JP2019065389A - Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 様々な品質の燃料や劣化した潤滑油と直接接触するような厳しい腐食環境に耐えられる耐食性及び機械的特性を有し、かつニッケル基合金よりも低コスト化が可能な合金製造物、および該製造物の製造方法を提供する。【解決手段】Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いた製造物であって、前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の化学組成が、質量％で、Ｃｒ：５２〜７５％、Ｆｅ：１０〜２９％、Ｎｉ：１０〜２４％、Ｍｎ：０超〜２％、Ｓｉ：０超〜１％、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｃ：０超〜２％、Ｎ：０超〜２％、Ｏ：０超〜０．２％、Ｐ：０超〜０．０６％、Ｓ：０超〜０．０１％、の組成を有し、前記製造物は、α相中に短径２０ｎｍ以下の析出相（針状組織は除く）を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。【選択図】 図１ａ

Description

本発明は、高耐食性・高強度合金の技術に関し、特に、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いた製造物及びその製造方法に関するものである。

内燃機関に使用される各種部材のうち、様々な品質の燃料や劣化した潤滑油と直接接触する部材（例えば、燃料噴射装置用部材やタイミングチェーン部材）は、厳しい腐食環境に耐えられる耐食性と高い機械的特性とが要求される。そのような要求を満たす素材として、現在、耐食性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼が広く用いられている。
例えば、特許文献１（特開平６−５８２１８号公報）には、燃料噴射孔を備えたノズルボディと、該ノズルボディ内に形成された案内孔内で滑動する弁を備え、該弁がノズルボディの軸方向に移動することにより前記燃料噴射孔を開閉する燃料噴射装置であって、前記弁及び該弁が着座するノズルボディの少なくとも噴射孔シート部の少なくとも一方が、質量％でＣ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：１２〜１８％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．７５％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼である高耐食燃料噴射装置が、開示されている。
また、特許文献２（特開２０１５−４０３０７号公報）には、質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％、Ｃｒ：１０．００〜１２．００％、Ｃｕ：０．１０〜２．００％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる有機酸に対する耐食性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼が、開示されている。

特開平６−５８２１８号公報 特開２０１５−４０３０７号公報

特許文献１によると、ガソリン−アルコール混合燃料等の腐食性の強い燃料に対しても前記シート部及び前記弁は腐食損傷を起こすことが無いため、耐久性及び信頼性の高い燃料噴射装置を提供することができる、とされている。特許文献２によると、高圧環境下等で用いられる自動車燃料噴射ポンプ用部品等の用途に対して、劣化ガソリン環境においても優れた耐蟻酸性や耐酢酸性を示す高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することができる、とされている。
近年、燃焼制御技術の進展により、以前よりも高効率な内燃機関が実現してきているが、更なる高効率化の研究開発は激しさを増している。そして、当該研究開発の進展に伴って、使用される部材に対しても従来以上に高い耐食性及び高い機械的特性が求められている。また、使用される部材を製造する際の機械加工性の良否は、製造コストに直結する重要な因子である。

マルテンサイト系ステンレス鋼は、炭素成分量を増加させると機械的特性の向上に有効であるが、耐食性が低下するという弱点がある。一方、優れた耐食性と機械的特性とを兼ね備える金属材料としてニッケル基合金が挙げられるが、ニッケル基合金は材料コストが非常に高いという弱点がある。
金属部材の研究開発において、求められる諸特性を満たすことは必須条件であるが、そのような金属部材を低コストで製造できるようにすることは、商用化の観点から最重要課題のうちの一つである。
したがって、本発明の目的は、様々な品質の燃料や劣化した潤滑油と直接接触するような厳しい腐食環境に耐えられる耐食性及び機械的特性を有し、かつニッケル基合金よりも低コスト化が可能な合金製造物、および該製造物の製造方法を提供することにある。

本発明の一態様は、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いた製造物であって、前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、その化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：５２〜７５％、
Ｆｅ：１０〜２９％、
Ｎｉ：１０〜２４％、
Ｍｎ：０超〜２％、
Ｓｉ：０超〜１％、
Ａｌ：０．００５〜０．２％、
Ｃ ：０超〜２％、
Ｎ ：０超〜２％、
Ｏ ：０超〜０．２％、
Ｐ ：０超〜０．０６％、
Ｓ ：０超〜０．０１％、
の組成を有し、
前記製造物は、α相中に短径２０ｎｍ以下の析出相（針状組織は除く）を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物である。

本発明は、上記の本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物（Ｉ）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（１）随意成分として、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜５％、
Ｍｏ：０．１〜３％、
Ｓｎ：０．０２〜０．３％、
のうちの少なくとも一種を更に含む。
（２）Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのうちの少なくとも一種を更に含み、
前記Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉの合計原子含有率が、前記Ｃ、Ｎ及びＯの合計原子含有率の０．８倍以上２倍以下の範囲である。
（３）前記製造物のビッカース硬さが６００Ｈｖ_１以上である。
（４）前記製造物のビッカース硬さが７００Ｈｖ_１以上である。
（５）前記製造物は、鋳造組織を有する鋳造成形体である。
（６）前記製造物は、再結晶組織を有する成形体である。
（７）前記製造物は、急冷凝固組織を有する急冷凝固成形体である。
（８）前記製造物は、急冷凝固組織を有する粉体である。
（９）前記製造物は、基材上に前記急冷凝固組織を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の被覆層が形成された複合体である。
（１０）前記製造物は、焼結組織を有する粉末冶金成形体である。
なお、本発明において、随意成分とは、含有してもよいし含有しなくてもよい成分を意味
する。

（ＩＩ）本発明の他の一態様は、上記のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解する溶解工程と、
前記溶解した溶湯を鋳造して鋳造成形体を形成する鋳造工程と、
前記鋳造成形体に対して８００〜９５０℃の焼鈍を施す焼鈍工程と、
前記焼鈍した鋳造成形体に対して所望の形状となるように機械加工を施して機械加工成形体を形成する機械加工工程と、
前記機械加工成形体に対して１０００〜１３００℃の硬化熱処理を施す硬化工程と、
を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法である。

