JP2015218387A - 鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】強度及び延性を高めることができる鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法を提供する。【解決手段】本発明の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法においては、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％又は１．４５ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素合金材料が生成される。鉄マンガンアルミニウム炭素合金材料は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣＸ炭化物（k'-炭化物）が形成される。これにより、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の強度及び延性を高めることができる。【選択図】なし

Description

本発明は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法に関し、特に、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％又は１．４５ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分が製錬されて製造され、高強度、高延性、高表面強度及び高耐腐蝕性を有する鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法に関する。

本発明と関連性のある従来の鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法の技術としては、非特許文献１〜非特許文献３の研究論文及び特許文献１が挙げられる。非特許文献１及び非特許文献２は、本発明の発明者が発表した研究論文である。また、特許文献１は、本発明の発明者が以前発明した出願案件である。非特許文献１の１０８４ページ（「Ｉｎｔｒｏｄｕｃｔｉｏｎ」中の左欄の２８行から右欄の１行を参照）に、“In these studies, it is seen that the as-quenched microstructure of Fe- (29~30) % Mn - (7.7~9) % Al- (1.5~2.5) % C alloys was γ phase containing fine κ¢ carbides. ^(19.20)”と記載されている（“２０”及び“１９”の文献は、それぞれ非特許文献２及び非特許文献３を指す）。非特許文献１の１０８４ページの開示内容は、非特許文献２及び非特許文献３に開示する関連技術を説明するために用いられる。即ち、非特許文献２及び非特許文献３は、非特許文献１を発表した際の従来技術又は従来技術レベルを説明するものであるため、非特許文献１の１０８４ページに開示される技術は、非特許文献１の研究結果（１０８８ページの“Ｃｏｎｃｌｕｓｉｏｎｓ（結論）”の内容を参照）をFe- (29~30) % Mn - (7.7~9) % Al- (1.5~2.5) % Cを含む鉄マンガンアルミニウム炭素合金（即ち、２９ｗｔ％?３０ｗｔ％のマンガン、７．７ｗｔ％〜９ｗｔ％のアルミニウム、１．５ｗｔ％〜２．５ｗｔ％の炭素及び残りが鉄）に適用できることを証明するには不足する。

非特許文献３において、「２９ｗｔ％〜３０ｗｔ％のマンガン、７．７ｗｔ％〜９ｗｔ％のアルミニウム、１．５ｗｔ％〜２．５ｗｔ％の炭素及び残りが鉄」の鉄マンガンアルミニウム炭素合金について述べられているが、非特許文献３は、主に、上述の合金を高温１３７３Ｋ（１１００℃）で溶体化処理し、その後、炉冷してオーステナイト及びκ?炭化物の２相構造を生成する技術に関する研究である。結果、室温での引張テストにより、耐引張強度が約９００ＭＰａであり、延伸率が略ゼロであった（非特許文献３の要約の３行?５行及び６１３ページの図８を参照）。上述の合金の室温での延性を改善する（非特許文献３の６１４ページ〜６１５ページを参照）ために、研究者は、合金を高温１３７３Ｋ（１１００℃）で溶体化処理し、その後、１０７３Ｋ（８００℃）で様々な時間の時効硬化処理を行った。結果、オーステナイト及び肉眼で見えるミクロサイズ（＞１０μm）のκ?炭化物のγ／κ層状（ｌａｍｅｌｌａｒ）のミクロ構造が形成された。室温での引張結果によると、耐引張強度が約１０５０ＭＰａであり、延伸率が約１１％であった。このことから、非特許文献３の処理技術によって得られる強度及び延性は、特許文献１がアピールする高強度及び高延性より遥かに小さい（又は達成できない）ことが分かる。また、非特許文献３は、上述の合金の「８００℃の時効によって生成されるオーステナイト及びκ?炭化物のγ／κ層状のミクロ構造」のみが言及され、特許文献１の「オーステナイト相の基地内に非常に緻密なナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物(k¢-炭化物)を有し、k'-炭化物は、合金の溶体化処理の冷却過程において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相の基地内に形成される」技術が開示されていない。

