JP2012062538A - Co−Ni基合金、Co−Ni基合金の結晶制御方法、Co−Ni基合金の製造方法および結晶制御されたCo−Ni基合金 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明のCo−Ni基合金は、Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、集合組織がGoss方位を主方位とすることを特徴とする。本発明のC−Ni基合金は、組成が質量比で、Co:28〜42%、Cr:10〜27%、Mo:3〜12%、Ni:15〜40%、Ti:0.1〜1%、Mn:1.5%以下、Fe:0.1〜26%、C:0.1%以下及び不可避不純物を含むと共に、Nb:3%以下、W:5%以下、Al:0.5%以下、Zr:0.1%以下、B:0.01%以下からなる群より選択される少なくとも1種を含んでなることが好ましい。
【選択図】図7
Description
Co基合金やNi基合金、またはステンレス鋼において、材料の強度を上げる手法として、冷間塑性加工により加工誘起マルテンサイト相を形成させる方法、(Co、Ni)3(Al、Tl、Nb)等のγ’相を析出させる方法、炭化物を析出させる方法、金属間化合物を析出させる方法等が知られている。
本発明のCo−Ni基合金は、Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、集合組織がGoss方位を主方位とすることを特徴とする。
本発明のCo−Ni基合金は、Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、微細領域と、変形双晶とを有し、前記変形双晶が前記微細領域により分断されてなることを特徴とする。
本発明のCo−Ni基合金は、Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、転位密度が1015m−2以上であることを特徴とする。
本発明のCo−Ni基合金は、組成が質量比で、Co:28〜42%、Cr:10〜27%、Mo:3〜12%、Ni:15〜40%、Ti:0.1〜1%、Mn:1.5%以下、Fe:0.1〜26%、C:0.1%以下及び不可避不純物を含むと共に、Nb:3%以下、W:5%以下、Al:0.5%以下、Zr:0.1%以下、B:0.01%以下からなる群より選択される少なくとも1種を含んでなることが好ましい。
本発明のCo−Ni基合金は、加工率15%以上の冷間圧延を施されてなることが好ましい。
本発明のCo−Ni基合金は、熱処理後の集合組織の主方位が、熱処理前の集合組織の主方位と同一であることも好ましい。
本発明のCo−Ni基合金は、熱処理を行うことにより、転位密度が高い領域中に、転位密度が低い領域が複数存在する組織になることも好ましい。
本発明のCo−Ni基合金の結晶制御方法において、前記Co−Ni基合金の集合組織が、Goss方位を主方位とすることが好ましい。
本発明のCo−Ni基合金の結晶制御方法において、前記熱処理を、350℃以上の温度で行うことが好ましい。
本発明のCo−Ni基合金の結晶制御方法において、前記熱処理を、350℃〜750℃の温度で行うこともできる。
本発明の結晶制御されたCo−Ni基合金の製造方法は、上記結晶制御方法を用いることを特徴とする。
また、本発明は、上記Co−Ni基合金の結晶制御方法を用いて製造されることを特徴とする結晶制御されたCo−Ni基合金を提供する。
本発明のCo−Ni基合金の結晶制御方法では、熱処理を行うことにより鈴木効果を発現させ、転位密度が高い領域中に、鈴木効果により転位が拡張および固着された転位密度が低い領域が複数存在する組織として再結晶させる。このような鈴木効果による転位の固着により転位の回復を遅らせて、集合組織の主方位を保つことができる。そのため、焼鈍などの熱履歴を受けても急激な軟化を生じることがなく、再結晶温度が高く、再結晶粒の粒径が小さいCo−Ni基合金を提供できる。
また、本発明のCo−Ni基合金の結晶制御方法により得られるCo−Ni基合金は、再結晶粒の成長が遅いため、微細な再結晶粒により構成される。そのため、加工性などの特性が向上されたCo−Ni基合金となる。さらに、本発明のCo−Ni基合金の結晶制御方法では、熱処理により鈴木効果が発現して転位の固着が起こり、すべりが難しくなるため、硬さや引張り強度などの機械的特性に優れるCo−Ni基合金を製造することができる。
本実施形態のCo−Ni基合金は、Goss方位の割合が35〜55%であることが好ましい。
