(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎ：１０．０〜４５．０質量％、Ａｌ：５．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．００１〜１５質量％を含有し、Ｃｒ当量（質量％）＝（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）及びＮｉ当量（質量％）＝（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図（図１）において、（Ｃｒ当量：２２．０質量％、Ｎｉ当量：４８質量％）、（Ｃｒ当量：１０質量％、Ｎｉ当量：１０質量％）、（Ｃｒ当量：３８質量％、Ｎｉ当量：１１質量％）、（Ｃｒ当量：４５質量％、Ｎｉ当量：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ａにあり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる低加工硬化鉄合金であって、１μｍ以下のサイズを有するペロブスカイト相（κ相）をマトリクス中に含有した１０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体であり、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率が１６ＭＰａ／％未満であることを特徴とする低加工硬化鉄合金。
【請求項２】
Ｍｎ：１５．０〜４０．０質量％、Ａｌ：８．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：５．０〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜１５質量％を含有し、Ｃｒ当量（質量％）＝（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）及びＮｉ当量（質量％）＝（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図（図２）において、（Ｃｒ：２５質量％、Ｎｉ：４８質量％）、（Ｃｒ：２４．２質量％、Ｎｉ：１０質量％）、（Ｃｒ：３８質量％、Ｎｉ：１１質量％）、（Ｃｒ：４５質量％、Ｎｉ：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ｂにあり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる低加工硬化鉄合金であって、１μｍ以下のサイズを有するペロブスカイト相（κ相）をマトリクス中に含有し、かつ１５ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体であり、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率が１０ＭＰａ／％未満であることを特徴とする低加工硬化鉄合金。
【請求項３】
Ｂ：０．００１〜１．５質量％、Ｎ：０．００１〜１．５質量％、各添加量が０．０１〜５．０質量％であるＢｅ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ、Ｗから選択した元素の１種又は２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項２記載の低加工硬化鉄合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度を有し、かつ加工硬化率（引張応力-歪み曲線の傾き）が極めて小さい鉄合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
鉄をベースとした合金は、鉄が地球に多量に存在する、製造が容易である（製造法が確立されている）、比較的高い強度（鋼等）を有する、耐食性がある（ステンレス鋼、合金鋼）などの理由により、一般構造用材料、建築用材、鉄道車両や自動車のボディやフレーム材、レール材、船舶用材、耐食性材、石油等のパイプライン用材、橋梁材等の様々な分野に使用されている。
【０００３】
一般に、オーステナイト系ステンレス鋼などに代表されるオーステナイト相（γ相（ｆｃｃ構造））の鉄合金は、冷間加工などによる加工誘起マルテンサイトの生成を利用し強化することが可能である。その反面、複雑な形状の製品への加工工程中に加工硬化が生じるため、中間焼鈍を挟んで軟化させながら加工を繰り返して成形する必要がある。
このようなことから、加工硬化性の少ない鉄合金について幾つかの文献が開示されている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３参照）。これらの特許文献によれば、オーステナイト安定化元素であるＮｉ、Ｃｕ、Ｍｎを利用し、加工誘起マルテンサイト変態を抑制することで低加工硬化性を得ている。
【０００４】
しかし、これらの鉄合金は、通常、オーステナイト単相であり常磁性体となっているが、降伏強度（０．２％耐力）及び引張強度は、それぞれ３００ＭＰａ及び７００ＭＰａ程度以下と低く、加工硬化性も実用上十分に低いとは言えない。