（ＩＩＩ）本発明の更に他の一態様は、上記のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解する溶解工程と、
前記溶解した溶湯を鋳造して鋳造成形体を形成する鋳造工程と、
前記鋳造成形体に対して塑性加工を施して塑性加工成形体を形成する塑性加工工程と、
前記塑性加工成形体に対して８００〜９５０℃の焼鈍を施す焼鈍工程と、
前記焼鈍した塑性加工成形体に対して所望の形状となるように機械加工を施して機械加工成形体を形成する機械加工工程と、
前記機械加工成形体に対して１０００〜１３００℃の硬化熱処理を施す硬化工程と、
を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法である。

（ＩＶ）本発明の更に他の一態様は、上記のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解する溶解工程と、
前記溶解した溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程と、
前記合金粉末を用いてプレス成型または射出成型を行って粉末成形体を形成する粉末成型工程と、
前記粉末成形体に対して１０００℃以上で前記合金の固相線温度未満の焼結熱処理を施して粉末焼結体を形成する焼結工程と、
前記粉末焼結体に対して１０００〜１３００℃の硬化熱処理を施す硬化工程と、
を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法である。

本発明は、上記の本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法（ＩＶ）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（１）前記焼結熱処理は、１０００℃以上で前記合金の固相線温度未満かつ５００気圧以上３０００気圧以下の熱間等方圧加圧処理を含む。
また、本発明は、上記の本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法（ＩＩ）〜（ＩＶ）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（２）前記溶解工程は、前記原料を混合・溶解して溶湯を形成した後に一旦凝固させて原料合金塊を形成する原料合金塊形成素工程と、前記原料合金塊を再溶解して清浄化溶湯を用意する再溶解素工程とからなる。

本発明によれば、様々な品質の燃料や劣化した潤滑油と直接接触するような厳しい腐食環境に耐えられる耐食性及びマルテンサイト系ステンレス鋼と同等以上の機械的特性を兼ね備えた金属部材であり、かつＮｉ基合金部材よりも低コスト化が可能な部材として、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いた製造物及び該製造物の製造方法を得ることができる。

本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の一例であり、鋳造した後に硬化熱処理を施した成形体の表面研磨面の微細組織例を示す光学顕微鏡写真である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の一例であり、鋳造した後に硬化熱処理を施した成形体の微細組織例を示すＳＴＥＭ写真である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の一例であり、鋳造した後に硬化熱処理を施した成形体のＮｉマッピング例を示すＳＴＥＭ写真である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の一例であり、鋳造した後に硬化熱処理を施した成形体のＦｅマッピング例を示すＳＴＥＭ写真である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の一例であり、鋳造材の製造方法を示す工程図である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の他の一例であり、熱間加工材の製造方法を示す工程図である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の他の一例であり、急冷凝固材の製造方法を示す工程図である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の他の一例であり、粉末冶金材の製造方法を示す工程図である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びそれを利用した工業製品の一例であり、自動車エンジン用の燃料噴射装置の断面模式図である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びそれを利用した工業製品の他の一例あり、ローラーチェーンの平面模式図である。 本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びそれを利用した工業製品の他の一例であり、射出成形金型の断面模式図である。

本発明者等は、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉを主要成分とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金、特にＣｒを５２質量％以上含むＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いた製造物において、化学組成、金属組織形態、機械的特性、及び耐食性の関係について鋭意調査検討し、本発明を完成させた。
以下、本発明の実施形態について図面を参照しながら具体的に説明する。ただし、同義の状態・工程については、同じ符号を付して重複する説明を省略する。また、本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。

［本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の化学組成］
前述したように、本発明に係る合金は、Ｃｒ、Ｆｅ及びＮｉを主要成分とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金であり、副成分としてＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＯを含み、不純物（例えば、Ｐ及びＳ）を含む。随意的にＣｕ、Ｍｏ及びＳｎのうちの一種以上、及び／またはＶ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのうちの一種以上を更に含んでもよい。なお、主要成分と副成分と随意成分との合計含有率は９９質量％超が好ましい。言い換えると、不純物の含有率は１質量％未満が好ましい。
以下、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の組成（各成分）について説明する。

Ｃｒ：５２質量％以上７５質量％以下
Ｃｒは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の主要成分の１つであり、高耐食性のフェライト相の形成に寄与すると共に、オーステナイト相においても耐食性の向上に寄与する成分である。前述の効果を得るためにはＣｒの含有率を５２質量％以上７５質量％以下とする。Ｃｒ含有率の下限は５５質量％が好ましく、Ｃｒ含有率の上限は６５質量％が更に好ましい。Ｃｒ含有率が５２質量％未満になると、フェライト相中への微細析出物が減少し、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の耐食性及び機械的特性（例えば、硬さ、延性、靱性）が不十分になる。一方、Ｃｒ含有率が７５質量％超になると、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の機械的特性が低下する。
耐食性と材料コストとの観点から、主要３成分（Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ）のうちでＣｒが最大含有率であることが好ましい。言い換えると、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、Ｎｉよりも安価なＣｒを最大成分とすることから、Ｎｉを最大成分とするＮｉ基合金よりも材料コストを低減できる利点と共に、Ｎｉ基合金と同等以上の耐食性を確保できる利点がある。

Ｆｅ：１０質量％以上２９質量％以下
Ｆｅも本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の主要成分の１つであり、良好な機械的特性を確保するための基本成分である。前述の効果を得るためにはＦｅの含有率を１０質量％以上２９質量％以下とする。Ｆｅ含有率の下限は１１質量％が好ましく、Ｆｅ含有率の上限は２８質量％が好ましく、更に好ましくは２７質量％である。Ｆｅ含有率が１０質量％未満になると、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の機械的特性が不十分になる。一方、Ｆｅ含有率が２９質量％超になると、８００℃近傍の温度域で脆性の金属間化合物のσ相が生成し易くなり、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の延性・靱性が著しく低下する（いわゆるσ相脆化）。言い換えると、Ｆｅの含有率を１０〜２９質量％の範囲に制御することにより、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金のσ相脆化を抑制して良好な機械的特性を確保することができる。

