高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法
【課題】結晶性の金属材料でありながら、非晶質金属材料に近い高強度を示すＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金を提供する。
【解決手段】全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金を冷間強加工することで、層状組織をもつＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が得られる。この合金は、引張り強さが２５００ＭＰａ以上かつヤング率に対する引張り強さの比が０．０１６以上の高強度材料である。
【解決手段】全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金を冷間強加工することで、層状組織をもつＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が得られる。この合金は、引張り強さが２５００ＭＰａ以上かつヤング率に対する引張り強さの比が０．０１６以上の高強度材料である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
金属材料には、原子が規則的に配列された結晶構造をもつ結晶性の金属と、原子の長距離の配列が不規則である非晶質（アモルファス）金属と、がある。結晶性の金属の強度は、転位の挙動に支配されることが知られている。一方、不規則構造をもつアモルファス金属では、塑性変形の機構が結晶性の金属とは大きく異なり、現在汎用されている結晶性の金属を凌ぐ高強度を示す。図１は、種々の金属材料に関し、ヤング率に対する引張り強さを示すグラフである。図１において、□は結晶性の金属材料、◇は非晶質の金属材料を示す。金属材料では、引張り強さ（ＵＴＳ）とヤング率（Ｅ）との比（ＵＴＳ／Ｅ）が大きい程、高強度であるといえる。結晶性の金属材料ではＵＴＳ／Ｅの値が０．０１１であるのに対し、高い強度をもつ非晶質の金属材料では０．０２である。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００３】
【非特許文献１】V. V. Kokorin, et al., Scr. Metall., Vol.28 (1993) pp.35-40
【非特許文献２】E. Cesari, et al., Scr. Metall., Vol.40 (1999) pp.341-345
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
アモルファス金属は、上述のごとく高強度を示すが、結晶性の金属材料に比べて延性が低く脆くて加工性に劣るという問題がある。そのため、結晶性の金属材料の高強度化が求められている。
【０００５】
ところで、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、たとえば形状記憶合金として知られており、非特許文献１および非特許文献２などに開示されている。しかし、これらの形状記憶合金は結晶性であるため、引張り強さとヤング率との比（ＵＴＳ／Ｅ）の値も、０．０１１程度であると推測される。つまり、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の強度は、通常の結晶性の金属材料と大差はない。
【０００６】
本発明は、上記問題点に鑑み、結晶性の金属材料でありながら、非晶質金属材料に近い高強度を示すＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金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】
【０００７】
本発明者等は、この課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、特定の組成をもつＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金に対して高い歪を付与することで、従来の結晶性の金属材料にはない領域の引張り強さおよびヤング率を発現させることに成功した。そして、この成果を発展させることで、本発明者等は以降に述べる発明を完成させるに至った。
【０００８】
すなわち、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５であって、層状組織を有することを特徴とする。
【０００９】
また、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金を冷間強加工することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
特定の割合でＮｉを含有するＦｅ基合金は、面心立方晶系（ＦＣＣ）構造相と体心立方晶系（ＢＣＣ）構造相との境界の安定性をもつことが知られている。なかでも、ＦＣＣ構造相を安定化させた上記の組成のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金を冷間強加工することにより、高い引張り強さを示すとともにヤング率に対する引張り強さの比が従来の結晶性の金属材料よりも高い、従来にない高強度のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が得られる。そして、このＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金がもつ層状組織は、冷間強加工の結果として表れた加工組織である。また、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、冷間強加工後も結晶性であるため、非晶質材料よりも加工性に優れる。