Crは耐食性を確保するのに不可欠な成分であり、またマトリクスを強化する効果があるが、10%未満では優れた耐食性を得る効果が弱く、27%を越えると加工性及び靱性が急激に低下することから、10〜27%とした。
Niは面心立方格子相を安定化し、加工性を維持し、耐食性を高める効果があるが、本発明合金のCo、Cr、Mo、Nb、Feの組成範囲において、Niが15%未満では安定した面心立方格子相を得ることが困難であり、40%を越えると機械的強度が低下することから、15〜40%とした。
Mnは脱酸、脱硫の効果、及び面心立方格子相を安定化する効果があるが、多過ぎると耐食性、耐酸化性を劣化させるため、1.5%以下とした。
Cはマトリクスに固溶するほか、Cr、Mo、Nb、W等と炭化物を形成し、結晶粒の粗大化の防止効果があるが、多過ぎると靭性の低下、耐食性の劣化等が生じるため、0.1%以下とした。
Wは、マトリクスに固溶してこれを強化し、加工硬化能を著しく増大させる効果があるが、5%を越えるとσ相を析出して靭性が低下することから、Wを含有させる場合は5%以下とした。
Zrは、高温での結晶粒界強度を上げて、熱間加工性を向上させる効果があるが、多過ぎると逆に加工性が悪くなるため、Zrを含有させる場合は0.1%以下とした。
Bは、熱間加工性を改善する効果があるが、多過ぎると逆に熱間加工性が低下し割れやすくなるため、Bを含有させる場合は0.01%以下とした。
本実施形態のCo−Ni基合金が熱処理により集合組織の主方位が変化しないのは、本実施形態のCo−Ni基合金が熱処理により鈴木効果を発現する合金であるためである。
本発明者らは種々の研究の結果、本実施形態のCo−Ni基合金において鈴木効果を発現できることを知見し、鈴木効果を利用して優れた特性のCo−Ni基合金を提供できることを見出した。
まず、前記組成からなる合金を真空溶解炉で真空溶解し、炉冷して鋳塊(インゴット)を作製し、得られた鋳塊に一般的な方法で熱間鍛造を行った後、焼きなましを行う。次に、加工率15%以上の冷間圧延を施すことにより、前記した本実施形態のCo−Ni基合金を作製する。ここで、冷間圧延の加工率を15%以上とすることにより、得られるCo−Ni基合金の集合組織の主方位をGoss方位をとすることができる。また、冷間圧延の加工率が90%を超えるとBrass方位が発達しやすくなる場合があるため、90%以下の加工率で冷間圧延することが好ましい。なお、熱間鍛造および焼きなまし後には、本発明の集合組織は形成されていない。
以上の工程により、Co−Ni基合金の結晶制御を行いつつCo−Ni基合金を製造することができる。本実施形態のCo−Ni基合金の結晶制御方法は、熱処理により合金の集合組織の主方位を変化させることがないため、熱処理の温度および時間のみを考慮して熱処理を行うことにより合金の結晶制御を行うことが可能となる。
図19(a)に本実施形態のCo−Ni基合金の一例として、Ni:31質量%、Cr:19質量%、Mo:10.1質量%、Fe:2質量%、Ti:0.8質量%、Nb:1質量%及び残部Coの成分組成のCo−Ni基合金(加工率15%)のTEM明視野像写真を示し、図19(b)に同Co−Ni基合金を700℃にて1時間の熱処理を行った後の合金の集合組織写真を示す。熱処理を行うことにより、図19(b)に細かい縦線状に見える積層欠陥が多く発生しており、鈴木効果により転位が拡張・固着していることがわかる。
図19(c)はCo−35Ni合金(加工率15%)TEM明視野像写真を示し、図19(d)に同Co−35Ni合金を350℃にて1時間の熱処理を行った後の合金のTEM明視野像写真を示す。図19(d)に示すように、Co−35Ni合金では、熱処理を行うことにより、線状に見える転位が減少しており、転位が回復している。
また、図17(a)に示すように、本実施形態のCo−Ni基合金の結晶制御方法により得られるCo−Ni基合金は、再結晶粒の成長が遅いため、微細な再結晶粒により構成される。そのため、加工性などの特性が向上されたCo−Ni基合金となる。さらに、本実施形態のCo−Ni基合金の結晶制御方法では、熱処理により鈴木効果が発現して転位の固着が起こり、すべりが難しくなるため、硬さや引張り強度などの機械的特性に優れるCo−Ni基合金を製造することができる。
フィリップス社製 X線回折装置 モノクロメーターを用いてX線回折測定を行った。
[EBSD(Electron Backscatter Diffraction;電子線後方散乱回折法]
EDAX社製 TSL−01Mにより測定した。