Ｎｉ：１０質量％以上２４質量％以下
Ｎｉも本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の主要成分の１つであり、良好な加工性を有するオーステナイト相の形成に寄与すると共に、フェライト相においても延性・靱性の向上に寄与する成分である。前述の効果を得るためにはＮｉの含有率は１０質量％以上２４質量％以下とする。Ｎｉ含有率の好ましい上限は２０質量％である。合金の硬さを重要視する場合、Ｎｉの含有率は１０質量％以上１７質量％未満が更に好ましい。Ｎｉ含有率が１０質量％未満になると、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の加工性が低下する。一方、Ｎｉ含有率が２４質量％超になるとフェライト中の微細析出が減少し、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の硬さが不十分になる。

Ｆｅ＋Ｎｉ：２５質量％以上４８質量％以下
ＦｅとＮｉとの合計含有率は、２５質量％以上４８質量％以下が好ましい。より好ましい合計含有率の下限は２６質量％であり、好ましい上限は４６質量％である。更に好ましい合計含有率の範囲は３４質量％以上４４質量％以下である。合計含有率が２５質量％未満になると、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の加工性が不十分になりやすくなる。一方、合計含有率が４８質量％超になると、機械的特性が不十分になりやすくなる。

Ｍｎ：０質量％超２質量％以下
Ｍｎは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の副成分の１つであり、脱硫・脱酸素の役割を担って機械的特性の向上及び耐炭酸ガス腐食性の向上に寄与する成分である。前述の効果を得るためにはＭｎの含有率を０質量％超２質量％以下とする。Ｍｎの効果をより確実に得るための好ましい下限は０．２質量％であり、更に好ましくは１質量％である。Ｍｎ含有率が２質量％超になると、硫化物（例えばＭｎＳ）の粗大粒子を形成して耐食性や機械的特性の低下要因になる。
Ｓｉ：０質量％超１質量％以下
Ｓｉも本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の副成分の１つであり、脱酸素の役割を担って機械的特性の向上に寄与する成分である。前述の効果を得るためにはＳｉの含有率を０質量％超１質量％以下とする。Ｓｉの効果をより確実に得るための下限は０．１質量％であり、更に好ましくは０．３質量％である。Ｓｉ含有率の好ましい上限は０．８質量％である。Ｓｉ含有率が１質量％超になると、酸化物（例えばＳｉＯ_２）の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Ａｌ：０．００５質量％以上０．２質量％以下
Ａｌも本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の副成分の１つであり、Ｍｎ及びＳｉ成分と組み合わせることで脱酸素作用の向上に寄与する成分である。前述の効果を得るためにはＡｌの含有率は、０．００５質量％以上０．２質量％以下とする。Ａｌの効果をより確実に得るための好ましい下限は０．００８質量％であり、更に好ましくは０．０１質量％である。好ましいＡｌの上限は０．１質量％であり、更に好ましくは０．０５質量％である。Ａｌ含有率が０．００５質量％未満になると、Ａｌによる作用効果が十分に得られない。また、Ａｌ含有率が０．２質量％超になると、酸化物や窒化物（例えば、Ａｌ_２Ｏ_３やＡｌＮ）の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。

Ｃ：０質量％超２質量％以下
Ｃは母相中に固溶したり炭化物として晶出または析出したりすることによって合金を硬化させる作用効果がある。前述の効果を得るためにはＣの含有率を０質量％超２質量％以下とする。Ｃ含有率が２質量％超になると、本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の構成元素と化合して粗大粒子（例えばＣｒ炭化物）を形成して耐食性や機械的特性の低下要因になる。
ここで、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、耐食性をより重要視する場合（例えば、硬さなどの機械的強度よりも耐食性が重要になる場合）、Ｃ含有率は０質量％超０．１質量％以下の範囲がより好ましく、０質量％超０．０３質量％以下が更に好ましい。一方、機械的強度をより重要視する場合（例えば、耐食性よりも機械的強度が重要になる場合）、Ｃ含有率は０．０３質量％超２質量％以下がより好ましく、０．０５質量％超２質量％以下が更に好ましく、０．１質量％超２質量％以下が特に好ましい。

Ｎ：０質量％超２質量％以下
Ｎは、母相中に固溶したり窒化物として晶出または析出したりすることによって機械的特性（例えば硬さ）を向上させる作用効果がある。前述の効果を得るためにはＮの含有率は、０質量％超２質量％以下とする。Ｎ含有率が２質量％超になると、本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の構成元素と化合して粗大粒子（例えばＣｒ窒化物）を形成して機械的特性（特に、延性、靱性）の低下要因になる。
ここで、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、耐食性をより重要視する場合、Ｎ含有率は０質量％超０．１質量％以下がより好ましく、０質量％超０．０２質量％以下が更に好ましい。一方、機械的強度をより重要視する場合、Ｎ含有率は０．０２質量％超２質量％以下がより好ましく、０．０６質量％超２質量％以下が更に好ましく、０．２質量％超２質量％以下が特に好ましい。

Ｏ：０質量％超０．２質量％以下
Ｏは、本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の構成成分と化合して微細な酸化物粒子を形成した場合に、機械的特性（例えば硬さ）を向上させる作用効果がある。前述の効果を得るためにはＯの含有率を０質量％超０．２質量％以下とする。Ｏ含有率が０．２質量％超になると、粗大な酸化物粒子（例えば、Ｆｅ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ａｌ酸化物）を形成して機械的特性（特に、延性、靱性）の低下要因になる。
ここで、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、耐食性をより重要視する場合、Ｏ含有率は０質量％超０．０５質量％以下がより好ましく、０質量％超０．０３質量％以下が更に好ましい。一方、機械的強度をより重要視する場合、Ｏ含有率は０．０５質量％超０．２質量％以下がより好ましく、０．０７質量％超０．２質量％以下が更に好ましい。

本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金における不純物としては、Ｐ及びＳが挙げられる。以下、これら不純物について説明する。
Ｐ：０質量％超０．０６質量％以下
Ｐは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の結晶粒界に偏析し易く、機械的特性や粒界の耐食性を低下させる不純物である。Ｐの含有率を０．０６質量％以下に制御することで、それらの負の影響を抑制することができる。Ｐ含有率は０．０３質量％以下がより好ましい。
Ｓ：０質量％超０．０１質量％以下
Ｓは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の構成成分と化合して比較的低融点の硫化物（例えば、Ｆｅ硫化物、Ｍｎ硫化物）を生成し易く、機械的特性や耐孔食性を低下させる不純物成分である。Ｓの含有率を０．０１質量％以下に制御することで、それらの負の影響を抑制することができる。Ｓ含有率は、０．００３質量％以下がより好ましい。