【００１１】
ここで、「冷間強加工」とは、通常の塑性加工では与えることのできない非常に大きな歪を付与する加工であって、たとえば、相当歪にて５以上の加工である。冷間強加工による加工歪は、原子レベルのミクロな構造変化を合金の組織内にもたらす。この構造変化に伴う歪の蓄積が、強度向上に寄与すると予測される。
【００１２】
また、本発明は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金に冷間強加工を施してなることを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金と捉えることもできる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】一般的な金属材料および本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金のヤング率に対する引張り強さを示すグラフである。
【図２】本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金および比較合金について、それらの平均価電子濃度（ｅ／ａ）に対するマルテンサイト変態の開始温度（Ａｓ）を示すグラフである。
【図３】本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金および比較合金について、それらの組成に対する引張り強さを示すグラフである。
【図４】冷間強加工したＦｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉの金属組織を示す図面代用写真である。
【図５】冷間強加工されていないＦｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉの金属組織を示す図面代用写真である。
【図６】Ｆｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉについて、冷間強加工前後の結晶構造を示すＸ線回折図形を示す。
【図７】冷間強加工であるＨＰＴ（ＨｉｇｈＰｒｅｓｓｕｒｅＴｏｒｓｉｏｎ）法に用いる装置を模式的に示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法を実施するための最良の形態を説明する。なお、本明細書に記載された数値範囲の下限値および上限値の他、実施例中に列挙した数値も含めてそれらを任意に組み合わせることで数値範囲を構成し得る。
【００１５】
［組成］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である。
【００１６】
Ｆｅ基合金へのＮｉ添加は、マルテンサイト変態の開始温度（Ａｓ点）を低下させＦＣＣ構造をもつ相を安定化させることが知られている。冷間強加工による高強度化に適した相安定性のためには、Ａｓ点は、２５０℃以下、−１００℃以上＋１５０℃以下さらには−１００℃以上＋５０℃以下であるのが好ましい。Ｎｉ含有量が１５原子％以上２５原子％以下の範囲であれば、Ａｓ点が望ましい範囲内となり、冷間強加工による高強度化に適した相安定性が得られる。さらに好ましいＮｉ含有量の下限は１７原子％以上さらには１７．５原子％以上、上限は２３原子％以下さらには２０原子％以下である。
【００１７】
また、ＮｉおよびＣｏの含有量が、Ｆｅ量との関係で、０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５の範囲であれば、高強度、具体的には、引張り強さで２５００ＭＰａ以上さらには２６００ＭＰａ以上を示すとともに、引張り強さとヤング率の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上さらには０．０１７以上となる。
【００１８】
Ｃｏは、Ｆｅ基合金をＮｉとともに添加することによりＡｓ点を低下させる元素である。Ｃｏ含有量が２５原子％以上４４原子％以下であれば、この効果が良好に得られる。なお、上記のＦｅ、ＮｉおよびＣｏの含有割合の関係式より、残部が全てＦｅであると仮定すれば、Ｃｏの含有量は２５．３原子％以上４３．９原子％以下である。さらに好ましいＣｏ含有量の下限は３０原子％以上さらには３３原子％以上、上限は４０原子％以下さらには３６原子％以下である。
【００１９】
合金中に固溶して存在するＴｉは、冷間強加工における加工硬化の挙動に影響する。Ｔｉ含有量が１原子％未満ではその影響がなく、冷間強加工を施しても強度の大幅な向上が望めない。また、Ｔｉ含有量が１２原子％を超えると、熱間加工性が低下する。Ｔｉの含有量は、下限を３原子％以上、５原子％以上さらには７原子％以上、上限を１１原子％以下、とするのがより好ましい。
【００２０】
なお、ＦＣＣ構造相の相安定性は、平均価電子濃度に依存する。平均価電子濃度（ｅ／ａ）とは、合金元素の価電子数を組成で平均した値である。平均価電子濃度がｅ／ａ≦８．６さらにはｅ／ａ≦８．５５であれば、Ａｓ点が低下し、冷間強加工による高強度化に適した相安定性が得られる。
【００２１】
［組織および構造］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、層状組織をもつ。この層状組織は、後に詳説する冷間強加工により生成された微細な結晶粒の集合体からなる。この結晶粒の平均粒径は、１μｍ以下さらには２００ｎｍ以下であるのが好ましい。なお、結晶粒径は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）等により合金の断面を観察し、写真から２０個程度の結晶粒の最大径（粒子を２本の平行線で挟んだとき平行線の間隔の最大値）を測定し、それらの算術平均値とする。