また、非特許文献１の標題「Relationship between Microstructures and Tensile Properties of an Fe-30Mn-8.5Al-2.0C Alloy」又は非特許文献１の最終ページに開示されるＣｏｎｃｌｕｓｉｏｎｓ（結論）の内容から分かるように、非特許文献１の研究対象は、３０ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、２．０ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の所定の成分比率の鉄マンガンアルミニウム炭素合金に限られる。また、非特許文献２の標題「Phase transitions in an Fe-9Al-30Mn-2.0C Alloy」から分かるように、非特許文献２の研究対象は、３０ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、９ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、２．０ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の所定の成分比率の鉄マンガンアルミニウム炭素合金に限られる。また、非特許文献１及び非特許文献２の研究論文は、何れも、本発明の発明者によって初めて発見された特殊な成分構成（例えば、３０ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８．５ｗｔ％又は９ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、２．０ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ））の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の溶体化処理の冷却過程において、スピノーダル分解による相変化メカニズムによってオーステナイト相の基地内にナノサイズの整列したk'-炭化物が析出される現象を述べたものである。この現象は、学術研究上初めて発見されたものであり、得られるミクロ構造は、合金の機械特性を改善する効果を有する。しかし、非特許文献１及び非特許文献２は、所定の成分比率（例えば、２．０ｗｔ％の炭素及び８．５ｗｔ％又は９ｗｔ％のアルミニウムに限定される）の鉄マンガンアルミニウム炭素合金を研究対象としたものであるため、得られる研究結果も所定の成分比率の鉄マンガンアルミニウム炭素合金のみしか適用されない（非特許文献１の１０８８ページの「Ｃｏｎｃｌｕｓｉｏｎｓ」（結論）を参照）。このため、非特許文献１及び非特許文献２の研究論文の結果を他の成分比率に適用可能であるか否かを確定することができない。

また、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の専門技術に関する本発明の発明者の意見としては、非特許文献１及び非特許文献２は、所定の成分比率の鉄マンガンアルミニウム炭素合金（例えば、２．０ｗｔ％の炭素に限定される）のみが開示されているため、得られる研究結果及び技術も産業上に利用できる水準に達していない。金属材料を熟知する専門家であれば誰でも知っていることであるが、同一の金属材料であっても、各位置の成分が完全に均一に同一であることはあり得ない。例えば、最も頻繁に使用される普通炭素鋼ＡＩＳＩ?ＳＡＥ１０４０（William F. Smith「STRUCTURE AND PROPERTIES OF ENGINEERING ALLOYS」Second Editionの９４ページを参照）を例に挙げると、成分分析の結果、Ｃが０．３７ｗｔ％〜０．４４ｗｔ％であり、Ｍｎが０．６０ｗｔ％〜０．９０ｗｔ％であるものは、何れもＡＩＳＩ１０４０普通炭素鋼と称す。また、ＡＩＳＩ４３４０合金鋼（「The Making, Shaping and Treating of Steel」Edited by Harold E. McGannonの１１３０ページを参照）を例に挙げると、Ｃが０．３８ｗｔ％〜０．４３ｗｔ％であり、Ｍｎが０．６０ｗｔ％?０．８０ｗｔ％であり、Ｓｉが０．２０ｗｔ％〜０．３５ｗｔ％であり、Ｎｉが１．６５ｗｔ％?２．００ｗｔ％であり、Ｃｒが０．７０ｗｔ％〜０．９０ｗｔ％であり、Ｍｏが０．２０ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％であり、Ｐが０．０３５ｗｔ％より少なく、Ｓが０．０４０ｗｔ％より少ないものは、何れもＡＩＳＩ４３４０合金鋼と称す。明らかに、非特許文献１及び非特許文献２に開示される技術は、単一の組成成分（例えば、２．０ｗｔ％の炭素に限定される）のみに限定されるため、産業上の利用性を有さない。