[TEM(透過型電子顕微鏡)観察]
JEOL社製 2000EXにより測定した。
[硬さ[HV]]
島津製作所社製 HMVにより測定した。
[0.2%耐力、引張強度(UTS)、伸び]
島津製作所社製 DSS−10Tにより測定した。
[RD//E及びTD//E]
日本テクノプラス社製 弾性率測定装置 JE−RTにより測定した。
転位密度は、T. Ungerにより提案されたWarren-Averbach methodにコントラストファクターC(歪み感受性の結晶面依存性に関する定数)を導入したModified Warren-Averbach method(J. Phys. Chem. Sol., 62, 2001, 1935-1941)を用いて算出した。
試料のX線回折プロフィールを測定し、生のプロフィールにバグランド除去後、測定誤差因子の校正をし、フーリエ変換に通して、各回折プロフィールからフーリエ長さ(L)に対応するフーリエ係数A(L)を求め、次の式(1)〜式(3)で表されるWarren-Averbachの計算式を用いて、組織の転位密度と性格パラメータが算出できる。
式(2)に示すように、X(L)は式(1)の1次の項の係数であり、この式(2)は式(3)に変形できる。従って、X(L)/L2をlnLに対してプロットすることにより、転位密度ρを求めることができる。なお、本実施例では、フィリップス社製 X線回折装置 モノクロメーターを用いてX線回折プロフィールを測定し、解析ソフトはオリジン(OriginLab Corporation社製)を用いた。
結晶子サイズは、結晶子サイズ=Kλ/(βcosθ)で表されるScherrerの式を用いで求めた。ここで、KはScherrer定数、λは使用X線の波長、βはX線回折ピークの半値幅、θはX線入射角2θを示す。なお、結晶子サイズとはサブグレインの大きさを表す。
また、比較例では、高周波真空誘導溶解炉にて、Ni:35質量%及び残部Coの成分組成で各元素を配合、溶解して炉冷し、得られた鋳塊を100℃で熱間鍛造下後、1000℃で焼きなましを行うことにより得られた合金材(以下、「比較例用合金材」と称する。)を使用して各Co−35Ni合金を作製した。
なお、以下の実施例及び比較例における熱処理は、真空中、昇温速度8℃/秒、冷却速度12℃/秒で行った。
実施例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施すことにより、Co−Ni基合金を作製した。
(比較例1)
比較例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施すことにより、Co−35Ni合金を作製した。
(比較例2)
比較例用合金材に加工率50%の冷間圧延を施すことにより、Co−35Ni合金を作製した。
図8は比較例1のCo−35Ni合金のTEM明視野像写真であり、図9は比較例2のCo−35Ni合金のTEM明視野像写真である。図8および図9に示すように、比較例1および2の集合組織は、幅広バンド状の大きな変形双晶の組織となっており、実施例1のCo−Ni基合金ような格子状の変形双晶は見られなかった。
実施例用合金材に表1記載の加工率で冷間圧延を施すことにより、サンプルNo.1〜7のCo−Ni基合金を作製した。得られた各Co−Ni基合金についてX線回折測定および組織観察を行い、転位密度及び結晶子サイズを求めた。得られた結果を表1に併記した。表1には冷間圧延を施していない(加工率0%)実施例用合金材をサンプルNo.0として併記した。なお、表1において、EBSD(電子線後方散乱回折法)は、観察可能な場合を○、観察不可能な場合を×として判定した。また、図10に、冷間圧延加工率毎のCo−Ni基合金の転位密度および結晶子の関係をプロットしたグラフを示す。なお、図10において、丸印で結晶子サイズの各プロット点を示し、菱形印で転位密度の各プロット点を示している。
実施例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に、800℃にて熱処理を施した。800℃、5分間の熱処理を行ったCo−Ni基合金のEBSDと、800℃、60分間の熱処理を行ったCo−Ni基合金のEBSDを、熱処理前のCo−Ni基合金の(111)正極点図と共に図13に示した。その結果、図13に示すように、実施例3のCo−Ni基合金は、800℃、60分間の熱処理を行ってもEBSDピークは殆ど変化せず、圧延方向RDにGoss{110}<001>があった。したがって、実施例3のCo−Ni基合金は、熱処理後の集合組織においてGoss方位が主であり、熱処理前の集合組織の主方位が保たれていた。
