｅ−Ｍｎ合金の棒材が得られる。
【００３８】
硬化熱処理は、好ましくは５５０℃以上８００℃以下で、より好ましくは６００℃以上７００℃以下で行う。硬化熱処理の温度が上記範囲にあると、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度を高くできる。硬化熱処理の温度が高すぎると、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度が低くなる場合がある。さらに、コストがかかる場合がある。また、硬化熱処理は、好ましくは１０分以上１２時間以下行う。硬化熱処理の時間が上記範囲にあると、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度を高くできる。硬化熱処理の時間が長すぎると、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の強度が小さくなる場合がある。さらに、コストがかかる場合がある。なお、硬化熱処理後は、通常空冷する。
【００３９】
得られたＦｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、さらに２．５質量％以上１０．０質量％以下のＮｉを含んでいてもよい。なお、Ｆｅ−Ｍｎ合金では、通常、インゴットの成分組成がほぼ保たれる。また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む。このように、製造されたＦｅ−Ｍｎ合金は、特定の成分組成を有し、かつ金属組織としてβ−Ｍｎ相を有する。したがって、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、硬度が高く、耐傷性、耐打痕性に優れる。また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、α相も含むため、加工性にも優れる。
【００４０】
また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下であることが好ましい。また、β−Ｍｎ相の面積分率が７０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上３０％以下であることがより好ましい。面積分率が上記範囲にあると、硬度と加工性とのバランスが向上できる。
【００４１】
また、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金について、結晶粒の大きさは、通常１０μｍ以下である。上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の硬度の観点から結晶粒が上記範囲にあることが好ましい。
【００４２】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法において、熱間加工は、所望の形状が得られればよく、熱間圧延で行ってもよい。また、冷間鍛造の代わりに冷間圧延を行ってもよい。金属結晶中に転位が導入できる冷間加工であればよい。
【００４３】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法において、熱間加工の前に、インゴットを均質化熱処理する均質化熱処理工程を行ってもよい。均質化熱処理は、たとえば１０００℃以上１２００℃以下で０．５時間以上３時間以下行う。これにより、インゴットの組織を均一にできる。なお、この場合、熱間加工工程では、均質化熱処理されたインゴットを熱間加工して熱間加工物を得る。
【００４４】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法において、熱間加工の後に、上記熱間加工工程で得られた上記熱間加工物を焼鈍する焼鈍工程を行ってもよい。焼鈍は、たとえば１０００℃以上１２００℃以下で０．５時間以上３時間以下行う。これにより、熱間加工物の組織を均一にできる。なお、この場合、冷間鍛造工程では、焼鈍された上記熱間加工物を冷間鍛造して冷間鍛造物を得る。
【００４５】
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法においては、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得る場合について説明したが、これに限らない。Ｆｅ−Ｍｎ合金の線材、板材を製造してもよい。この場合は、たとえば熱間加工および冷間鍛造において線材、板材が得られるような加工を行う。
【００４６】
なお、上述した特定の成分組成および金属組織を有するＦｅ−Ｍｎ合金は、上述したＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法以外の製造方法で製造してもよい。すなわち、上述した特定の成分組成および金属組織を有するＦｅ−Ｍｎ合金が得られる限り、製造方法は限定されない。
【００４７】
＜Ｆｅ−Ｍｎ合金の用途＞
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、時計の部材（たとえば外装）に好適に用いられる。さらに、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、自動車、船舶、航空機等の輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物、および装身具の部材（たとえば外装）にも好適に用いられる。上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の有する高い硬度を生かし、耐摺動性、耐傷性、耐打痕性が必要とされる用途に好適に用いられる。
【００４８】
以上より、本発明は以下に関する。
【００４９】
［１］  成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む、Ｆｅ−Ｍｎ合金。
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、高い硬度を有する。
［２］  β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下である、上記［１］に記載のＦｅ−Ｍｎ合金。
面積分率が上記範囲にあると、Ｆｅ−Ｍｎ合金は、硬度と加工性とのバランスが向上できる。