また、金属材料を熟知する専門家であれば誰でも知っていることであるが、スピノーダル分解による相変化は、極めて少数の金属及びガラスの合金にしか発生しない（Wiley international Editions「Fundamentals of Physical Metallurgy」３９０ページ〜３９１ページ及び３９６ページ〜３９７ページを参照）。スピノーダル分解による相変化は、一般合金の相変化の核生成及び成長（ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ＆ｇｒｏｗｔｈ）によって第２析出物が生成されるメカニズムとは、全くことなる（非特許文献３に述べるように、当該合金は、８００℃の時効によって肉眼で見えるκ?炭化析出物が生成され、γ／κ層状のミクロ構造が形成され、核生成及び成長メカニズムに属する）。スピノーダル分解による相変化が発生する条件は、極めて厳しく、以下（１）〜（３）の条件が必要である。（１）合金系の位相図中、所謂「２相完全混合間隙（ｍｉｓｃｉｂｉｌｉｔｙ ｇａｐ）」が存在する必要がある。（２）相変化の際、エネルギー障壁がない（energy barrier, ?G*＜0）。（３）相分離する際、伴って存在する２相間の界面エネルギー（ｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌ ｅｎｅｒｇｙ）及び整合性歪みエネルギー（ｃｏｈｅｒｅｎｃｙ ｓｔｒａｉｎ ｅｎｅｒｇｙ）が非常に低くなければならない。このため、スピノーダル分解による相変化が発生する成分範囲及び温度領域は、２相完全混合間隙より小さい。例えば、スピノーダル分解による相変化が発生することが発見されたＦｅ−Ｍｏ合金系を例に挙げると、スピノーダル分解が発生する成分範囲は、モリブデン含有量が１７ａｔ％〜２０ａｔ％の間のみ（「Spinodal Decomposition in Fe-Mo-Co and Fe-Mo-V Ternary System」By Takao KOZAKAI et al.の研究論文１５９ページ〜１６４ページを参照）であり、スピノーダル分解の範囲を拡充するために、モリブデンの含有量を低くし、異なる比率のコバルト又はバナジウムを加えて三元合金系を形成した。しかし、スピノーダル分解が発生する成分領域及び温度範囲は、僅かな範囲に限定される（１６３ページの図２を参照）。このことから分かるように、合金中にスピノーダル分解による相変化を発生させるには、多くの厳しい条件を克服しなければならず（例えば、特定の成分範囲及び温度領域）、容易ではない。

また、ここで、発明者が金属材料に関わる文献（教科書、定期刊行物の論文、研究会の論文、インターネット上の資料など）を精査した所、スピノーダル分解による相変化が発生することが分かっている金属を高温で溶体化処理した後、冷却する過程においては、スピノーダル分解による相変化が発生しないことを発見した。このため、冷却状態では、単一相であり（「STRUCTURE AND PROPERTIES OF SPINODALLY DECOMPOSED Cu-Ni-Fe ALLOYS」の研究論文の３４７ページ〜３４９ページを参照；或いは、Royal Society Publishing 「An X-Ray study of the Dissociation of an Alloy of Copper, Iron and Nickel」研究論文の３６８ページ〜３７８ページを参照；或いは、AMERICAN SOCIETY FOR METALS「Phase Transformations」の４９７ページの第１２章Spinodal Decompositionを参照）、スピノーダル分解による相変化を発生させるには、スピノーダル分解領域内（ｉｎｓｉｄｅ ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ ｒｅｇｉｏｎ）の温度まで加熱しなければならない。

Ａ−Ｂ２元合金を例に挙げると、スピノーダル分解による相変化領域の加熱初期（ｅａｒｌｙ ｓｔａｇｅ）においては、微小な組成変動（ｓｍａｌｌ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ）が発生する。組成変動の振幅（ａｍｐｌｉｔｕｄｅ）が小さい上、第２相析出物（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ）成分の形成には至らないため、この段階は、Ａ-ｒｉｃｈ及びＢ-ｒｉｃｈの２相と称するしかない。加熱時間が長くなり、組成変動の振幅が大きくなると、最後に析出物が発生する（「Phase Transformations in Metals and Alloys」の３０８ページ〜３１１ページを参照）。この相変化メカニズムは、スピノーダル分解領域外における析出物の成分が固定され、加熱時間が長くなるほど、析出物が成長し続けて粗化する現象と全く異なる。スピノーダル分解による相変化が発生する合金を析出相に到達させ、基地と完全に相分離させるには、スピノーダル分解による相変化領域内において長時間か熱処理を行う必要がある。銅鉄ニッケル合金を例に挙げると、相変化時間は、６５０℃の加熱で１１週必要となる（Royal Society Publishing 「An X-Ray study of the Dissociation of an Alloy of Copper, Iron and Nickel」の研究論文の３６８ページ〜３７８ページを参照）。このため、現在知られているスピノーダル分解相分離合金は、何れも「恒温でのスピノーダル分解による相変化」に属する。