本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、Ｃｕ、Ｍｏ及びＳｎのうちの一種以上、及び／またはＶ、Ｎｂ、ＴａおよびＴｉのうちの一種以上を随意成分として更に含有してもよい。随意成分とは、前述したように、含有してもよいし含有しなくてもよい成分を意味する。以下、これら随意成分について説明する。
Ｃｕ：０．１質量％以上５質量％以下
Ｃｕは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金において耐食性の向上に寄与する随意成分である。Ｃｕを含有する場合、その含有率は、０．１質量％以上５質量％以下とする。前述の効果を得るためにはＣｕの好ましい上限は４質量％である。Ｃｕ含有率が０．１質量％未満になると、Ｃｕに基づく作用効果が十分に得られない（特段の不具合は生じない）。また、Ｃｕ含有率が５質量％超になると、フェライト相中にＣｕ析出物を生成し易くなり、合金の延性・靭性の低下要因になる。
Ｍｏ：０．１質量％以上３質量％以下
Ｍｏは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金において耐食性の向上に寄与する随意成分である。具体的には、不動態皮膜の安定化に寄与し、耐孔食性の向上が期待できる。Ｍｏ成分を含有する場合、その含有率は、０．１質量％以上３質量％以下とする。０．１質量％以上２質量％以下がより好ましい。Ｍｏ含有率が０．１質量％未満になると、Ｍｏ成分に基づく作用効果が十分に得られない（特段の不具合は生じない）。また、Ｍｏ含有率が３質量％超になると、脆化相（例えばσ相）の生成を助長し、合金の延性・靭性の低下要因になる。
Ｓｎ：０．０２質量％以上０．３質量％以下
Ｓｎは本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金において不動態皮膜強化の役割を担い、耐食性・耐摩耗性の向上に寄与する随意成分である。具体的には、塩化物イオンや酸性の腐食環境に対する耐性の向上が期待できる。Ｓｎの含有率は、０．０２質量％以上０．３質量％以下とする。前述の効果を得るためにはＳｎの下限を０．０５質量％とするのが好ましい。Ｓｎ含有率が０．０２質量％未満になると、Ｓｎ成分に基づく作用効果が十分に得られない（特段の不具合は生じない）。また、Ｓｎ含有率が０．３質量％超になると、Ｓｎ成分の粒界偏析を生じさせて合金の延性・靱性の低下要因になる。

Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＴｉは、それぞれ本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金において脱炭素・脱窒素・脱酸素の役割を担う随意成分である。Ｃ、Ｎ及びＯと微細な化合物粒子を形成して、該Ｃ、Ｎ及びＯ成分を捕捉・安定化する（粗大粒子の形成を抑制する）ことにより、合金の機械的特性を改善する（靱性低下を抑制する）ことができる。
また、Ｖは合金の機械的特性（例えば、硬さ）を向上させる副次的な作用効果がある。Ｎｂも合金の機械的特性（例えば、靱性）を向上させる副次的な作用効果がある。ＴａやＴｉは、合金の耐食性を向上させる副次的な作用効果がある。
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのうちの一種以上の合計原子含有率（原子％）は、Ｃ、Ｎ及びＯ成分の合計原子含有率（原子％）の０．８倍以上２倍以下の範囲となるように制御することが好ましく、０．８倍以上１．５倍以下の範囲がより好ましい。随意成分の合計含有率が、Ｃ、Ｎ及びＯの合計原子含有率の０．８倍未満になると、上記の作用効果が十分に得られない（特段の不具合は生じない）。一方、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのうちの一種以上の合計原子含有率が、Ｃ、Ｎ及びＯの合計原子含有率の２倍超になると、合金の延性・靭性の低下要因になる。

［本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の微細組織］
本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の微細組織（金属組織とも言う）について説明する。
一般的に、主要成分にＦｅを含む合金の微細組織は、体心立方格子の結晶構造を有するフェライト組織（フェライト相、α相とも言う）と、面心立方格子の結晶構造を有するオーステナイト組織（オーステナイト相、γ相とも言う）と、ひずんだ体心立方格子の結晶構造を有するマルテンサイト組織（マルテンサイト相、α’相とも言う）とに大別される。
本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物中のフェライト相は、Ｃｒ含有率の高いフェライト相（以下、単純に「高Ｃｒフェライト相」や「フェライト相」と称する場合がある）であり、耐食性（例えば、耐ＳＣＣ性）に優れ、高い機械的強度（例えば、０．２％耐力や硬さ）を有するが、オーステナイト相に比して延性・靭性が相対的に低いとされている。オーステナイト相は、高Ｃｒフェライト相に比して相対的に高い延性・靭性を有するが、機械的強度が相対的に低いとされている。また、通常環境において高い耐食性を示すが、腐食環境が厳しくなると耐ＳＣＣ性が急激に低下するとされている。
本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物は、使用される部材に加工した後の使用時には、微細組織として、オーステナイト相及び高Ｃｒフェライト相の二相が混在する二相組織、または高Ｃｒフェライト相の単相組織を有する。高Ｃｒフェライト相の単相組織の場合、上述した高Ｃｒフェライト相の利点（耐ＳＣＣ性を含む優れた耐食性、高い機械的強度）を存分に享受できる。一方、二相組織の場合、高Ｃｒフェライト相の利点とオーステナイト相の利点（優れた延性・靭性）とをバランスよく示すことができる。
なお、フェライト相及びオーステナイト相以外の脆性の金属間化合物などの相（例えば、σ相などの異相）は、本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物中に検出されないことが望ましいが、機械的特性や耐食性に著しい悪影響を及ぼさない範囲（例えば、異相の占有率が断面組織観察における面積率で３％以下）ならば許容される。