［３］  上記成分組成として、さらに２．５質量％以上１０．０質量％以下のＮｉを含む、上記［１］または［２］に記載のＦｅ−Ｍｎ合金。
Ｎｉを上記の量で含んでいると、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の硬度と強度とのバランスが向上できる。
［４］  インゴットを熱間加工して熱間加工物を得る熱間加工工程と、上記熱間加工工程で得られた上記熱間加工物を冷間鍛造して冷間鍛造物を得る冷間鍛造工程と、上記冷間鍛造工程で得られた上記冷間鍛造物を硬化熱処理してＦｅ−Ｍｎ合金を得る硬化熱処理工程とを含み、上記インゴットは、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、γ相およびα相を含み、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、成分組成として、２０．０質量％以上３０．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以上１０．０質量％以下のＡｌ、０．５質量％以上１．５質量％以下のＣ、および５．０質量％以上１０．０質量％以下のＣｒを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含む、Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
上記Ｆｅ−Ｍｎ合金の製造方法によれば、高い硬度を有するＦｅ−Ｍｎ合金を製造できる。
［５］  上記熱間加工物は、γ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、γ相の面積分率が６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下であり、上記Ｆｅ−Ｍｎ合金は、β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率が６０％以上９０％であり、α相の面積分率が１０％以上４０％以下である、上記［４］に記載のＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
面積分率が上記範囲にあると、得られたＦｅ−Ｍｎ合金において、硬度と加工性とのバランスが向上できる。
［６］  上記冷間鍛造工程は、加工率２０％以上８０％以下で上記熱間加工物を冷間鍛造する、上記［４］または［５］に記載のＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
加工率が上記範囲にあると、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度を高くできる。
［７］  上記硬化熱処理工程は、５５０℃以上８００℃以下で上記冷間鍛造物を硬化熱処理する、［４］〜［６］のいずれか１つに記載のＦｅ−Ｍｎ合金の製造方法。
硬化熱処理の温度が上記範囲にあると、最終的に製造されるＦｅ−Ｍｎ合金の硬度を高くできる。
【００５０】
以下、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００５１】
［実施例］
［実験例１−１］
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
このインゴットに１１５０℃、３時間の均質化熱処理を行い、熱間のハンマー鍛造、続いて熱間の溝ロール圧延加工を行った。この熱間加工により、元のインゴットに対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。次に、棒材に１１５０℃、３０分の焼鈍熱処理を行い、水冷した。
水冷後の棒材に冷間のスエージング鍛造を行った。この冷間鍛造により、加工前の棒材に対して加工率（断面積の減少率）が８０％となる棒材を得た。
続いて、加工率８０％の棒材に、大気炉にて６００℃、１２時間の硬化熱処理を行い、空冷した。この硬化熱処理により、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
【００５２】
［実験例１−２〜１−５］
実験例１−１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例１−１と同様にして、棒材を得た（実験例１−２）。すなわち、実験例１−２では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例１−１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例１−１と同様に行い、棒材を得た（実験例１−３〜１−５）。
【００５３】
［実験例１−６〜１−１０］
実験例１−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を６時間に変更した以外は、実験例１−１と同様に行い、棒材を得た（実験例１−６）。
実験例１−６の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例１−６と同様にして、棒材を得た（実験例１−７）。すなわち、実験例１−７では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例１−６の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例１−６と同様に行い、棒材を得た（実験例１−８〜１−１０）。
【００５４】
［実験例１−１１〜１−１５］
実験例１−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を１時間に変更した以外は、実験例１−１と同様に行い、棒材を得た（実験例１−１１）。
実験例１−１１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例１−１１と同様にして、棒材を得た（実験例１−１２）。すなわち、実験例１−１２では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例１−１１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例１−１１と同様に行い、棒材を得た（実験例１−１３〜１−１５）。