【００２２】
また、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、結晶構造が体心立方晶系（ＢＣＣ）である。加工前のＦＣＣ構造相は、冷間強加工によりＢＣＣ構造相へと変態する。なお、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金がＢＣＣ構造をもつことは、Ｘ線回折（ＸＲＤ）や電子線回折などにより測定することが可能である。
【００２３】
［製造方法］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、たとえば、上記の組成の鋳物を冷間強加工することで得られる。鋳造は、従来からの一般的な方法に従って行えばよいが、凝固の際の冷却速度は１０℃／秒以上さらには２０℃／秒以上であるとよい。なお、必ずしも鋳物である必要はなく、上記の組成をもつ焼結合金を冷間強加工しても、同様の高強度の合金が得られる。
【００２４】
また、冷間強加工に先立ち、熱間加工および／または溶体化処理を行ってもよい。溶体化処理は、１０５０℃以上１２００℃以下さらには１１００℃以上１１５０℃以下で、１０〜１２０分加熱した後、１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷するとよい。
【００２５】
冷間強加工は、通常の塑性加工よりも高い歪を導入することができる冷間加工である。冷間強加工では、相当歪にて５以上さらには１０以上の歪を被加工材に付与するのが好ましい。この程度の歪を導入することができる加工方法としては、ＨＰＴ（ＨｉｇｈＰｒｅｓｓｕｒｅＴｏｒｓｉｏｎ）法、ＥＣＡＰ（ＥｑｕａｌＣｈａｎｎｅｌＡｎｇｕｌａｒＰｒｅｓｓｉｎｇ）などが挙げられる。なお、鍛造、圧延のような通常の手法では、５以上の歪を導入することはできない。
【００２６】
冷間強加工は、歪速度が１０−３／秒以上１０／秒以下で歪を付与する加工であるのが望ましい。また、冷間強加工は室温近傍で行えばよく、加工時の発熱による被加工材の温度は、２００℃以下さらには１５０℃以下であるのが望ましい。加工の雰囲気についても特に限定はなく、空気中であっても窒素ガス雰囲気中であってもよい。
【００２７】
［用途］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、加工性が高いため幅広い分野で利用が可能である。また、高い引張り強さを示すとともにヤング率に対する引張り強さの比が従来の結晶性の金属材料よりも大きいため、金属製品の性能向上を図れる。具体的な用途としては、高強度ボルト、ばね、自動車・航空機に用いられる高強度部品などが挙げられる。
【００２８】
以上、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。
【実施例】
【００２９】
以下に、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。
【００３０】
［Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造］
鉄、ニッケル、コバルトおよびチタンを秤量して溶解した後、金型鋳造（冷却速度：５０℃／秒）により直径φ６０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの鋳物を得た。この鋳物を直径φ１５ｍｍ×長さ２００ｍｍに熱間鍛造してから、１１００℃１時間（水冷）の条件で溶体化処理を施した。溶体化処理後、直径φ１０ｍｍ×厚さ０．８ｍｍに切り出した。
【００３１】
図７に示す装置８０を用い、切り出した素材に対してＨＰＴ法による冷間強加工を行った。装置８０は、支持台８１と押し棒８２とを備える。支持台８１は、円柱形状のキャビティ８１ｃを有する。また、押し棒８２は、円柱形状であって、キャビティ８１ｃとほぼ同じ径をもつ。はじめに、素材Ｉをキャビティ８１ｃに収容した。次に、押し棒８２をキャビティ８１ｃに挿入した。この状態で、押し棒８２を矢印Ｐ方向（軸Ｘに平行）に加圧して素材Ｉを押圧しながら軸Ｘを中心に矢印Ｒ方向に回転させて、素材Ｉに剪断歪を導入した。加圧および回転の条件を調整し、相当歪２００（円周部）、歪速度３．３×１０−１／秒（円周部）、での条件で、直径φ１０ｍｍ×厚さ０．８ｍｍのディスク状の試料１〜１１を作製した。この加工は、室温にて行ったが、素材Ｉの表面温度は１００℃を超えなかった。
【００３２】
また、試料３と同じ合金組成の試料１２を作製した。ただし試料１２には、溶体化処理後の素材に対して冷間強加工を行わなかった。
【００３３】
［試料の測定］
試料１〜１２について、マルテンサイト変態開始温度（Ａｓ点）を測定した。Ａｓ点は、動的粘弾性測定装置（ＤＭＡ）を用い、内部摩擦およびヤング率の温度依存性を測定し、その変化の挙動から決定した。測定は、−１００℃から開始し、５℃／分の速度で昇温させて３００℃まで行った。各試料の引張り強さおよびヤング率は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手順により求めた。結果を表１および図１〜図３に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