本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物は、所定の焼鈍熱処理を施すとオーステナイト相の占有率が増加して（フェライト率が減少して）加工性を向上させることが可能であり、最終形状に加工した後に所定の硬化熱処理を施すとフェライト率が増加して（オーステナイト相の占有率が減少して）機械的強度を向上させることが可能であるという極めて魅力的な特長がある。詳細は後述する。
また、硬化工程において、１０００℃以上から冷却時間を半冷２分以上２０分以下に制御した際に、α相内に短径が２０ｎｍ以下の微細析出相（針状組織は除く）が生じ、高Ｃｒフェライト相の硬度を向上できる。なお、本発明で針状組織を除くとしたのは、この組織が高硬度化に寄与しないためである。本発明でいう「針状組織」とは、短径 ２０ｎｍ以下の析出相であって、その長径が１００ｎｍを超える直線状の形状を有する析出相を指す。

また、本Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物は、製造方法に起因する金属組織（結晶粒の形状から判別される微細組織）において特別な限定は無く、鋳造組織であってもよいし、再結晶組織であってもよいし、急冷凝固組織であってもよいし、焼結組織であってもよい。例えば、鋳造組織や急冷凝固組織は鋳造時に形成されるデンドライト状の微細組織を有する場合があり、また再結晶組織や焼結組織は等軸状の結晶粒を有する場合がある。また、所望の形状に成形した後に、溶体化熱処理及び／または硬化熱処理を施した金属組織であってもよい。
なお、機械的特性及び耐食性の観点からは、高Ｃｒフェライト相及びオーステナイト相の結晶粒径が小さい金属組織（例えば、熱間加工組織、急冷凝固組織、焼結組織）を有する方が有利である。具体的には、平均結晶粒径は４０μｍ以下であることが好ましく、３０μｍ以下がより好ましく、２０μｍ以下が更に好ましい。
本発明における高Ｃｒフェライト相及びオーステナイト相の平均結晶粒径は、微細組織観察像に対する従前の画像処理技術で解析・算出される平均結晶粒径を採用することができる。例えば、合金バルク試料の研磨面の光学顕微鏡観察像または電子顕微鏡観察像（視野面積１００μｍ×１００μｍ以上の観察像）を画像解析ソフト（例えば、ＩｍａｇｅＪ、パブリックドメインソフト）で読み込んで、当該視野内の結晶粒の平均面積を解析した後、該平均面積と等価面積の円の直径を平均結晶粒径として算出する。

図１（ａ）は、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の一例であり、鋳造した後に硬化熱処理を施した成形体の表面研磨面の微細組織例を示す光学顕微鏡写真である。図１（ａ）に示したように、明色のオーステナイト相Ｐ１と暗色のフェライト相Ｐ２とが互いに分散混合した二相組織を有していることが確認される。図１（ｂ）はＳＴＥＭ観察写真である。図１（ｂ）に示したようにフェライト相内に暗色の析出相が確認される。図１（ｃ）及び（ｄ）は図１（ｂ）と同一視野におけるＮｉ及びＦｅのマッピング像である。明色は元素が濃化している領域であり、析出相はＮｉ及びＦｅの濃化が確認される。析出相は短径が２０ｎｍ以下であることが確認される。本発明で言う「短径」とは析出物の内接円の直径を指す。

［本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法］
次に、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法について説明する。
（鋳造材の製造方法）
図２は、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の一例であり、鋳造材の製造方法を示す工程図である。図２に示したように、まず、所望の組成（主要成分＋副成分＋必要に応じて随意成分）となるようにＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解して溶湯１０を形成する溶解工程（ステップ１：Ｓ１）を行う。原料の混合方法や溶解方法に特段の限定はなく、高耐食性・高強度合金の製造における従前の方法を利用できる。溶湯１０を精錬してもよい。
また、合金中の不純物成分（Ｏ、Ｐ及びＳ）の含有率をより低減する（合金の清浄度を
高める）ため、溶解工程Ｓ１が、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を混合・溶解して溶湯１０を形成した後に一旦凝固させて原料合金塊１１（消耗電極）を形成する原料合金塊形成素工程（ステップ１ａ：Ｓ１ａ）と、該原料合金塊１１を再溶解して清浄化溶湯１２を用意する再溶解素工程（ステップ１ｂ：Ｓ１ｂ）とからなることはより好ましい。合金の清浄度を高められる限り再溶解方法に特段の限定はないが、例えば、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）やエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）を好ましく利用できる。
次に、所定の鋳型を用いて溶湯１０を鋳造して鋳造成形体２０を形成する鋳造工程（ステップ２：Ｓ２）を行う。なお、上述したように再溶解工程Ｓ１ｂを行った場合は、鋳造工程Ｓ２は、清浄化溶湯１２を鋳造して鋳造成形体２０を形成する工程となる。なお、精密鋳造の場合（最終製品形状に近い形状となる鋳造成形体を得ようとする場合）は、溶解工程Ｓ１で成分調整した溶湯１０を一旦鋳造して大型の母合金塊を用意し、該母合金塊を適度な大きさに分割した後、再溶解して、精密鋳造用鋳型で鋳造を行うことがある。その場合、最終製品の機械的特性及び耐食性の観点から凝固時の結晶粒粗大化（粗大な鋳造凝固組織）を抑制できる冷却速度を確保することが好ましい。

得られた鋳造成形体２０に対して、所望の形状となるように機械加工を施そうとする場合（例えば、鋳造成形体２０の形状が最終製品の形状と異なる場合）、機械加工を施す前に、鋳造成形体２０に対して８００℃以上９５０℃以下の焼鈍熱処理を施す焼鈍工程（ステップ３：Ｓ３）を行ってもよい。焼鈍熱処理を施すことにより、合金中のオーステナイト相の占有率が増加して（フェライト率が減少して）延性・靱性の向上及び硬さの低下が生じ（例えば、６００Ｈｖ_１未満のビッカース硬さが得られ）、鋳造成形体２０の機械加工性を向上させることができる。
次に、焼鈍した鋳造成形体２０に対して所望の形状となるように機械加工を施して機械加工成形体３０を形成する機械加工工程（ステップ４：Ｓ４）を行う。なお、本発明における機械加工とは、所望形状に成形するために工作機械を用いて行う加工（例えば、切削加工、研削加工、放電加工、レーザー加工、ウォータージェット加工）を意味するものとする。