【００５５】
［実験例１−１６〜１−２０］
実験例１−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を３０分間に変更した以外は、実験例１−１と同様に行い、棒材を得た（実験例１−１６）。
実験例１−１６の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例１−１６と同様にして、棒材を得た（実験例１−１７）。すなわち、実験例１−１７では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例１−１６の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例１−１６と同様に行い、棒材を得た（実験例１−１８〜１−２０）。
【００５６】
［実験例１−２１〜１−２５］
実験例１−１の硬化熱処理を行わなかった以外は、実験例１−１と同様にして、棒材を得た（実験例１−２１）。すなわち、実験例１−２１では、熱間加工および冷間鍛造を行って棒材を得た。
実験例１−２１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例１−２１と同様にして、棒材を得た（実験例１−２２）。すなわち、実験例１−２２では、熱間加工を行って棒材を得た。実験例１−２１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例１−２１と同様に行い、棒材を得た（実験例１−２３〜１−２５）。
【００５７】
［実験例２−１〜２−３］
実験例１−１１の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例１−１１と同様に行い、棒材を得た（実験例２−１〜２−３）。
なお、実験例１−１１では、冷間鍛造における加工率は８０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００５８】
［実験例２−４〜２−６］
実験例１−１２の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例１−１２と同様に行い、棒材を得た（実験例２−４〜２−６）。
なお、実験例１−１２では、冷間鍛造を行っておらず、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００５９】
［実験例２−７〜２−９］
実験例１−１３の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例１−１３と同様に行い、棒材を得た（実験例２−７〜２−９）。
なお、実験例１−１３では、冷間鍛造における加工率は２０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００６０】
［実験例２−１０〜２−１２］
実験例１−１４の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例１−１４と同様に行い、棒材を得た（実験例２−１０〜２−１２）。
なお、実験例１−１４では、冷間鍛造における加工率は４０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００６１】
［実験例２−１３〜２−１５］
実験例１−１５の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例１−１５と同様に行い、棒材を得た（実験例２−１３〜２−１５）。
なお、実験例１−１５では、冷間鍛造における加工率は６０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００６２】
［実験例３−１］
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、１０％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
このインゴットに１１５０℃、３時間の均質化熱処理を行い、熱間のハンマー鍛造、続いて熱間の溝ロール圧延加工を行った。この熱間加工により、元のインゴットに対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。次に、棒材に１１５０℃、３０分の焼鈍熱処理を行い、水冷した。
水冷後の棒材に冷間のスエージング鍛造を行った。この冷間鍛造により、加工前の棒材に対して加工率（断面積の減少率）が８０％となる棒材を得た。
続いて、加工率８０％の棒材に、大気炉にて６００℃、１２時間の硬化熱処理を行い、空冷した。この硬化熱処理により、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
【００６３】
［実験例３−２〜３−５］
実験例３−１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例３−１と同様にして、棒材を得た（実験例３−２）。すなわち、実験例３−２では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例３−１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例３−１と同様に行い、棒材を得た（実験例３−３〜３−５）。
【００６４】
［実験例３−６〜３−１０］
実験例３−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を６時間に変更した以外は、実験例３−１と同様に行い、棒材を得た（実験例３−６）。
実験例３−６の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例３−６と同様にして、棒材を得た（実験例３−７）。すなわち、実験例３−７では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例３−６の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例３−６と同様に行い、棒材を得た（実験例３−８〜３−１０）。
【００６５】
［実験例３−１１〜３−１５］
実験例３−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を１時間に変更した以外は、実験例３−１と同様に行い、棒材を得た（実験例３−１１）。