試料１〜試料７は、いずれも、引張り強さが２５００ＭＰａ以上で、かつ、ヤング率（Ｅ）に対する引張り強さ（ＵＴＳ）の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上であった。なお、これらの値は、通常の結晶性の金属材料では実現困難な値である。
【００３６】
平均価電子濃度（ｅ／ａ）の値が８．７程度である試料１１は、Ａｓ点が２６６℃で非常に高く、冷間加工を行っても強度が向上し難かったと推測される。試料１〜７では、ｅ／ａの値を８．６以下さらには８．５５以下とすることで、冷間加工による高強度化の効果が顕著にあらわれたと考えられる。しかし、ｅ／ａが８．６程度あるいはそれ以下であっても、Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）の値が０．６８未満である試料８および試料９は、Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）の値が０．６８以上０．７５以下である試料１〜７に比べて、ＵＴＳ値およびＵＴＳ／Ｅ値が小さかった。また試料１０および１１は、Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）の値が０．７５を超えており、ＵＴＳ値もＵＴＳ／Ｅ値も低かった。冷間強加工が施されていない試料１２は、ＵＴＳ値もＵＴＳ／Ｅ値も、従来の結晶性の金属材料と同程度の小さい値であった。
【００３７】
なお、試料７は、本発明の組成の範囲内にあるため、ＵＴＳ／Ｅ値が０．０１６で高強度である。試料７においてＮｉ含有量をさらに増加（たとえば１８原子％以上）させることで、冷間強加工による高強度化に適した相安定性が得られ、さらなる高強度化（ＵＴＳ／Ｅ値が０．０１７以上）が可能であると考えられる。
【００３８】
［組織および結晶構造］
試料１と試料１２は、冷間強加工の有無が異なるが、同じ組成（Ｆｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉ）の合金である。試料３および試料１２について、ＳＥＭ観察およびＸＲＤ測定を行った。結果を図４〜図６に示す。
【００３９】
本発明に相当する試料３は、図４に示すように層状組織が見られた。また、層状組織には、粒径が１０〜１００ｎｍの結晶粒が見られたため、平均粒径は１μｍ以下であった。なお、この層状組織は、１〜７の各試料で観察された。一方、冷間強加工が施されていない試料１２は、図５のごとく２００μｍ程度の結晶粒が観察され、層状組織は見られなかった。
【００４０】
次に、図６に示すＸＲＤパターンから、試料１２はＦＣＣ構造をもつγ相からなることがわかった。試料１２を冷間強加工した試料１は、ＢＣＣ構造をもつα相からなることがわかった。つまり、特定の組成を有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、大きな歪を付与されることで層状組織を生成するとともに、結晶構造がＢＣＣであることがわかった。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
金属材料には、原子が規則的に配列された結晶構造をもつ結晶性の金属と、原子の長距離の配列が不規則である非晶質（アモルファス）金属と、がある。結晶性の金属の強度は、転位の挙動に支配されることが知られている。一方、不規則構造をもつアモルファス金属では、塑性変形の機構が結晶性の金属とは大きく異なり、現在汎用されている結晶性の金属を凌ぐ高強度を示す。図１は、種々の金属材料に関し、ヤング率に対する引張り強さを示すグラフである。図１において、□は結晶性の金属材料、◇は非晶質の金属材料を示す。金属材料では、引張り強さ（ＵＴＳ）とヤング率（Ｅ）との比（ＵＴＳ／Ｅ）が大きい程、高強度であるといえる。結晶性の金属材料ではＵＴＳ／Ｅの値が０．０１１であるのに対し、高い強度をもつ非晶質の金属材料では０．０２である。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００３】
【非特許文献１】V. V. Kokorin, et al., Scr. Metall., Vol.28 (1993) pp.35-40
【非特許文献２】E. Cesari, et al., Scr. Metall., Vol.40 (1999) pp.341-345
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
アモルファス金属は、上述のごとく高強度を示すが、結晶性の金属材料に比べて延性が低く脆くて加工性に劣るという問題がある。そのため、結晶性の金属材料の高強度化が求められている。
【０００５】
ところで、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、たとえば形状記憶合金として知られており、非特許文献１および非特許文献２などに開示されている。しかし、これらの形状記憶合金は結晶性であるため、引張り強さとヤング率との比（ＵＴＳ／Ｅ）の値も、０．０１１程度であると推測される。つまり、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の強度は、通常の結晶性の金属材料と大差はない。
【０００６】
本発明は、上記問題点に鑑み、結晶性の金属材料でありながら、非晶質金属材料に近い高強度を示すＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金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】
【０００７】