次に、機械加工成形体３０に対して１０００℃以上１３００℃以下の硬化熱処理（いわゆる、焼入れ）を施す硬化工程（ステップ５：Ｓ５）を行う。硬化熱処理の温度は、先の焼鈍熱処理の温度よりも１００℃以上高いことが好ましい。熱処理時間としては、０．５〜６時間保持の範囲で適宜調整すればよい。硬化熱処理を施すことにより、合金中のフェライト率が増加して（オーステナイト相の占有率が減少して）機械加工成形体３０の機械的強度を向上させることができる（例えば、６００Ｈｖ_１以上や７００Ｈｖ_１以上のビッカース硬さが得られる）。硬化熱処理では空冷することでフェライト相中に短径０〜２０ｎｍの微細な析出が生じて硬さが向上する。この硬化に寄与する析出相を析出させるには、１０００℃以上の硬化熱処理温度からの冷却速度は半冷２分から２０分であることが好ましい。半冷２分から１０分がさらに好ましい。微細組織としては、硬化工程Ｓ５を行うことにより、再結晶粒が見られる組織（再結晶組織）を示す場合がある。
なお、硬化工程Ｓ５の後に、仕上加工工程として機械加工（例えば、研磨）を行ってもよい。仕上加工工程は、他の製造物に対しても同様である。

（塑性加工材の製造方法）
図３は、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の他の一例であり、塑性加工材の製造方法を示す工程図である。図３では、棒状材を作製する工程について示した。また、図面の簡単化のため、原料合金塊形成工程Ｓ１ａ及び再溶解工程Ｓ１ｂの記載を省略したが、当然のことながらそれらの工程を行ってもよい。
図３に示したように、塑性加工材の製造方法は、図２の鋳造材の製造方法における鋳造工程Ｓ２と焼鈍工程Ｓ３との間に、塑性加工工程（ステップ６：Ｓ６）を有する点で異なり、他の工程を同じとするものである。そこで、塑性加工工程Ｓ６についてのみ説明する。
塑性加工材の製造方法では、鋳造工程Ｓ２で得られた鋳造成形体２０に対して、塑性加工を施して塑性加工成形体４０を形成する塑性加工工程Ｓ６を行う。塑性加工の種類・方法に特段の限定はなく、従前の種類・方法（例えば、鍛造、押出、引抜、圧延、それぞれ熱間、温間、冷間を含む）を利用できる。
塑性加工を施すことにより、鋳造成形体２０の鋳造凝固組織を壊して、鋳造組織の結晶粒よりも平均結晶粒径が小さい微細組織を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の塑性加工成形体４０を得ることができる。
なお、塑性加工成形体４０に機械加工を施した機械加工成形体３０’は、硬化工程Ｓ５を行うことにより、再結晶粒が見られる微細組織（再結晶組織）となる。

（急冷凝固材の製造方法）
図４は、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の他の一例であり、急冷凝固材の製造方法を示す工程図である。図４では、粉体及び肉盛溶接材を作製する工程について示した。肉盛溶接材とは、部材表面に肉盛溶接することで部材が急冷凝固材に被覆された複合体である。また、図面の簡単化のため、原料合金塊形成工程Ｓ１ａ及び再溶解工程Ｓ１ｂの記載を省略したが、当然のことながらそれらの工程を行ってもよい。
図４に示したように、急冷凝固材（ここでは、粉体及び肉盛溶接材）の製造方法は、原料混合溶解工程Ｓ１を図２の鋳造材の製造方法と同じとし、鋳造工程Ｓ２及び機械加工工程Ｓ４の代わりにアトマイズ工程（ステップ７：Ｓ７）、分級工程（ステップ８：Ｓ８）及び肉盛溶接工程（ステップ９：Ｓ９）を行う点で異なる。そこで、アトマイズ工程Ｓ７〜肉盛溶接工程Ｓ９について説明する。
アトマイズ工程Ｓ７を行うことにより、溶湯１０または清浄化溶湯１１からＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の急冷凝固合金粉末５０を得ることができる。アトマイズ方法に特段の限定はなく、従前のアトマイズ方法を利用できる。例えば、肉盛用粉末用途では、高清浄・均質組成・球形状粒子が得られるガスアトマイズ法を用いることができる。また、粉末冶金用途では、不規則形状粉末が得られる水アトマイズ法を用いることができる。
アトマイズ工程Ｓ７の後、急冷凝固合金粉末５０に対して、所望の粒径に揃えるための分級工程Ｓ８を行ってもよい。分級工程Ｓ８は必須の工程ではないが、急冷凝固合金粉末５０の利用性向上の観点からは行うことが好ましい。また、分級する粒径に特段の限定はないが、ハンドリング性の観点から、例えば、１０μｍ以上２００μｍ以下の平均粒径となるように急冷凝固合金粉末５０を分級することが好ましい。得られた急冷凝固合金粉末５０は、例えば、溶接材料、粉末冶金用材料、積層造形用材料として好適に用いることができる。
次に、急冷凝固合金粉末５０を用いて所望の基材６１上に肉盛溶接工程Ｓ９を行うことにより、基材６１上に急冷凝固組織を有する合金被覆層６２が形成された肉盛溶接材６０を得ることができる。なお、本発明においては、肉盛溶接工程Ｓ９は、金属粉末を用いた溶射を含むものとする。
また、肉盛溶接工程Ｓ９の後、合金被覆層６２の機械的特性を調整するため（例えば、硬さを向上させるため）、硬化工程Ｓ５を行ってもよい。

（粉末冶金材の製造方法）
図５は、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法の他の一例であり、粉末冶金材の製造方法を示す工程図である。図５では、粉末焼結体を作製する工程について示した。
また、図面の簡単化のため、原料合金塊形成素工程Ｓ１ａ及び再溶解素工程Ｓ１ｂの記載を省略したが、当然のことながらそれらの素工程を行ってもよい。
図５に示したように、粉末冶金材の製造方法は、アトマイズ工程Ｓ７または分級工程Ｓ８までを図４の急冷凝固材の製造方法と同じとし、肉盛溶接工程Ｓ９の代わりに粉末成型工程（ステップ１０：Ｓ１０）及び焼結工程（ステップ１１：Ｓ１１）を行う点で異なる。そこで、粉末成型工程Ｓ１０及び焼結工程Ｓ１１ついて説明する。
急冷凝固合金粉末５０を用いて粉末成型工程Ｓ１０を行うことにより、所望形状を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の粉末成形体７０を得ることができる。粉末成型方法に特段の限定はなく、従前の金属粉末成型方法を利用できる。例えば、プレス成型や射出成型を好ましく用いることができる。