比較例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−35Ni合金を作製した。得られたCo−35Ni合金に、350℃にて熱処理を施した。350℃、5分間の熱処理を行ったCo−35Ni合金のEBSDと、350℃、60分間の熱処理を行ったCo−35Ni合金のEBSDを、熱処理前のCo−35Ni合金の(111)正極点図と共に図13に示した。その結果、図13に示すように、比較例3のCo−35Ni合金は、350℃の熱処理を行うことにより、圧延方向RDにあったGoss{110}<001>のピークが消失し、圧延幅方向TDに新たなピークが表れた。したがって、Co−35Ni合金は、熱処理を行うことにより、集合組織の主方位が変化した。
実施例用合金材に加工率90%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に、1050℃、1時間の熱処理を施した。図14(a)は熱処理前のCo−Ni基合金の(111)正極点図であり、図14(b)は熱処理後のCo−Ni基合金の(111)正極点図である。図14(a)および図14(b)に示すように、実施例4のCo−Ni基合金は、1050℃、1時間の熱処理を行っても(111)正極点図のピークは殆ど変化せず、圧延方向RDにGoss{110}<001>があった。したがって、実施例4のCo−Ni基合金は、熱処理後の集合組織においてGoss方位が主であり、熱処理前の集合組織の主方位が保たれていた。
SUS316Lに加工率66%の冷間圧延を施してSUS316L−CRを作製した。得られたSUS316L−CRに、1050℃、1時間の熱処理を施した。図14(c)は熱処理前のSUS316L−CRの(111)正極点図であり、図14(d)は熱処理後のSUS316L−CRの(111)正極点図である。図14(c)および図14(d)に示すように、SUS316Lは、1050℃、1時間の熱処理を行うことにより、(111)正極点図が著しく変化していた。したがって、SUS316Lは、熱処理を行うことにより、集合組織の主方位が変化した。
実施例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に、800℃にて熱処理を施した。800℃で、熱処理時間を変化させたCo−Ni基合金についてEBSDを測定した。図15は、得られたEBSDより再結晶粒の平均粒径を求め、熱処理時間に対してプロットしたグラフである。また、図16は、得られたEBSDより再結晶している領域の割合を求め、熱処理時間に対してプロットしたグラフである。さらに、図17(a)に、800℃で、処理時間5分、20分、60分の熱処理を行ったCo−Ni基合金のEBSDのKAN(Kernel Average Misorientation)像を示した。
比較例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−35Ni合金を作製した。得られたCo−35Ni合金に、350℃にて熱処理を施した。350℃で、熱処理時間を変化させたCo−35Ni合金についてEBSDを測定した。得られたEBSDより再結晶粒の平均粒径を求め、熱処理時間に対して図15にプロットした。また、得られたEBSDより再結晶している領域の割合を求め、熱処理時間に対して図16にプロットした。さらに、図17(b)に、350℃で、処理時間0.5分、2.5分、60分の熱処理を行ったCo−35Ni合金のEBSDのKAN像を示した。
実施例用合金材に加工率15%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に、700℃、1時間の熱処理を施した。図18は、熱処理前のCo−Ni基合金と熱処理後のCo−Ni基合金の硬さ[HV]をプロットしたグラフである。図19(a)は熱処理前のCo−Ni基合金のTEM明視野像写真であり、図19(b)は熱処理後のCo−Ni基合金のTEM明視野像写真である。
比較例用合金材に加工率15%の冷間圧延を施してCo−35Ni合金を作製した。得られたCo−35Ni合金に、350℃、1時間の熱処理を施した。熱処理前のCo−Ni基合金と熱処理後のCo−35Ni合金の硬さ[HV]を図18にプロットした。図19(c)は熱処理前のCo−35Ni合金のTEM明視野像写真であり、図19(d)は熱処理後のCo−35Ni合金のTEM明視野像写真である。