本発明者等は、この課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、特定の組成をもつＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金に対して高い歪を付与することで、従来の結晶性の金属材料にはない領域の引張り強さおよびヤング率を発現させることに成功した。そして、この成果を発展させることで、本発明者等は以降に述べる発明を完成させるに至った。
【０００８】
すなわち、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５であって、層状組織を有することを特徴とする。
【０００９】
また、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金を冷間強加工することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
特定の割合でＮｉを含有するＦｅ基合金は、面心立方晶系（ＦＣＣ）構造相と体心立方晶系（ＢＣＣ）構造相との境界の安定性をもつことが知られている。なかでも、ＦＣＣ構造相を安定化させた上記の組成のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金を冷間強加工することにより、高い引張り強さを示すとともにヤング率に対する引張り強さの比が従来の結晶性の金属材料よりも高い、従来にない高強度のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が得られる。そして、このＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金がもつ層状組織は、冷間強加工の結果として表れた加工組織である。また、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、冷間強加工後も結晶性であるため、非晶質材料よりも加工性に優れる。
【００１１】
ここで、「冷間強加工」とは、通常の塑性加工では与えることのできない非常に大きな歪を付与する加工であって、たとえば、相当歪にて５以上の加工である。冷間強加工による加工歪は、原子レベルのミクロな構造変化を合金の組織内にもたらす。この構造変化に伴う歪の蓄積が、強度向上に寄与すると予測される。
【００１２】
また、本発明は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金に冷間強加工を施してなることを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金と捉えることもできる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】一般的な金属材料および本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金のヤング率に対する引張り強さを示すグラフである。
【図２】本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金および比較合金について、それらの平均価電子濃度（ｅ／ａ）に対するマルテンサイト変態の開始温度（Ａｓ）を示すグラフである。
【図３】本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金および比較合金について、それらの組成に対する引張り強さを示すグラフである。
【図４】冷間強加工したＦｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉの金属組織を示す図面代用写真である。
【図５】冷間強加工されていないＦｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉの金属組織を示す図面代用写真である。
【図６】Ｆｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉについて、冷間強加工前後の結晶構造を示すＸ線回折図形を示す。
【図７】冷間強加工であるＨＰＴ（ＨｉｇｈＰｒｅｓｓｕｒｅＴｏｒｓｉｏｎ）法に用いる装置を模式的に示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法を実施するための最良の形態を説明する。なお、本明細書に記載された数値範囲の下限値および上限値の他、実施例中に列挙した数値も含めてそれらを任意に組み合わせることで数値範囲を構成し得る。
【００１５】
［組成］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である。
【００１６】
Ｆｅ基合金へのＮｉ添加は、マルテンサイト変態の開始温度（Ａｓ点）を低下させＦＣＣ構造をもつ相を安定化させることが知られている。冷間強加工による高強度化に適した相安定性のためには、Ａｓ点は、２５０℃以下、−１００℃以上＋１５０℃以下さらには−１００℃以上＋５０℃以下であるのが好ましい。Ｎｉ含有量が１５原子％以上２５原子％以下の範囲であれば、Ａｓ点が望ましい範囲内となり、冷間強加工による高強度化に適した相安定性が得られる。さらに好ましいＮｉ含有量の下限は１７原子％以上さらには１７．５原子％以上、上限は２３原子％以下さらには２０原子％以下である。
【００１７】
また、ＮｉおよびＣｏの含有量が、Ｆｅ量との関係で、０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５の範囲であれば、高強度、具体的には、引張り強さで２５００ＭＰａ以上さらには２６００ＭＰａ以上を示すとともに、引張り強さとヤング率の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上さらには０．０１７以上となる。