次に、粉末成形体６０に対して、１０００℃以上で合金の固相線温度未満の焼結熱処理を施して粉末焼結体８０を形成する焼結工程Ｓ１１を行う。焼結熱処理方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。また、粉末焼結体８０の緻密化の観点から、焼結熱処理は、１０００℃以上で合金の固相線温度未満かつ５００気圧以上３０００気圧以下の熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）処理を含むことがより好ましい。さらに、粉末焼結体８０に対して焼鈍工程Ｓ３、および機械加工工程Ｓ４を行っても良い。
なお、前述の他の製造物と同様に、粉末焼結体８０に対して、１０００℃以上１３００℃以下の硬化熱処理を施す硬化工程Ｓ５を行うことが好ましい。

［本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物］
上記のようにして製造したＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物は、マルテンサイト系ステンレス鋼と同等以上の機械的特性と高い耐食性とを有しながら、Ｎｉに比して安価なＣｒを最大成分とすることから、Ｎｉ基合金製造物よりも低コスト化を図ることができる。
その結果、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物は、厳しい腐食環境に耐えられる耐食性と高い機械的特性とが要求される種々の部材として好適に利用できる。当該適用部材としては、自動車用部材（例えば、燃料噴射装置部材、ローラーチェーン部材、ターボチャージャー部材、エンジン排気系統部材、ベアリング部材）や、鉄道、新幹線及びリニア新幹線部材（例えば、ベアリング部材、パンタグラフ部材）や、転がり軸受及びすべり軸受部材（例えばリニア軸受部材、風車軸受部材、水車軸受部材、換気扇軸受部材、ミキシング・ドラム軸受部材、コンプレッサー軸受部材、エレベータ軸受部材、エスカレータ軸受部材、惑星探査機軸受部材）や、建設機器部材（例えば、無限軌道部材、ミキシング・ドラム部材）や、船舶及び潜水艦用部材（例えば、スクリュー部材）や、環境機器部材（例えば、ゴミ焼却炉部材）や、自転車、二輪自動車及び水上バイク用部材（例えば、ローラーチェーン部材、スプロケット部材）や、機械加工装置部材（例えば、金型、圧延ロール、切削工具部材）や、油井用機器部材（例えば、回転機械（圧縮機、ポンプ）の部材（軸、軸受））や、海水環境機器部材（例えば、海水淡水化プラント機器部材、アンビリカルケーブル）や、化学プラント機器部材（例えば、液化天然ガス気化装置部材）や、発電機器関連部材（例えば、石炭ガス化装置部材、耐熱配管部材、燃料電池用セパレータ部材、燃料改質機器部材）や、傘の骨などが挙げられる。

図６ａは、本発明に係るＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びそれを利用した工業製品の一例であり、自動車エンジン用の燃料噴射装置の断面模式図である。燃料噴射装置においては、例えば、バルブ及び／またはバルブボディとして本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物を好適に利用できる。該バルブやバルブボディは、精密鋳造材や熱間加工材や粉末冶金材の形態で製造することができる。
図６ｂは、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びそれを利用した工業製品の他の一例であり、ローラーチェーンの平面模式図である。ローラーチェーンにおいては、例えば、チェーンプレート及び／またはチェーンローラとして本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物を好適に利用できる。該チェーンプレートやチェーンローラも、精密鋳造材や熱間加工材や粉末冶金材の形態で製造することができる。
図６ｃは、本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物及びそれを利用した工業製品の他の一例であり、射出成形金型の断面模式図である。射出成形金型においては、例えば、金型基材表面の合金被覆層として本発明のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物を好適に利用できる。該合金被覆層は、肉盛溶接材の形態で製造することができる。

以下、実施例及び比較例により本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
［実験１］
（発明合金Ｆ−１〜Ｆ−１１及び比較合金ＦＣ−１〜ＦＣ−８の用意）
表１に示す名目化学組成となるように、原料を高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解して溶湯を形成した後（溶解工程Ｓ１）、溶湯を鋳造して鋳造成形体（ここでは塑性加工用インゴット）を用意した（鋳造工程Ｓ２）。
表１において、各成分の含有率（単位：質量％）は、記載の成分の総和が１００質量％となるように換算してある。またＶ、Ｎｂ、ＴａおよびＴｉの合計原子含有量をＣ，Ｎ，Ｏの合計原子含有量で除した値を原子含有比として記載した。なお、比較合金ＦＣ−１、ＦＣ−２はマルテンサイト系ステンレス鋼（市販品）であり、比較合金ＦＣ−４はスーパー二相鋼と称される二相ステンレス鋼（市販品）であり、比較合金ＦＣ−３はＮｉ基合金（市販品）であり、比較合金ＦＣ−５〜ＦＣ−８は本発明の組成規定を外れるＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金である。

［実験２］
（発明塑性加工材ＦＭ−１〜ＦＭ−２２及び比較塑性加工材ＦＣＭ−１〜ＦＣＭ−１５の作製）
実験１で用意した塑性加工用インゴットに対して、所定の形状となるように熱間鍛造を行って塑性加工成形体を用意した（塑性加工工程Ｓ６）。熱間鍛造条件としては、鍛造温度９５０〜１２５０℃、ひずみ速度８ｍｍ／ｓ以下、鍛造１回あたりの圧下量１０ｍｍ以下、鍛造回数６回以上とした。
なお、鍛造温度の範囲は、次のようにして決定したものである。各インゴットから引張試験用の試験片を別途採取して、該試験片に対してグリーブル試験機を用いて高温引張試験（試験温度８００〜１３５０℃、引張速度１０ｍｍ／ｓ）を行った。高温引張試験の結果、絞りが６０％以上となる温度範囲を鍛造温度範囲とした。
塑性加工成形体に対して、８００〜９５０℃の焼鈍熱処理を施した（焼鈍工程Ｓ３）。ここで、機械的特性評価用の試験片として、焼鈍した塑性加工成形体から一部を採取した。