上述の内容から分かるように、スピノーダル分解による相変化が発生する条件は、極めて厳しく、スピノーダル分解による相変化の発生には、多くの条件を満たす必要があり、２元及び３元合金系でも、非常に稀であり、本発明の開示する鉄マンガンアルミニウム炭素の４元合金でも、完全な位相図は、確立されていない。このように複雑な４元合金系の冷却過程においてスピノーダル分解による相変化を発生させ、緻密なナノサイズのk-ｃａｒｂｉｄｅｓを生成する合金成分範囲を見つけ出すことができれば、鉄マンガンアルミニウム炭素の４元合金は、産業上の利用価値を有することができるが、従来技術から容易に推測できるものではない。

このため、本発明の発明者は、研究を行い、スピノーダル分解による相変化の発生条件が極めて厳しく、スピノーダル分解による相変化の発生に多くの条件を満たす必要がある制限を克服し、特許文献１を発明した。しかし、特許文献１に開示される技術中、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の成分比率の範囲が拡大されたため、スピノーダル分解による相変化の発生に不利となり、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の産業上の利用性が影響を受けた。また、本発明の発明者の考えでは、冷却過程におけるスピノーダル分解による相変化、そこから派生するk'-ｃａｒｂｉｄｅｓ（k'-炭化物，（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ）の大きさ、分布状態、合金の機械性質への影響などは、更なる実験分析及び研究を行わなければ、鍵となる技術（特に、炭素及びアルミニウムの成分範囲及び相対関係）を明確にすることができず、この鍵となる技術を明確にすることにより、産業上の利用価値を達成することができる。このため、本発明の発明者は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の産業上の利用性の研究を継続して行い、非特許文献１、非特許文献２及び特許文献１を発表した後、産業上の利用価値を更に有する本発明を案出した。

ＵＳ２０１３／００８１７４０Ａ１（ＴＷ２０１３１３９２３Ａ１）「COMPOSITION DESIGN AND PROCESSING METHODS OF HIGH STRENGTH, HIGH DUCTILITY, AND HIGH CORROSION RESISTANCE FEMNALC ALLOYS」

Materials Transactions，Vol. 51, No. 6, 2010/04/28 pp1084-1088「Relationship between Micrstructures and Tensile Properties of an Fe-30Mn-8.5Al--2.0C Alloy（鉄マンガンアルミニウム炭素合金のミクロ構造と引張強さとの間の関係）」 Scripta Materialia 57 (2007) 809-812「Phase transitions in an Fe-9Al-30Mn-2.0C alloy（鉄マンガンアルミニウム炭素合金の相変化）」 Intermetallics 12（2004）607-617「Microstructure control and ductility improvement of the two-phase γ-Fe/k-(Fe, Mn)3AlC alloys in the Fe-Mn-Al-C quaternary system」

本発明の第１の目的は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素の合金材料が生成され、合金材料は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k¢-炭化物）が形成されることにより、合金の強度及び延性を有効に高めることができ、合金の使用効果を高め、使用範囲を拡大させることができる鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法を提供することにある。
本発明の第２の目的は、鉄マンガンアルミニウム炭素の合金材料が２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４５ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分を含むことにより、鉄マンガンアルミニウム炭素合金上に形成されるナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）を更に緻密にし、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の強度及び延性を有効に高めることができる鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法を提供することにある。
本発明の第３の目的は、生成された鉄マンガンアルミニウム炭素合金に窒化処理を行い、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層を形成することにより、合金の表面硬度及び耐蝕性を高めることができる上、合金の使用効果を高め、使用範囲を拡大させることができる鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法を提供することにある。

上述の課題を解決するために、請求項１の発明は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素合金が生成され、鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成されることを特徴とする鉄マンガンアルミニウム炭素合金である。