実験例３−１１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例３−１１と同様にして、棒材を得た（実験例３−１２）。すなわち、実験例３−１２では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例３−１１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例３−１１と同様に行い、棒材を得た（実験例３−１３〜１−１５）。
【００６６】
［実験例３−１６〜３−２０］
実験例３−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を３０分間に変更した以外は、実験例３−１と同様に行い、棒材を得た（実験例３−１６）。
実験例３−１６の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例３−１６と同様にして、棒材を得た（実験例３−１７）。すなわち、実験例３−１７では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例３−１６の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例３−１６と同様に行い、棒材を得た（実験例３−１８〜３−２０）。
【００６７】
［実験例３−２１〜３−２５］
実験例３−１の硬化熱処理を行わなかった以外は、実験例３−１と同様にして、棒材を得た（実験例３−２１）。すなわち、実験例３−２１では、熱間加工および冷間鍛造を行って棒材を得た。
実験例３−２１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例３−２１と同様にして、棒材を得た（実験例３−２２）。すなわち、実験例３−２２では、熱間加工を行って棒材を得た。実験例３−２１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例３−２１と同様に行い、棒材を得た（実験例３−２３〜３−２５）。
【００６８】
［実験例４−１〜４−３］
実験例３−１１の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例３−１１と同様に行い、棒材を得た（実験例４−１〜４−３）。
なお、実験例３−１１では、冷間鍛造における加工率は８０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００６９】
［実験例４−４〜４−６］
実験例３−１２の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例３−１２と同様に行い、棒材を得た（実験例４−４〜４−６）。
なお、実験例３−１２では、冷間鍛造を行っておらず、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００７０】
［実験例４−７〜４−９］
実験例３−１３の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例３−１３と同様に行い、棒材を得た（実験例４−７〜４−９）。
なお、実験例３−１３では、冷間鍛造における加工率は２０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００７１】
［実験例４−１０〜４−１２］
実験例３−１４の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例３−１４と同様に行い、棒材を得た（実験例４−１０〜４−１２）。
なお、実験例３−１４では、冷間鍛造における加工率は４０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００７２】
［実験例４−１３〜４−１５］
実験例３−１５の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例３−１５と同様に行い、棒材を得た（実験例４−１３〜４−１５）。
なお、実験例３−１５では、冷間鍛造における加工率は６０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００７３】
［実験例５−１］
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、０．５％Ｃ、１０％Ｃｒ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
このインゴットに１１５０℃、３時間の均質化熱処理を行い、熱間のハンマー鍛造、続いて熱間の溝ロール圧延加工を行った。この熱間加工により、元のインゴットに対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。次に、棒材に１１５０℃、３０分の焼鈍熱処理を行い、水冷した。
水冷後の棒材に冷間のスエージング鍛造を行った。この冷間鍛造により、加工前の棒材に対して加工率（断面積の減少率）が８０％となる棒材を得た。
続いて、加工率８０％の棒材に、大気炉にて６００℃、１２時間の硬化熱処理を行い、空冷した。この硬化熱処理により、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
【００７４】
［実験例５−２〜５−５］
実験例５−１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例５−１と同様にして、棒材を得た（実験例５−２）。すなわち、実験例５−２では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例５−１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例５−１と同様に行い、棒材を得た（実験例５−３〜５−５）。
【００７５】
［実験例５−６〜５−１０］
実験例５−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を６時間に変更した以外は、実験例５−１と同様に行い、棒材を得た（実験例５−６）。