【００１８】
Ｃｏは、Ｆｅ基合金をＮｉとともに添加することによりＡｓ点を低下させる元素である。Ｃｏ含有量が２５原子％以上４４原子％以下であれば、この効果が良好に得られる。なお、上記のＦｅ、ＮｉおよびＣｏの含有割合の関係式より、残部が全てＦｅであると仮定すれば、Ｃｏの含有量は２５．３原子％以上４３．９原子％以下である。さらに好ましいＣｏ含有量の下限は３０原子％以上さらには３３原子％以上、上限は４０原子％以下さらには３６原子％以下である。
【００１９】
合金中に固溶して存在するＴｉは、冷間強加工における加工硬化の挙動に影響する。Ｔｉ含有量が１原子％未満ではその影響がなく、冷間強加工を施しても強度の大幅な向上が望めない。また、Ｔｉ含有量が１２原子％を超えると、熱間加工性が低下する。Ｔｉの含有量は、下限を３原子％以上、５原子％以上さらには７原子％以上、上限を１１原子％以下、とするのがより好ましい。
【００２０】
なお、ＦＣＣ構造相の相安定性は、平均価電子濃度に依存する。平均価電子濃度（ｅ／ａ）とは、合金元素の価電子数を組成で平均した値である。平均価電子濃度がｅ／ａ≦８．６さらにはｅ／ａ≦８．５５であれば、Ａｓ点が低下し、冷間強加工による高強度化に適した相安定性が得られる。
【００２１】
［組織および構造］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、層状組織をもつ。この層状組織は、後に詳説する冷間強加工により生成された微細な結晶粒の集合体からなる。この結晶粒の平均粒径は、１μｍ以下さらには２００ｎｍ以下であるのが好ましい。なお、結晶粒径は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）等により合金の断面を観察し、写真から２０個程度の結晶粒の最大径（粒子を２本の平行線で挟んだとき平行線の間隔の最大値）を測定し、それらの算術平均値とする。
【００２２】
また、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、結晶構造が体心立方晶系（ＢＣＣ）である。加工前のＦＣＣ構造相は、冷間強加工によりＢＣＣ構造相へと変態する。なお、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金がＢＣＣ構造をもつことは、Ｘ線回折（ＸＲＤ）や電子線回折などにより測定することが可能である。
【００２３】
［製造方法］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、たとえば、上記の組成の鋳物を冷間強加工することで得られる。鋳造は、従来からの一般的な方法に従って行えばよいが、凝固の際の冷却速度は１０℃／秒以上さらには２０℃／秒以上であるとよい。なお、必ずしも鋳物である必要はなく、上記の組成をもつ焼結合金を冷間強加工しても、同様の高強度の合金が得られる。
【００２４】
また、冷間強加工に先立ち、熱間加工および／または溶体化処理を行ってもよい。溶体化処理は、１０５０℃以上１２００℃以下さらには１１００℃以上１１５０℃以下で、１０〜１２０分加熱した後、１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷するとよい。
【００２５】
冷間強加工は、通常の塑性加工よりも高い歪を導入することができる冷間加工である。冷間強加工では、相当歪にて５以上さらには１０以上の歪を被加工材に付与するのが好ましい。この程度の歪を導入することができる加工方法としては、ＨＰＴ（ＨｉｇｈＰｒｅｓｓｕｒｅＴｏｒｓｉｏｎ）法、ＥＣＡＰ（ＥｑｕａｌＣｈａｎｎｅｌＡｎｇｕｌａｒＰｒｅｓｓｉｎｇ）などが挙げられる。なお、鍛造、圧延のような通常の手法では、５以上の歪を導入することはできない。
【００２６】
冷間強加工は、歪速度が１０−３／秒以上１０／秒以下で歪を付与する加工であるのが望ましい。また、冷間強加工は室温近傍で行えばよく、加工時の発熱による被加工材の温度は、２００℃以下さらには１５０℃以下であるのが望ましい。加工の雰囲気についても特に限定はなく、空気中であっても窒素ガス雰囲気中であってもよい。
【００２７】
［用途］
本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、加工性が高いため幅広い分野で利用が可能である。また、高い引張り強さを示すとともにヤング率に対する引張り強さの比が従来の結晶性の金属材料よりも大きいため、金属製品の性能向上を図れる。具体的な用途としては、高強度ボルト、ばね、自動車・航空機に用いられる高強度部品などが挙げられる。
【００２８】
以上、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。
【実施例】
【００２９】
以下に、本発明の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金およびその製造方法の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。
【００３０】
［Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造］
鉄、ニッケル、コバルトおよびチタンを秤量して溶解した後、金型鋳造（冷却速度：５０℃／秒）により直径φ６０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの鋳物を得た。この鋳物を直径φ１５ｍｍ×長さ２００ｍｍに熱間鍛造してから、１１００℃１時間（水冷）の条件で溶体化処理を施した。溶体化処理後、直径φ１０ｍｍ×厚さ０．８ｍｍに切り出した。
【００３１】