また、低加工硬化性を有する既知鋼種として、ＳＵＳ３０５などがあるが、上記の合金と同様に強度が低く、低加工硬化性も十分でない。
【特許文献１】特開平２−１４１５５６
【特許文献２】特開平５−１１７８１５
【特許文献３】特開２００５−１５４８９０
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、高い降伏強度と引張強度を有すると共に、加工硬化率が極めて低く、且つ延性、耐食性及び耐酸化性に富む鉄合金を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、鉄−マンガン−アルミニウム系材料を改善し、Hullらにより提案された（資料：Welding  J．52(5)(1973)193s、Welding  research  supplement参照）Ｃｒ当量及びＮｉ当量で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図上において、等加工硬化率線を調査した所、ある領域において強度、延性を低下させることなく上記の加工硬化率を大きく低減でき、それら合金は強磁性体であるとの知見を得た。
この知見に基づき、次の発明を提供する。
【０００７】
その１）として、Ｍｎ：１０．０〜４５．０質量％、Ａｌ：５．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．００１〜１５質量％を含有し、Ｃｒ当量（質量％）＝（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）及びＮｉ当量（質量％）＝（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図（図１）において、（Ｃｒ当量：２２．０質量％、Ｎｉ当量：４８質量％）、（Ｃｒ当量：１０質量％、Ｎｉ当量：１０質量％）、（Ｃｒ当量：３８質量％、Ｎｉ当量：１１質量％）、（Ｃｒ当量：４５質量％、Ｎｉ当量：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ａにあり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる低加工硬化鉄合金であって、１０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体であり、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率が１６ＭＰａ／％未満である低加工硬化鉄合金を提供する。
【０００８】
その２）として、Ｍｎ：１５．０〜４０．０質量％、Ａｌ：８．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：５．０〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜１５質量％を含有し、Ｃｒ当量（質量％）＝（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）及びＮｉ当量（質量％）＝（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図（図２）において、（Ｃｒ：２５質量％、Ｎｉ：４８質量％）、（Ｃｒ：２４．２質量％、Ｎｉ：１０質量％）、（Ｃｒ：３８質量％、Ｎｉ：１１質量％）、（Ｃｒ：４５質量％、Ｎｉ：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ｂにあり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる低加工硬化鉄合金であって、かつ１５ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体であり、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率が１０ＭＰａ／％未満である低加工硬化鉄合金を提供する。
【０００９】
その３として、１μｍ以下のサイズを有するペロブスカイト相（κ相）をマトリクス中に含有した強磁性体である１）又は２）に記載の低加工硬化鉄合金を提供する。