実験例５−６の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例５−６と同様にして、棒材を得た（実験例５−７）。すなわち、実験例５−７では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例５−６の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例５−６と同様に行い、棒材を得た（実験例５−８〜５−１０）。
【００７６】
［実験例５−１１〜５−１５］
実験例５−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を１時間に変更した以外は、実験例５−１と同様に行い、棒材を得た（実験例５−１１）。
実験例５−１１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例５−１１と同様にして、棒材を得た（実験例５−１２）。すなわち、実験例５−１２では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例５−１１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例５−１１と同様に行い、棒材を得た（実験例５−１３〜１−１５）。
【００７７】
［実験例５−１６〜５−２０］
実験例５−１の硬化熱処理における硬化熱処理時間を３０分間に変更した以外は、実験例５−１と同様に行い、棒材を得た（実験例５−１６）。
実験例５−１６の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例５−１６と同様にして、棒材を得た（実験例５−１７）。すなわち、実験例５−１７では、熱間加工に続いて硬化熱処理を行って棒材を得た。実験例５−１６の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例５−１６と同様に行い、棒材を得た（実験例５−１８〜５−２０）。
【００７８】
［実験例５−２１〜５−２５］
実験例５−１の硬化熱処理を行わなかった以外は、実験例５−１と同様にして、棒材を得た（実験例５−２１）。すなわち、実験例５−２１では、熱間加工および冷間鍛造を行って棒材を得た。
実験例５−２１の冷間鍛造を行わなかった以外は、実験例５−２１と同様にして、棒材を得た（実験例５−２２）。すなわち、実験例５−２２では、熱間加工を行って棒材を得た。実験例５−２１の冷間鍛造における加工率を２０％、４０％および６０％に変更した以外は、実験例５−２１と同様に行い、棒材を得た（実験例５−２３〜５−２５）。
【００７９】
［実験例６−１〜６−３］
実験例５−１１の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例５−１１と同様に行い、棒材を得た（実験例６−１〜６−３）。
なお、実験例５−１１では、冷間鍛造における加工率は８０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００８０】
［実験例６−４〜６−６］
実験例５−１２の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例５−１２と同様に行い、棒材を得た（実験例６−４〜６−６）。
なお、実験例５−１２では、冷間鍛造を行っておらず、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００８１】
［実験例６−７〜６−９］
実験例５−１３の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例５−１３と同様に行い、棒材を得た（実験例６−７〜６−９）。
なお、実験例５−１３では、冷間鍛造における加工率は２０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００８２】
［実験例６−１０〜６−１２］
実験例５−１４の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例５−１４と同様に行い、棒材を得た（実験例６−１０〜６−１２）。
なお、実験例５−１４では、冷間鍛造における加工率は４０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００８３】
［実験例６−１３〜６−１５］
実験例５−１５の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５５０℃、７００℃および８００℃に変更した以外は、実験例５−１５と同様に行い、棒材を得た（実験例６−１３〜６−１５）。
なお、実験例５−１５では、冷間鍛造における加工率は６０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は６００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００８４】
なお、実施例に対応する実験例は、実験例１−１、１−３〜１−５、１−６、１−８〜１−１０、１−１１、１−１３〜１−１５、１−１６、１−１８〜１−２０、実験例２−１〜２−３、２−７〜２−１５、実験例３−１、３−３〜３−５、３−６、３−８〜３−１０、３−１１、３−１３〜３−１５、３−１６、３−１８〜３−２０、実験例４−１〜４−３、４−７〜４−１５、実験例５−１、５−３〜５−５、５−６、５−８〜５−１０、５−１１、５−１３〜５−１５、５−１６、５−１８〜５−２０、実験例６−１〜６−３、６−７〜６−１５である。
【００８５】
［実験例７−１］
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
このインゴットに１１５０℃、３時間の均質化熱処理を行い、熱間のハンマー鍛造、続いて熱間の溝ロール圧延加工を行った。この熱間加工により、元のインゴットに対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。次に、棒材に１１５０℃、３０分の焼鈍熱処理を行い、水冷した。
水冷後の棒材に冷間のスエージング鍛造を行った。この冷間鍛造により、加工前の棒材に対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。