実施例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に、800℃にて、熱処理時間を変化させて熱処理を行い、熱処理時間によるCo−Ni基合金の硬さの変化を測定した。結果を図20にプロットした。
比較例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−35Ni合金を作製した。得られた350℃または500℃の熱処理を熱処理時間を変化させて行い、熱処理温度および熱処理時間によるCo−35Ni合金の硬さの変化を測定した。結果を図20にプロットした。
実施例用合金材に加工率90%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に熱処理時間1時間、熱処理温度を350℃から1050℃まで変化させて熱処理を行い、熱処理温度による硬さの変化を測定した。結果を図21にプロットした。
比較例用合金材に加工率90%の冷間圧延を施してCo−35Niを作製した。得られたCo−35Ni合金に熱処理時間1時間で350℃または600℃の熱処理を行い、熱処理温度による硬さの変化を測定した。結果を図21にプロットした。
実施例用合金材に加工率90%の冷間圧延を施すことにより、サンプルNo.8〜14のCo−Ni基合金を作製した。得られた各Co−Ni基合金に表3に示す熱処理条件で熱処理を施した。熱処理後の各Co−Ni基合金についてX線回折測定、組織観察、力学特性の測定を行った。得られた結果を表3に併記した。なお、表3において、EBSD(電子線後方散乱回折法)は、観察可能な場合を○、観察不可能な場合を×として判定した。
実施例用合金材に加工率90%の冷間圧延を施すことにより、サンプルNo.15〜22のCo−Ni基合金を作製した。得られた各Co−Ni基合金に表4に示す熱処理条件で熱処理を施した。熱処理後の各Co−Ni基合金についてX線回折測定、組織観察、力学特性の測定を行った。得られた結果を表4に併記した。
Co基合金やNi基合金、またはステンレス鋼において、材料の強度を上げる手法として、冷間塑性加工により加工誘起マルテンサイト相を形成させる方法、(Co、Ni)3(Al、Ti、Nb)等のγ’相を析出させる方法、炭化物を析出させる方法、金属間化合物を析出させる方法等が知られている。
転位密度は、T. Ungerにより提案されたWarren-Averbach methodにコントラストファクターC(歪み感受性の結晶面依存性に関する定数)を導入したModified Warren-Averbach method(J. Phys. Chem. Sol., 62, 2001, 1935-1941)を用いて算出した。
試料のX線回折プロフィールを測定し、生のプロフィールにバックグラウンド除去後、測定誤差因子の校正をし、フーリエ変換に通して、各回折プロフィールからフーリエ長さ(L)に対応するフーリエ係数A(L)を求め、次の式(1)〜式(3)で表されるWarren-Averbachの計算式を用いて、組織の転位密度と性格パラメータが算出できる。
式(2)に示すように、X(L)は式(1)の1次の項の係数であり、この式(2)は式(3)に変形できる。従って、X(L)/L2をlnLに対してプロットすることにより、転位密度ρを求めることができる。なお、本実施例では、フィリップス社製 X線回折装置 モノクロメーターを用いてX線回折プロフィールを測定し、解析ソフトはオリジン(OriginLab Corporation社製)を用いた。
結晶子サイズは、結晶子サイズ=Kλ/(βcosθ)で表されるScherrerの式を用いて求めた。ここで、KはScherrer定数、λは使用X線の波長、βはX線回折ピークの半値幅、θはX線入射角2θを示す。なお、結晶子サイズとはサブグレインの大きさを表す。
実施例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−Ni基合金を作製した。得られたCo−Ni基合金に、800℃にて熱処理を施した。800℃で、熱処理時間を変化させたCo−Ni基合金についてEBSDを測定した。図15は、得られたEBSDより再結晶粒の平均粒径を求め、熱処理時間に対してプロットしたグラフである。また、図16は、得られたEBSDより再結晶している領域の割合を求め、熱処理時間に対してプロットしたグラフである。さらに、図17(a)に、800℃で、処理時間5分、20分、60分の熱処理を行ったCo−Ni基合金のEBSDのKAM(Kernel Average Misorientation)像を示した。