その４）として、Ｂ：０．００１〜１．５質量％、Ｎ：０．００１〜１．５質量％、各添加量が０．０１〜５．０質量％であるＢｅ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ、Ｗから選択した元素の１種又は２種以上をさらに含有する１）〜３）のいずれかに記載の低加工硬化鉄合金を提供する。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の鉄合金は、強磁性化することにより、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率を１６ＭＰａ／％未満に低下させることができ、ヤング率１００ＧＰａ以上、０．２％耐力５００ＭＰａ以上、引張強度８００ＭＰａ以上であり、低加工硬化性を有し、強度、延性に優れた材料が得られるという効果を有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の低加工硬化鉄合金は、Ｍｎ：１０．０〜４５．０質量％、Ａｌ：５．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜１５質量％を含有し、Ｃｒ当量（質量％）＝（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）及びＮｉ当量（質量％）＝（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図（図１）において、（Ｃｒ当量：２２．０質量％、Ｎｉ当量：４８質量％）、（Ｃｒ当量：１０質量％、Ｎｉ当量：１０質量％）、（Ｃｒ当量：３８質量％、Ｎｉ当量：１１質量％）、（Ｃｒ当量：４５質量％、Ｎｉ当量：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ａにあり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる低加工硬化鉄合金であって、１０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体となり、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率を１６ＭＰａ／％未満に抑えることができる。
Ｃｒ当量については、当然ながら前記（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）となる範囲で、ＣｒをＭｏ、Ｓｉ、Ａｌに代替できる。同様に、Ｎｉ当量についても、（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）となる範囲で、ＮｉをＭｎ、Ｃに代替できる。
【００１２】
特に、Ｍｎ：１５．０〜４０．０質量％、Ａｌ：８．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：５．０〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜１５質量％を含有し、Ｃｒ当量（質量％）＝（Ｃｒ質量％＋１．２１Ｍｏ質量％＋０．４８Ｓｉ質量％＋２．４８Ａｌ質量％）及びＮｉ当量（質量％）＝（Ｎｉ質量％＋０．１１Ｍｎ質量％−０．００８６（Ｍｎ質量％）２＋２４．５Ｃ質量％）で示されるＣｒ当量対Ｎｉ当量図（図２）において、（Ｃｒ：２５質量％、Ｎｉ：４８質量％）、（Ｃｒ：２４．２質量％、Ｎｉ：１０質量％）、（Ｃｒ：３８質量％、Ｎｉ：１１質量％）、（Ｃｒ：４５質量％、Ｎｉ：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ｂで、１５ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体となり、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率を１０ＭＰａ／％未満に抑えることができる。
【００１３】
上記組成の鉄合金は、１μｍ以下のサイズを有するペロブスカイト相（κ相）をマトリクス中に含有した強磁性体とすることができ、高い降伏強度と引張強度を有する低加工硬化鉄合金となる。
Ｍｎ：１０．０〜４５．０質量％とする理由は、１０．０質量％未満ではｆｃｃ構造を有するγ相が得られず、４５．０質量％を超えると十分な強度が得られないからである。特にＭｎ：１５．０〜４０．０質量％が望ましい。これにより、さらに引張強度の向上が可能である。
【００１４】
Ａｌ：５．０〜１５．０質量％とする理由は、５．０質量％未満では強磁性化することができないため低い加工硬化率を得られず、１５．０質量％を超えると多量のα相（ｂｃｃ構造）及び粗大なκ相が析出し、急激に脆化してしまうためである。特に、Ａｌ：８．０〜１５．０質量％が望ましい。これにより、さらに強度を向上させることができる。
Ｃ：０．５〜２．０質量％とする理由は、０．５質量％未満ではα相が多量に析出して脆くなってしまい、２．０質量％を超えるとＭ３Ｃ（Ｍ：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ等）等の炭化物が析出してしまうためである。
【００１５】
Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％とする理由は、０．０１質量％未満では高い降伏強度が得られず、５．０質量％以上ではα相が多量に析出し脆くなってしまうためである。
Ｃｒ：０．０１〜１０．０質量％とする理由は、０．０１質量％未満では耐食性及び耐酸化性に優れた合金が得られず、１０．０質量％を超えるとＣｒ炭化物やσ相などの金属間化合物が出現してしまう。特に、Ｃｒ：５．０〜１０．０質量％が望ましい。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。