続いて、加工率７０％の棒材に、大気炉にて６００℃、１時間の硬化熱処理を行い、空冷した。この硬化熱処理により、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
【００８６】
［実験例７−２、７−３］
実験例７−１の硬化熱処理における硬化熱処理温度を５００℃および８００℃に変更した以外は、実験例７−１と同様に行い、棒材を得た（実験例７−２、７−３）。
【００８７】
［実験例８−１、８−２］
実験例２−２の冷間鍛造および硬化熱処理を行わなかった以外は、実験例２−２と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。すなわち、実験例２−２の焼鈍熱処理、水冷まで行って棒材を得た（実験例８−１）。
また、実験例２−２の硬化熱処理を行わなかった以外は、実験例２−２と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。すなわち、実験例２−２の冷間鍛造まで行って棒材を得た（実験例８−２）。
なお、実験例２−２では、冷間鍛造における加工率は８０％であり、硬化熱処理における硬化熱処理温度は７００℃であり、硬化熱処理時間は１時間である。
【００８８】
［評価］
＜ビッカース硬さ＞
実験例１−１で最終的に得られた棒材を切断し、厚さ２ｍｍの試験片を得て、ビッカース硬度計にて、ビッカース硬さを測定した。具体的には、測定点６点の平均値を求めた。実験例１−１の棒材は、ＨＶ９５８を示した。
実験例１−２〜１−２５、実験例２−１〜２−１５、実験例３−１〜３−２５、実験例４−１〜４−１５、実験例５−１〜５−２５、実験例６−１〜６−１５で最終的に得られた棒材についても同様に測定した。
【００８９】
図１〜図６にビッカース硬さの測定結果を示す。
具体的には、図１は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、加工率に対するビッカース硬さの変化を示した図である。実験例１−１〜１−２５について、硬化熱処理時間別にグラフで示している。図２は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、硬化熱処理温度に対するビッカース硬さの変化を示した図である。実験例１−１１〜１−１５、実験例２−１〜２−１５について、加工率別にグラフで示している。
図３は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、加工率に対するビッカース硬さの変化を示した図である。実験例３−１〜３−２５について、硬化熱処理時間別にグラフで示している。図４は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、硬化熱処理温度に対するビッカース硬さの変化を示した図である。実験例３−１１〜３−１５、実験例４−１〜４−１５について、加工率別にグラフで示している。
図５は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、加工率に対するビッカース硬さの変化を示した図である。実験例５−１〜５−２５について、硬化熱処理時間別にグラフで示している。図６は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、硬化熱処理温度に対するビッカース硬さの変化を示した図である。実験例５−１１〜５−１５、実験例６−１〜６−１５について、加工率別にグラフで示している。なお、図１〜図６の加工率は、冷間鍛造における加工率である。
【００９０】
＜ＳＥＭ像観察＞
実験例７−１で最終的に得られた棒材について、反射型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察を行った。
実験例７−２、７−３で最終的に得られた棒材についても同様に観察した。
【００９１】
図７、図８、図９は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＥＭ像を示した図である。すなわち、それぞれ、実験例７−１〜７−３の棒材についてのＳＥＭ像である。グレー色の部分がβ−Ｍｎ相であり、黒色の部分がα相である。なお、この２相の同定は、後述する電子回折図形解析の結果から行った。すなわち、グレー色部分の電子回折図形のパターンは、β−Ｍｎ構造であるＭｎ0.375Ｆｅ0.375Ａｌ0.25と一致した。また、黒色部分の電子回折図形のパターンは、α相構造であるα−Ｆｅのパターンと一致した。
【００９２】
また、面積分率は、ＳＥＭ像および／またはＳＥＭに付属のＥＢＳＤ（電子後方散乱回折法）により撮影したＥＢＳＤ像を元に評価した。ＳＥＭ像においては、β−Ｍｎ相とα相とのコントラスト差によりそれぞれの面積分率を求め、ＥＢＳＤ像においては、β−Ｍｎ相とα相とがカラーマップとして色分けされており、それぞれの面積分率を求めた。
β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、実験例７−１では、β−Ｍｎ相の面積分率は８５％、α相の面積分率は１５％であった。実験例７−２では、β−Ｍｎ相の面積分率は６０％、α相の面積分率は４０％であった。実験例７−３では、β−Ｍｎ相の面積分率は７５％、α相の面積分率は２５％であった。
なお、実施例に対応する他の実験例においても、最終的に得られた棒材は、金属組織として、β−Ｍｎ相およびα相を含むと考えられる。また、β−Ｍｎ相およびα相の面積分率の合計を１００％としたときに、β−Ｍｎ相の面積分率は６０％以上９０％以下であり、α相の面積分率は１０％以上４０％以下であると考えられる。
また、実験例７−１において、熱間加工後のＦｅ−Ｍｎ合金試料では、γ相の面積分率は８０％、α相の面積分率は２０％であった。
【００９３】
＜Ｘ線回折測定＞
実験例１−１で最終的に得られた棒材について、Ｘ線回折測定を行った。
【００９４】
図１０は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＸ線回折パターンを示した図である。すなわち、実験例１−１の棒材についてのＸ線回折パターンである。α−Ｆｅ相およびβ−Ｍｎ相の回折ピーク、ならびにＣｒ炭化物の回折ピークが観測された。
【００９５】
＜ＴＥＭ像観察＞