比較例用合金材に加工率70%の冷間圧延を施してCo−35Ni合金を作製した。得られたCo−35Ni合金に、350℃にて熱処理を施した。350℃で、熱処理時間を変化させたCo−35Ni合金についてEBSDを測定した。得られたEBSDより再結晶粒の平均粒径を求め、熱処理時間に対して図15にプロットした。また、得られたEBSDより再結晶している領域の割合を求め、熱処理時間に対して図16にプロットした。
さらに、図17(b)に、350℃で、処理時間0.5分、2.5分、60分の熱処理を行ったCo−35Ni合金のEBSDのKAM像を示した。
比較例用合金材に加工率90%の冷間圧延を施してCo−35Ni合金を作製した。得られたCo−35Ni合金に熱処理時間1時間で350℃または600℃の熱処理を行い、熱処理温度による硬さの変化を測定した。結果を図21にプロットした。
Claims (14)
- Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、集合組織がGoss方位を主方位とすることを特徴とするCo−Ni基合金。
- Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、微細領域と、変形双晶とを有し、前記変形双晶が前記微細領域により分断されてなることを特徴とするCo−Ni基合金。
- Co、Ni、CrおよびMoを含んでなり、転位密度が1015m−2以上であることを特徴とするCo−Ni基合金。
- 組成が質量比で、Co:28〜42%、Cr:10〜27%、Mo:3〜12%、Ni:15〜40%、Ti:0.1〜1%、Mn:1.5%以下、Fe:0.1〜26%、C:0.1%以下及び不可避不純物を含むと共に、Nb:3%以下、W:5%以下、Al:0.5%以下、Zr:0.1%以下、B:0.01%以下からなる群より選択される少なくとも1種を含んでなることを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金。
- 集合組織において、Goss方位の割合が35〜55%であることを特徴とする請求項1〜4のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金。
- 加工率15%以上の冷間圧延を施されてなることを特徴とする請求項1〜5のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金。
- 熱処理後の集合組織の主方位が、熱処理前の集合組織の主方位と同一であることを特徴とする請求項1〜6のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金。
- 熱処理を行うことにより、転位密度が高い領域中に、転位密度が低い領域が複数存在する組織になることを特徴とする請求項1〜7のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金。
- Co、Ni、CrおよびMoを含んでなる合金に加工率15%以上の冷間圧延を施して請求項1〜5のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金を作製し、該Co−Ni基合金に熱処理を行うことにより、該Co−Ni基合金の組織を、転位密度が高い領域中に転位密度が低い領域が複数存在する組織として、熱処理後の集合組織の主方位を、熱処理前の集合組織の主方位と同一にすることを特徴とするCo−Ni基合金の結晶制御方法。
- 前記Co−Ni基合金の集合組織が、Goss方位を主方位とすることを特徴とする請求項9に記載のCo−Ni基合金の結晶制御方法。
- 前記熱処理を、350℃以上の温度で行うことを特徴とする請求項9または10に記載のCo−Ni基合金の結晶制御方法。
- 前記熱処理を、350℃〜750℃の温度で行うことを特徴とする請求項9〜11のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金の結晶制御方法。
- 請求項9〜12のいずれか一項に記載の結晶制御方法を用いることを特徴とする結晶制御されたCo−Ni基合金の製造方法。
- 請求項9〜12のいずれか一項に記載のCo−Ni基合金の結晶制御方法を用いて製造されることを特徴とする結晶制御されたCo−Ni基合金。
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