請求項２の発明は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金及び窒化層を備える高強度及び高耐腐蝕性を有する鉄マンガンアルミニウム炭素合金であって、鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素合金が生成され、鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（κ¢?炭化物）が形成され、窒化層は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に形成され、冷却後の鉄マンガンアルミニウム炭素合金に４５０℃〜５５０℃で窒化処理が行われることにより、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層が形成されることを特徴とする鉄マンガンアルミニウム炭素合金である。

請求項３の発明は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分を製錬して合金を生成するステップと、合金を９８０℃〜１２００℃で溶体化処理した後、冷却することにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、オーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（κ¢?炭化物）が形成され、k'-炭化物は、合金の溶体化処理後の冷却過程中におけるスピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に形成されるステップと、冷却後の合金に４５０℃〜５５０℃で時効（ａｇｉｎｇ）処理を行うステップと、を含むことを特徴とする高強度及び高延性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法である。

請求項４の発明は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分を製錬して合金を生成するステップと、合金を９８０℃〜１２００℃で溶体化処理した後、冷却することにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、オーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（κ¢?炭化物）が形成され、k'-炭化物は、合金の溶体化処理後の冷却過程中におけるスピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に形成されるステップと、冷却後の合金をイオン窒化炉中又はガス窒化炉中に置き、４５０℃〜５５０℃で窒化処理を行い、合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層を形成するステップと、を含むことを特徴とする高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法である。

請求項５の発明は、窒化処理を行う際にイオン窒化炉を採用した場合、窒化処理に用いられるガスは、２０％〜８０％の窒素を含む窒素及び水素の混合ガスであり、イオン窒化炉の気圧は、１ｔｏｒｒ〜６ｔｏｒｒであることを特徴とする請求項４に記載の高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法である。

請求項６の発明は、窒化処理を行う際にガス窒化炉を採用した場合、窒化処理に用いられるガスは、２０％〜８０％のアンモニアを含むアンモニア及び窒素の混合ガス、或いは、アンモニア、窒素及び水素の混合ガスであることを特徴とする請求項４に記載の高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法である。

本発明の製造方法による鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法においては、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素の合金材料が生成され、合金材料は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成されることにより、合金の強度及び延性を有効に高めることができ、合金の使用効果を高め、使用範囲を拡大させることができる。また、本発明によって生成された鉄マンガンアルミニウム炭素合金に窒化処理を行い、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層を形成することにより、合金の表面硬度及び耐蝕性を高めることができる上、合金の使用効果を高め、使用範囲を拡大させることができる。

本発明を更に明確にするために、本発明の構造及び技術特徴を以下に示す。

本発明は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金を提供するものである。本発明の鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素合金が生成される。

本発明の鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成される。

本発明は、高強度及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金を提供するものである。本発明の鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金及び窒化層を含む。鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素の合金が生成される。合金は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解相（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成される。窒化層は、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に形成される。また、冷却後の合金に４５０℃〜５５０℃で窒化処理が行われることにより、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層が形成される。

本発明は、高強度及び高延性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法を提供するものである。本発明の高強度及び高延性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法は、以下ステップ（１）〜ステップ（３）を含む。

ステップ（１）：２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分を製錬して合金を生成する。

ステップ（２）：合金を９８０℃〜１２００℃で溶体化処理した後、冷却することにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、オーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成される。k'-炭化物は、合金の溶体化処理後の冷却過程中におけるスピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に形成される。

ステップ（３）：冷却後の合金に４５０℃〜５５０℃で時効（ａｇｉｎｇ）処理を行う。

本発明は、高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法を提供するものである。本発明の高強度及び高延性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法は、以下ステップ（１）〜ステップ（３）を含む。

ステップ（１）：２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分を製錬して合金を生成する。

ステップ（２）：合金を９８０℃〜１２００℃で溶体化処理した後、冷却することにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、オーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成される。κ?炭化物は、合金の溶体化処理後の冷却過程中におけるスピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に形成される。

ステップ（３）：冷却後の合金をイオン窒化炉中又はガス窒化炉中に置き、４５０℃〜５５０℃で窒化処理を行うことにより、合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層を形成する。

上述の製造方法中、窒化処理を行う際にイオン窒化炉を採用した場合、窒化処理に用いられるガスは、２０％〜８０％の窒素を含む窒素及び水素の混合ガスであり、イオン窒化炉の気圧は、１ｔｏｒｒ〜６ｔｏｒｒである。