図７に示す装置８０を用い、切り出した素材に対してＨＰＴ法による冷間強加工を行った。装置８０は、支持台８１と押し棒８２とを備える。支持台８１は、円柱形状のキャビティ８１ｃを有する。また、押し棒８２は、円柱形状であって、キャビティ８１ｃとほぼ同じ径をもつ。はじめに、素材Ｉをキャビティ８１ｃに収容した。次に、押し棒８２をキャビティ８１ｃに挿入した。この状態で、押し棒８２を矢印Ｐ方向（軸Ｘに平行）に加圧して素材Ｉを押圧しながら軸Ｘを中心に矢印Ｒ方向に回転させて、素材Ｉに剪断歪を導入した。加圧および回転の条件を調整し、相当歪２００（円周部）、歪速度３．３×１０−１／秒（円周部）、での条件で、直径φ１０ｍｍ×厚さ０．８ｍｍのディスク状の試料１〜１１を作製した。この加工は、室温にて行ったが、素材Ｉの表面温度は１００℃を超えなかった。
【００３２】
また、試料３と同じ合金組成の試料１２を作製した。ただし試料１２には、溶体化処理後の素材に対して冷間強加工を行わなかった。
【００３３】
［試料の測定］
試料１〜１２について、マルテンサイト変態開始温度（Ａｓ点）を測定した。Ａｓ点は、動的粘弾性測定装置（ＤＭＡ）を用い、内部摩擦およびヤング率の温度依存性を測定し、その変化の挙動から決定した。測定は、−１００℃から開始し、５℃／分の速度で昇温させて３００℃まで行った。各試料の引張り強さおよびヤング率は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手順により求めた。結果を表１および図１〜図３に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
試料１〜試料７は、いずれも、引張り強さが２５００ＭＰａ以上で、かつ、ヤング率（Ｅ）に対する引張り強さ（ＵＴＳ）の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上であった。なお、これらの値は、通常の結晶性の金属材料では実現困難な値である。
【００３６】
平均価電子濃度（ｅ／ａ）の値が８．７程度である試料１１は、Ａｓ点が２６６℃で非常に高く、冷間加工を行っても強度が向上し難かったと推測される。試料１〜７では、ｅ／ａの値を８．６以下さらには８．５５以下とすることで、冷間加工による高強度化の効果が顕著にあらわれたと考えられる。しかし、ｅ／ａが８．６程度あるいはそれ以下であっても、Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）の値が０．６８未満である試料８および試料９は、Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）の値が０．６８以上０．７５以下である試料１〜７に比べて、ＵＴＳ値およびＵＴＳ／Ｅ値が小さかった。また試料１０および１１は、Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）の値が０．７５を超えており、ＵＴＳ値もＵＴＳ／Ｅ値も低かった。冷間強加工が施されていない試料１２は、ＵＴＳ値もＵＴＳ／Ｅ値も、従来の結晶性の金属材料と同程度の小さい値であった。
【００３７】
なお、試料７は、本発明の組成の範囲内にあるため、ＵＴＳ／Ｅ値が０．０１６で高強度である。試料７においてＮｉ含有量をさらに増加（たとえば１８原子％以上）させることで、冷間強加工による高強度化に適した相安定性が得られ、さらなる高強度化（ＵＴＳ／Ｅ値が０．０１７以上）が可能であると考えられる。
【００３８】
［組織および結晶構造］
試料１と試料１２は、冷間強加工の有無が異なるが、同じ組成（Ｆｅ−１９．１原子％Ｎｉ−３４．０原子％Ｃｏ−８．１原子％Ｔｉ）の合金である。試料３および試料１２について、ＳＥＭ観察およびＸＲＤ測定を行った。結果を図４〜図６に示す。
【００３９】
本発明に相当する試料３は、図４に示すように層状組織が見られた。また、層状組織には、粒径が１０〜１００ｎｍの結晶粒が見られたため、平均粒径は１μｍ以下であった。なお、この層状組織は、１〜７の各試料で観察された。一方、冷間強加工が施されていない試料１２は、図５のごとく２００μｍ程度の結晶粒が観察され、層状組織は見られなかった。
【００４０】
次に、図６に示すＸＲＤパターンから、試料１２はＦＣＣ構造をもつγ相からなることがわかった。試料１２を冷間強加工した試料１は、ＢＣＣ構造をもつα相からなることがわかった。つまり、特定の組成を有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金は、大きな歪を付与されることで層状組織を生成するとともに、結晶構造がＢＣＣであることがわかった。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、
Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５であって、層状組織を有することを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項２】
前記層状組織は、平均粒径が１μｍ以下の結晶粒からなる請求項１記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項３】
結晶構造が体心立方晶系（ＢＣＣ）である請求項１または２記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項４】
引張り強さ（ＵＴＳ）が２５００ＭＰａ以上かつ引張り強さ（ＵＴＳ）とヤング率（Ｅ）の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項５】