実験例２−２で最終的に得られた棒材について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察を行った。ここでは、ＳＴＥＭ像の一種であるＨＡＡＤＦ像（ＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像）を得た。ＨＡＡＤＦ（Ｈｉｇｈ  Ａｎｇｌｅ  Ａｎｎｕｌａｒ  Ｄａｒｋ−Ｆｉｅｌｄ）像は、ＳＴＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）像において、透過電子のうち高角に散乱したものを環状の検出器で検出することにより得られる。
実験例８−１、８−２で最終的に得られた棒材についても同様に観察した。
【００９６】
ＴＥＭ像観察の結果を図１１Ａ〜図１６Ｂに示す。
具体的には、図１１Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。図１１Ｂは、図１１ＡのＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一部を拡大した図である。図１２Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによるマッピングの結果を示した図である。図１２Ｂは、図１２Ａのマッピングの一部を拡大した図である。なお、図１１Ｂ、図１２Ｂは、それぞれ図１１Ａ、図１２Ａの四角形の枠内を拡大した図である。これらは、実験例２−２で最終的に得られた棒材についての結果である。
図１３Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。図１３Ｂは、図１３ＡのＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一部を拡大した図である。図１４Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによるマッピングの結果を示した図である。図１４Ｂは、図１４Ａのマッピングの一部を拡大した図である。なお、図１３Ｂ、図１４Ｂは、それぞれ図１３Ａ、図１４Ａの四角形の枠内を拡大した図である。これらは、実験例８−１で最終的に得られた棒材についての結果である。
図１５Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。図１５Ｂは、図１５ＡのＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一部を拡大した図である。図１６Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料について、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによるマッピングの結果を示した図である。図１６Ｂは、図１６Ａのマッピングの一部を拡大した図である。なお、図１５Ｂ、図１６Ｂは、それぞれ図１５Ａ、図１５Ａの四角形の枠内を拡大した図である。これらは、実験例８−２で最終的に得られた棒材についての結果である。
【００９７】
図１１Ａ〜図１６Ｂより、冷間鍛造および硬化熱処理を経て得られた実験例２−２のＦｅ−Ｍｎ合金は、β−Ｍｎ相およびα相を有する。熱間加工まで行って得られた実験例８−１の熱間加工物は、γ相およびα相を有する。このγ相およびα相の金属結晶には、転位が見られない。冷間鍛造まで行って得られた実験例８−２の冷間鍛造物は、γ相およびα相を有する。このγ相およびα相の金属結晶には、白いすじ状の転位が見られる。これらの結果から、冷間鍛造によって金属結晶に転位を導入すると、硬化熱処理中に、γ相からβ−Ｍｎ相への変態が起こると考えられる。
【００９８】
また、図１７Ａは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。図１７Ｂは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料の電子回折図形を示した図である。図１７Ｃは、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示した図である。なお、図１７Ｂ、図１７Ｃは、それぞれ図１７Ａの点線で囲った部分の電子回折図形、ＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像である。これらは、実験例２−２で最終的に得られた棒材についての結果である。
【００９９】
図１７Ａ〜図１７Ｃより、図１７Ａの点線で囲った部分は、β−Ｍｎ相であると同定できる。なお、その他のγ相、α相についても、電子回折図形から同定可能である。
【０１００】
さらに、図１８は、Ｆｅ−Ｍｎ合金試料の電子回折図形を示した図である。これは、実験例７−１で最終的に得られた棒材についての結果である。具体的には、図７のグレー色部分の電子回折図形である。電子回折図形による相解析の結果、図１８（電子回折図形  Ｍｎ0.375Ｆｅ0.375Ａｌ0.25［０１１］面）に示すように、Ｆｅ−Ｍｎ合金は６００℃の硬化熱処理後にβ−Ｍｎ相を含むことが確認された。
【０１０１】
［実験例９−１］
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、０．５％Ｃ、１０％Ｃｒ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
このインゴットに１１５０℃、３時間の均質化熱処理を行い、熱間のハンマー鍛造、続いて熱間の溝ロール圧延加工を行った。この熱間加工により、元のインゴットに対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。次に、棒材に１１５０℃、３０分の焼鈍熱処理を行い、水冷した。
水冷後の棒材に冷間のスエージング鍛造を行った。この冷間鍛造により、加工前の棒材に対して加工率（断面積の減少率）が８０％となる棒材を得た。
続いて、加工率８０％の棒材に、大気炉にて５５０℃、１２時間の硬化熱処理を行い、空冷した。この硬化熱処理により、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
【０１０２】
［実験例９−２］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−１と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１０３】
［実験例９−３］