上述の製造方法中、窒化処理を行う際にガス窒化炉を採用した場合、窒化処理に用いられるガスは、２０％〜８０％のアンモニアを含むアンモニア及び窒素の混合ガス、或いは、アンモニア、窒素及び水素の混合ガスである。

本発明の鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法においては、鉄マンガンアルミニウム炭素の合金材料が２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４５ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分を含むことにより、鉄マンガンアルミニウム炭素合金上に形成されるナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）を更に緻密にし、鉄マンガンアルミニウム炭素合金の強度及び延性を有効に高めることができる。

上述の説明は、本発明の技術特徴を示す好適な実施形態を説明したものである。当業者は、本発明の主旨を逸脱しない範囲において変更および修飾を行うことができ、これらの変更および修飾は、本発明の特許請求の範囲に含まれる。

Claims (8)

1. ２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％?１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素合金が生成され、
   前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成されることを特徴とする鉄マンガンアルミニウム炭素合金。
2. 鉄マンガンアルミニウム炭素合金及び窒化層を備える高強度及び高耐腐蝕性を有する鉄マンガンアルミニウム炭素合金であって、
   前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分が製錬されて鉄マンガンアルミニウム炭素合金が生成され、前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、９８０℃〜１２００℃で溶体化処理された後、冷却されることにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、冷却過程中において、スピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成され、
   前記窒化層は、前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に形成され、冷却後の前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金に４５０℃〜５５０℃で窒化処理が行われることにより、前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層が形成されることを特徴とする鉄マンガンアルミニウム炭素合金。
3. 前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４５ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の鉄マンガンアルミニウム炭素合金。
4. ２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分を製錬して合金を生成するステップと、
   前記合金を９８０℃〜１２００℃で溶体化処理した後、冷却することにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、オーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成され、前記k'-炭化物は、合金の溶体化処理後の冷却過程中におけるスピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に形成されるステップと、
   冷却後の前記合金に４５０℃〜５５０℃で時効（ａｇｉｎｇ）処理を行うステップと、を含むことを特徴とする高強度及び高延性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法。
5. ２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム、１．４ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素及び残りが鉄の組成成分を製錬して合金を生成するステップと、
   前記合金を９８０℃〜１２００℃で溶体化処理した後、冷却することにより、ミクロ構造が完全オーステナイト相である上、オーステナイト相基地内に非常に緻密で細かいナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_Ｘ炭化物（k'-炭化物）が形成され、前記k'-炭化物は、合金の溶体化処理後の冷却過程中におけるスピノーダル分解（ｓｐｉｎｏｄａｌ ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）による相変化メカニズムによってオーステナイト相基地内に形成されるステップと、
   冷却後の前記合金をイオン窒化炉中又はガス窒化炉中に置き、４５０℃〜５５０℃で窒化処理を行い、合金の表面に大部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）と、少量部分に面心立方（ＦＣＣ）構造を有する窒化鉄（Ｆｅ_４Ｎ）と、からなる窒化層を形成するステップと、を含むことを特徴とする高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法。
6. 前記窒化処理を行う際にイオン窒化炉を採用した場合、前記窒化処理に用いられるガスは、２０％〜８０％の窒素を含む窒素及び水素の混合ガスであり、前記イオン窒化炉の気圧は、１ｔｏｒｒ〜６ｔｏｒｒであることを特徴とする請求項５に記載の高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法。
   
7. 前記窒化処理を行う際にガス窒化炉を採用した場合、前記窒化処理に用いられるガスは、２０％〜８０％のアンモニアを含むアンモニア及び窒素の混合ガス、或いは、アンモニア、窒素及び水素の混合ガスであることを特徴とする請求項５に記載の高強度、高延性及び高耐腐蝕性の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法。
8. 前記鉄マンガンアルミニウム炭素合金は、２３ｗｔ％〜３４ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、８ｗｔ％〜９．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）、１．４５ｗｔ％〜１．８ｗｔ％の炭素（Ｃ）及び残りが鉄（Ｆｅ）の組成成分を含む請求項４又は５に記載の鉄マンガンアルミニウム炭素合金の製造方法。