Ｎｉ：０．００１〜１５．０質量％とする理由は、０．００１質量％未満では、高延性を得ることができず、１５質量％を超えると、低加工硬化率が得られないためである。Ｎｉ添加によって延性の効果を持たせるためには、Ｎｉ添加の下限値を、特に０．０１重量％とすることが望ましい。
【００１６】
図１から明らかなように、Ｃｒ当量対Ｎｉ当量図において、（Ｃｒ当量：２２．０質量％、Ｎｉ当量：４８質量％）、（Ｃｒ当量：１０質量％、Ｎｉ当量：１０質量％）、（Ｃｒ当量：３８質量％、Ｎｉ当量：１１質量％）、（Ｃｒ当量：４５質量％、Ｎｉ当量：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ａとする理由は、加工硬化率を１６ＭＰａ／％未満に抑えるためである。
さらに、図２から明らかなように、Ｃｒ当量対Ｎｉ当量図において、（Ｃｒ：２５質量％、Ｎｉ：４８質量％）、（Ｃｒ：２４．２質量％、Ｎｉ：１０質量％）、（Ｃｒ：３８質量％、Ｎｉ：１１質量％）、（Ｃｒ：４５質量％、Ｎｉ：４１質量％）の４点で囲まれる領域Ｂとする理由は、加工硬化率を１０ＭＰａ／％未満に抑えるためである。これによって、さらに加工硬化率を低減することができる。
【００１７】
本発明の低比重鉄合金は、さらにＢ：０．００１〜１．５質量％、Ｎ：０．００１〜１．５質量％、それぞれ０．０１〜５．０質量％のＢｅ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ、Ｗから選択した元素の１種又は２種以上を添加することができる。
Ｂ：０．００１〜１．５質量％とする理由は０．００１質量％未満では鋳造組織及び鍛造組織においても微細な結晶粒組織が得られず、また１．５質量％を超えると硼素化合物等の析出により脆化してしまうからである。
Ｎ：０．００１〜１．５質量％とする理由は、０．０１質量％未満では十分な比強度を得ることができず、１．５質量％を超えると窒化物等の析出により脆化するからである。上記の組成範囲において微細な結晶粒組織が得られ、優れた機械的特性を持つ合金が得られる。
【００１８】
また、Ｂｅ又はＭｇ添加は高強度化に有効であり、Ｔｉ添加は粒界腐食の防止に有効であり、Ｖ添加は耐摩耗性改善に有効であり、Ｃｏ添加はγ相の安定化に有効であり、Ｃｕ又はＭｏ添加は耐食性改善に有効であり、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ添加は耐粒界腐食性改善に有効であり、Ｗ添加は析出硬化に有効であるという理由による。
これらを単独添加又は複合添加することができる。また、これらを０．０１〜５．０質量％の範囲とするのは、０．０１質量％未満であると添加の効果がなく、５．０質量％を超えると脆化してしまう問題があるので、上限を５．０質量％とする。これらは、さらに本発明の鉄合金の特性を向上させるために、副成分として添加するものであり、必須成分とするものではない。
【００１９】
以上に示す通り、本発明の低加工硬化率鉄合金は、１０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体であって、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率が１６ＭＰａ／％未満であり、さらにはＮｉ当量及びＣｒ当量を制御することにより、１５ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を有する強磁性体であって、引張応力-歪み曲線において１０％歪み付加時の加工硬化率が１０ＭＰａ／％未満であるという低加工硬化率の合金となる。
特に、本発明の低加工硬化鉄合金では、微細なκ相が析出した強磁性体とすることにより、加工硬化率が１０ＭＰａ／％未満であり、かつ降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が９００ＭＰａ以上とすることができる。
【００２０】
本発明合金の製造方法としては、まずＭｎ：１０．０〜４５．０質量％、Ａｌ：５．０〜１５．０質量％、Ｃ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜５．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜１０．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜１５質量％、残部Ｆｅからなる組成範囲内で成分調整する。
また、必要に応じて、Ｂ、Ｎ（それぞれ０．００１〜１．５質量％）及びＢｅ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ及びＷ（それぞれ０．０１〜５．０質量％）からなる群から選択した１種又は２種以上の元素を所定量添加して、適宜原料成分を調整する。
Ｂ、Ｎ及びＢｅ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ及びＷを添加する場合には、純元素単体、フェロボロン、フェロタンタル、フェロニオブなどの合金を適宜調整し所定量を添加する、また窒素雰囲気での溶解などにより含有させる。
【００２１】