全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金を冷間強加工することを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項６】
前記冷間強加工は、相当歪にて５以上の歪を付与する加工である請求項５記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項７】
前記冷間強加工は、歪速度が１０−３／秒以上１０／秒以下で歪を付与する加工である請求項５または６記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項８】
前記冷間強加工は、ＨＰＴ（ＨｉｇｈＰｒｅｓｓｕｒｅＴｏｒｓｉｏｎ）法である請求項６または７記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項９】
全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金に、冷間強加工を施してなることを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項１０】
引張り強さ（ＵＴＳ）が２５００ＭＰａ以上かつ引張り強さ（ＵＴＳ）とヤング率（Ｅ）の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上である請求項９のいずれかに記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項１】
全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、
Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５であって、層状組織を有することを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項２】
前記層状組織は、平均粒径が１μｍ以下の結晶粒からなる請求項１記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項３】
結晶構造が体心立方晶系（ＢＣＣ）である請求項１または２記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項４】
引張り強さ（ＵＴＳ）が２５００ＭＰａ以上かつ引張り強さ（ＵＴＳ）とヤング率（Ｅ）の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項５】
全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金を冷間強加工することを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項６】
前記冷間強加工は、相当歪にて５以上の歪を付与する加工である請求項５記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項７】
前記冷間強加工は、歪速度が１０−３／秒以上１０／秒以下で歪を付与する加工である請求項５または６記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項８】
前記冷間強加工は、ＨＰＴ（ＨｉｇｈＰｒｅｓｓｕｒｅＴｏｒｓｉｏｎ）法である請求項６または７記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金の製造方法。
【請求項９】
全体を１００原子％としたときに、１５原子％以上２５原子％以下のニッケル（Ｎｉ）と、２５原子％以上４４原子％以下のコバルト（Ｃｏ）と、１原子％以上１２原子％以下のチタン（Ｔｉ）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物とからなり、Ｆｅの含有量をＸ原子％、Ｎｉの含有量をＹ原子％、Ｃｏの含有量をＺ原子％としたときに０．６８≦Ｘ／（Ｙ＋Ｚ）≦０．７５である合金に、冷間強加工を施してなることを特徴とする高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【請求項１０】
引張り強さ（ＵＴＳ）が２５００ＭＰａ以上かつ引張り強さ（ＵＴＳ）とヤング率（Ｅ）の比（ＵＴＳ／Ｅ）が０．０１６以上である請求項９のいずれかに記載の高強度Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金。
【図１】
【図２】
【図３】
【図６】
【図７】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図６】
【図７】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２０１０−２２２６３２（Ｐ２０１０−２２２６３２Ａ）
【公開日】平成２２年１０月７日（２０１０．１０．７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−７０６５８（Ｐ２００９−７０６５８）
【出願日】平成２１年３月２３日（２００９．３．２３）
【出願人】（０００００３６０９）株式会社豊田中央研究所 (4,200)
【公開日】平成２２年１０月７日（２０１０．１０．７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年３月２３日（２００９．３．２３）
【出願人】（０００００３６０９）株式会社豊田中央研究所 (4,200)
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