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、２．５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
このインゴットに１１５０℃、３時間の均質化熱処理を行い、熱間のハンマー鍛造、続いて熱間の溝ロール圧延加工を行った。この熱間加工により、元のインゴットに対して加工率（断面積の減少率）が７０％となる棒材を得た。次に、棒材に１１５０℃、３０分の焼鈍熱処理を行い、水冷した。
水冷後の棒材に冷間のスエージング鍛造を行った。この冷間鍛造により、加工前の棒材に対して加工率（断面積の減少率）が８０％となる棒材を得た。
続いて、加工率８０％の棒材に、大気炉にて６００℃、１２時間の硬化熱処理を行い、空冷した。この硬化熱処理により、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
【０１０４】
［実験例９−４］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、７．５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１０５】
［実験例９−５］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、２５％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１０６】
［実験例９−６］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、２０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１０７】
［実験例９−７］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１．５％Ｃ、１０％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１０８】
［実験例９−８］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、３０％Ｍｎ、８％Ａｌ、１．５％Ｃ、５％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１０９】
［実験例９−９］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、３０％Ｍｎ、１０％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１１０】
［実験例９−１０］
下記のようにして得た鋳造インゴットを用いた以外は、実験例９−３と同様にして、Ｆｅ−Ｍｎ合金の棒材を得た。
質量％で、３０％Ｍｎ、５％Ａｌ、１％Ｃ、１０％Ｃｒ、５％Ｎｉ、残部はＦｅとなる組成比で材料を秤量した。次に、これらの材料を高周波真空溶解装置を用いて坩堝溶解させた後、銅製の鋳型へ傾注し、直径２８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの鋳造インゴットを得た。
【０１１１】
［評価］
＜ビッカース硬さ＞
実験例９−１で最終的に得られた棒材を用いて、上述の方法により、ビッカース硬さを測定した。実験例９−２〜９−１０、実験例７−１で最終的に得られた棒材についても同様に測定した。
【０１１２】
表１に、実験例９−１〜９−１０について、ビッカース硬さの測定結果を示す。表１には、最終的に得られた棒材の成分組成、製造条件も合わせて示す。なお、実験例３−１、実験例７−１のビッカース硬さの測定結果などについても合わせて示す。
【０１１３】
【表１】
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【０１１４】
＜面積分率＞
実験例９−２で最終的に得られた棒材について、上述の方法により、面積分率を求めた。実験例９−２では、β−Ｍｎ相の面積分率は８５％、α相の面積分率は１５％であった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１Ａ】
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【図１１Ｂ】
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【図１２Ａ】
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【図１２Ｂ】
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【図１３Ａ】
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【図１３Ｂ】
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【図１４Ａ】
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【図１４Ｂ】
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【図１５Ａ】
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【図１５Ｂ】
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【図１６Ａ】
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【図１６Ｂ】
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【図１７Ａ】
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【図１７Ｂ】
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【図１７Ｃ】
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【図１８】
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