次に、これをアーク溶解炉又は高周波溶解炉を用いて溶解し、これを鋳造インゴットとし、さらに８００°Ｃ〜１３００°Ｃの温度にて、熱間鍛造あるいは熱間圧延及びその後の冷間圧延又は伸線等の加工工程を経て製品とする。また、必要に応じて、７００°Ｃ〜１３００°Ｃの温度にて熱処理後、焼き入れ、炉冷又は空冷して製造する。さらに、必要に応じて、前記熱処理後に２００°Ｃ〜１０００°Ｃの温度にて時効あるいは加工を施すことにより強度を調整することができる。
このようにして得られた材料は、合金の化学組成及び加工条件の選択により、γ単相、γ＋α（ｂｃｃ構造）２相、γ＋κ２相、γ＋α＋κ３相組織が得られる。
本願発明において適用できる組織はγ＋α（ｂｃｃ構造）２相組織と微細なκ相を含む組織を有する鉄合金であり、特に微細なκ相を含む組織の合金において、極めて高い高耐力・高引張強度と、極めて低い加工硬化性を備えた本発明の鉄合金が得られる。
このようなκ相の微細組織を得るためには、熱処理後の冷却速度を制御することが重要であり、合金組成により水中焼入れ、オイル中焼入れ、空冷、炉冷などの製造工程を採用する。
【００２２】
特に、微細なκ相を析出させるためには、溶解により得られたインゴットを８００°Ｃ〜１３００°Ｃの温度にて熱間加工した後、冷却過程にて微細なκ相を析出させることができる。具体的には、例えば鋳造インゴット若しくは該鋳造インゴットを熱間圧延した後、又は必要に応じてこれをさらに冷間加工した後、７００°Ｃ〜１３００°Ｃの温度で、０．１分以上の熱処理を行い、これを水中焼入れ、オイル中焼入れ、空冷、炉冷等の冷却により微細なκ相を析出させる。この場合の冷却速度は、１０〜１０００°Ｃ／秒とするのが望ましい。
また、鋳造インゴット若しくは該鋳造インゴットを熱間圧延した後、又は必要に応じてこれをさらに冷間加工した後、熱処理により一旦γ単相とし、その後２００°Ｃ〜１０００°Ｃの温度範囲で１分以上時効することによっても、微細なκ相を析出させることができる。本発明においては、微細なκ相の析出が達成できれば、特にその製造工程に制限はなく、必要な加工、熱処理及び冷却を行うことができる。
【実施例】
【００２３】
次に実施例及び比較例により本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は、これらの例によってなんら限定されるものではない。すなわち、本発明の技術思想の範囲における他の例、態様あるいは変形等を当然含むものである。
（参考例１、２、５、９、実施例３、４、６−８、１０−２３）
本発明の鉄合金の範囲で、表１に示す参考例１、２、５、９、実施例３、４、６−８、１０−２３の合金組成について高周波溶解炉を用いて溶解し、これを鋳造インゴットとした。次に１１００°Ｃの温度にて、熱間圧延、９００〜１１００°Ｃの温度にて１０分の熱処理、及び水中焼き入れ又は空冷の製造工程を経て合金試料を作製した。
【００２４】
【表１】
0004654440.tif 000002
【００２５】
表２に、参考例１、２、５、９、実施例３、４、６−８、１０−２３の鉄合金のヤング率（ＧＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、加工硬化率（ＭＰａ／％）、引張強度（ＭＰａ）、引張伸び（％）、飽和磁化(ｅｍｕ／ｇ)、構成相を示す。
参考例１、２、５、９、実施例３、４、６−８、１０−２３に示すいずれの合金も、飽和磁化が１０ｅｍｕ／ｇ以上である強磁性体であり、１０％引張歪み付加時の加工硬化率は１６（ＭＰａ／％）以下であった。
参考例１、２、５及び９はγ＋α相を有し、強磁性体である。このγ＋α相を含む組織の代表例（参考例２）を図３に示す。図３の、γ相に点在する粒状又は紐状の組織がα相で、この紐状の長さが２００μｍ程度の比較的粗な結晶でも脆くなることがなく、α相を含む合金は加工硬化率が低下し良好な延性を示す。
本発明の実施例３、４、６−８及び１０−２３は、微細なκ相を含むもの、すなわちγ相＋α相＋κ相又はγ相＋κ相の組織を有し、同様に強磁性体である。いずれも加工硬化率が低下し、延性を示す。
本鉄合金の加工硬化率は、Ａｌ濃度の増加に伴い低くなる傾向にあり、特に、Ｃｒ当量対Ｎｉ当量図（図２）中の領域Ｂ内に存在する合金では、１０（ＭＰａ／％）未満と非常に小さい。
【００２６】
【表２】
0004654440.tif 000003
【００２７】
図４に、実施例３、参考例９、実施例１０−１５の引張試験により得られた応力-歪み曲線の一例を示す。特に実施例１１、１３では、殆ど加工硬化が生じていないことが分る。
図５に、Ｃｒ当量対Ｎｉ当量図上に参考例１、２、５、９、実施例３、４、６−８、１０−２３の合金で得られた１０％引張歪み付加時の加工硬化率及び後述する比較例１−１６の合金における１０％引張歪み付加時の加工硬化率を表記した。
領域Ａ内にある実施例合金は、いずれも加工硬化率が１６（ＭＰａ／％）未満となっており、特に領域Ｂ内にある実施例合金はいずれも加工硬化率が１０（ＭＰａ／％）未満であることが分る。
本発明の鉄合金は、含有成分の添加量を調整することにより、ヤング率、降伏強度、引張強さ、伸び、飽和磁化を多様に変化させることができることが分かる。
【００２８】
図６に、実施例１３にて得られた微細なκ相が析出したγ＋κ２相組織を示す。この組織は、Ｌ１２スポットより得られた透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）暗視野像である。マトリックスに対しサイコロ状の析出物が白く輝いて見えるが、これがＬ１２構造を有するκ相であり、マトリックスに対し、一定の結晶方位を有していることが分る。
図６に示すように、κ析出相のサイズは１００ｎｍ以下と非常に微細である。特に、このような組織を有する本鉄合金は、強磁性体であり、かつ高耐力・高強度・高延性を有し、極めて低い加工硬化率を有する。図６に示すような微細なκ相は、特に熱処理後の冷却過程（水焼入れ、空冷、炉冷などによる）において生成する。
【００２９】
（比較例１−１６）
比較例１−１６は、本発明から逸脱する鉄合金であり、表３に示す比較例１−１６の合金成分を、実施例と同様の製造工程を経て鉄合金を作製した。
比較例１−１６については、表４に実施例と同様に、比較例合金のヤング率（ＧＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、加工硬化率（ＭＰａ／％）、引張強度（ＭＰａ）、引張伸び（％）、飽和磁化(ｅｍｕ／ｇ)及び構成相を示す。
【００３０】
【表３】
0004654440.tif 000004
【００３１】
【表４】
0004654440.tif 000005
【００３２】
比較例５、６及び１６は、オーステナイト（γ）単相合金であり、常磁性を示し、それらの加工硬化率は、１６（ＭＰａ／％）以上と大きい。
比較例３、４は、α相が存在するため強磁性体であるが、本発明合金の組成範囲から逸脱しており、その加工硬化率は、１６（ＭＰａ／％）以上と大きい。
比較例１、２及び７〜１５の鉄合金は、α相と粗大なκ相の存在により、強磁性を示すが、本発明合金の組成範囲から逸脱している。また、１μｍサイズより大きい粗大なκ相の析出により、延性に乏しく、引張伸びはいずれも１０％以下であった。
【００３３】
図７に、比較例３〜６の引張試験により得られた応力-歪み曲線の一例を示す。いずれの比較例においても、急激な加工硬化が生じているのが分る。
図５に示すように、本発明のＣｒ当量対Ｎｉ当量図中の領域Ａ及び領域Ｂの範疇外にある比較例は、いずれも１０％引張歪み付加時の加工硬化率が１６（ＭＰａ／％）以上と大きい。また、引張伸びが１０％以下と延性に乏しい。
一方、比較例８は、Ｃｒ当量及びＮｉ当量が本発明の成分範囲にあるが、Ｃｒを一切含有しておらず、粗大なκ相が析出しているために、引張伸びが０．２５％と著しく悪かった。これは、比較例８材は、Ｃｒを一切含有していないために、κ相が熱処理温度（１１００°Ｃ）にて安定相として存在し、κ相のサイズが容易に粗大化した為である。
図８に、比較例８にて得られた粗大なκ相を含有するγ＋κ２相組織を示す。この組織は、光学顕微鏡により観察されたものである。マトリックスはγ相であり、この中に粗大なκ相が析出しているのが分る。このように粗大なκ相は、１１００°Ｃの熱処理温度にて既に存在するため、そのサイズは大きく、材料の急激な低下を招く。この粗大κ相を有する鉄合金は、非常に脆く、１０％以上の引張伸びを達成することができない。
【産業上の利用可能性】
【００３４】
本発明の鉄合金は、加工硬化率を１６（ＭＰａ／％）未満に低下させることができるので、成形性に優れ、低コストで各種部材を作製することができる。また、０．２％耐力５００ＭＰａ以上、引張強度８００ＭＰａ以上の高強度を有するので、構造用材料、免振用材、鉄道車両や自動車のボディやフレーム材、レール材、船舶用材、耐食性材、石油等のパイプライン用材、橋梁材、ゴルフ用品等の様々な分野に使用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】４点（Ｃｒ：２２質量％、Ｎｉ：４８質量％）、（Ｃｒ：１０質量％、Ｎｉ：１０質量％）、（Ｃｒ：３８質量％、Ｎｉ：１１質量％）、（Ｃｒ：４５質量％、Ｎｉ：４１質量％）で囲まれる領域Ａを示すＣｒ当量対Ｎｉ当量図である。
【図２】４点（Ｃｒ：２５質量％、Ｎｉ：４８質量％）、（Ｃｒ：２４．２質量％、Ｎｉ：１０質量％）、（Ｃｒ：３８質量％、Ｎｉ：１１質量％）、（Ｃｒ：４５質量％、Ｎｉ：４１質量％）で囲まれる領域Ｂを示すＣｒ当量対Ｎｉ当量図である。
【図３】γ＋α相の組織の顕微鏡組織写真である。
【図４】実施例３、参考例９、実施例１０−１５の応力−歪み曲線を示す図である。
【図５】実施例、参考例及び比較例の加工硬化率値、等加工硬化率線及び領域Ａ及びＢを示した図である。
【図６】実施例１３にて得られた微細なκ相を含有するγ＋κ２相組織を示す顕微鏡組織写真である。
【図７】比較例３−６の応力‐歪み曲線を示す図である。
【図８】比較例８にて得られた粗大なκ相を含有するγ＋κ２相組織を示す顕微鏡組織写真である。
【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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