次に、焼鈍した熱間加工成形体の残部に対して、所定の形状となるように機械加工を行って機械加工成形体を用意した（機械加工工程Ｓ４）。なお、比較合金ＦＣ−１〜ＦＣ−４の熱間加工成形体に対しては、焼鈍工程Ｓ３を行わないで機械加工工程Ｓ４を行った。
次に、機械加工成形体の試料に対して、硬化熱処理（１０００〜１３００℃で１時間保持した後、冷却）を施した（硬化工程Ｓ５）。硬化熱処理の温度は、焼鈍熱処理よりも１００℃以上高い温度とした。なお、比較合金ＦＣ−１、ＦＣ−２、ＦＣ−３からなる機械加工成形体に対しては、それぞれの合金に適切な温度の硬化熱処理を行った。ＦＭ−１〜ＦＭ−２２及びＦＣＭ−１２〜ＦＣＭ−１５は硬化熱処理の冷却時間を半冷２分以上２０分以下となるように制御しつつ大気中で冷却した。ＦＣＭ−１〜ＦＣＭ−１１は、硬化工程Ｓ５において半冷時間の制御を行わず油冷した。
以上の工程により、試験・評価用の塑性加工材（発明塑性加工材ＦＭ−１〜ＦＭ−２２及び比較塑性加工材ＦＣＭ−１〜ＦＣＭ−１５）を作製した。各塑性加工材の作製条件を後述する表２に記す。

［実験３］
（ＦＭ−１〜ＦＭ−２２及びＦＣＭ−１〜ＦＣＭ−１５に対する試験・評価）
（１）微細組織評価
各塑性加工材から組織観察用の試験片を採取した後、該試験片の表面を鏡面研磨し、シュウ酸水溶液中で電界エッチングを行った。該研磨表面を光学顕微鏡で観察した。
またツインジェット式電解研磨装置を用い、４００ｎｍ以下の薄膜試料を作製して走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）で観察した。観察には日本電子株式会社製ＪＥＭ−２８００を用いた。ＳＴＥＭ観察による微細析出相（針状組織は除く）の有無は、外接円直径が１ｎｍ以上の析出物で判断した。
（２）機械的特性評価
機械的特性評価として、ビッカース硬度計を用いてビッカース硬さ試験（荷重１ｋｇ、荷重付加時間１０ｓ）を行った。ビッカース硬さＨｖ_１は５点測定の平均値として求めた。機械的特性評価用の試料は、硬化させた試料として先の組織観察用試験片を用い、軟化させた試料として焼鈍した熱間加工成形体から採取した試験片を用いた。
ビッカース硬さ試験の結果を以下の表記で示した。
「Ｈｖ_１＜４００」をＥグレードと評価、
「４００≦Ｈｖ_１＜５００」をＤグレードと評価、
「５００≦Ｈｖ_１＜６００」をＣグレードと評価、
「６００≦Ｈｖ_１＜６５０」をＢグレードと評価、
「６５０≦Ｈｖ_１＜７００」をＢＢグレードと評価、
「７００≦Ｈｖ_１＜７５０」をＢＢＢグレードと評価、
「７５０≦Ｈｖ_１＜８００」をＡグレードと評価、
「８００≦Ｈｖ_１＜８５０」をＡＡグレードと評価、
「８５０≦Ｈｖ_１」をＡＡＡグレードと評価した。
硬化させた試料では、Ｃグレード以上を合格と判定し、Ｄグレード以下を不合格と判定した。一方、軟化させた試料では、Ｃグレード以下を合格と判定し、Ｂグレード以上を不合格と判定した。機械的特性評価の結果を表２に併記する。

（３）耐食性評価
耐食性評価として耐硫酸性試験を行った。用意した各製造物から耐硫酸性試験用の試験
片（幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍ、厚さ１．５ｍｍ）を採取し、硫酸中の腐食速度により評価した。具体的には、ｐＨ１の硫酸溶液中に試験片を９６時間浸漬する試験を行った。試験前後の各試験片の質量を測定し、腐食による平均質量減少速度ｍ（単位：ｍｇ／（ｃｍ^２・ｈ））を測定し、２測定の平均値で求めた。
平均質量減少速度の測定の結果を以下の表記で示した。
「ｍ＜０．０２」をＡグレードと評価、
「０．０２≦ｍ＜０．１」をＢグレードと評価、
「０．１≦ｍ＜０．５」をＣグレードと評価、
「０．５≦ｍ」をＤグレードと評価した。
Ｂグレード以上を合格と判定し、Ｃグレード以下を不合格と判定した。耐食性評価の結果を表２に併記する。

金属組織の光学顕微鏡観察に関しては、塑性加工を行った製造物であることから、鋳造組織の結晶粒よりも平均結晶粒径が小さい等軸晶状の再結晶粒が確認された。フェライト率が１００％未満の試料では、先に示した図１と同様に二相組織が観察された。一方、フェライト率が１００％の試料では、オーステナイト相は観察されなかった。なお、発明塑性加工材ＦＭ−１〜ＦＭ−２２において、フェライト相、オーステナイト相及びフェライト相への微細析出相（針状組織は除く）以外の金属間化合物相（例えば、σ相などの異相）は、観察・確認されなかった。また、発明塑性加工材ＦＭ−１〜ＦＭ−２２においては、α相中に短径２０ｎｍ以下の析出相の析出が確認できた。一方、半冷時間の制御を行わず油冷したＦＣＭ−１〜５ではフェライト相への微細析出物は観察されなかった。
本発明のＦＭ−１〜ＦＭ−２２は、硬化熱処理を施すと、ビッカース硬さが全てＣグレード以上（５００≦Ｈｖ_１）となり、マルテンサイト系ステンレス鋼の塑性加工材であるＦＣＭ−６〜ＦＣＭ−９と同等以上の高い機械的強さを有していることが確認される。これに対し、二相ステンレス鋼の塑性加工材であるＦＣＭ−１１とＮｉ基合金の塑性加工材であるＦＣＭ−１０とは、ビッカース硬さが不十分であった。またＦ−１〜Ｆ−３に対して硬化熱処理における冷却方法が異なるＦＭ−１、ＦＭ−３及びＦＭ−５とＦＣＭ−１〜ＦＣＭ−３を比較すると、硬化熱処理の冷却時間を制御したＦＭ−１、ＦＭ−３及びＦＭ−５は、油冷したＦＣＭ−１〜ＦＣＭ−３と比較して硬さが高かった。１０００℃以上からの冷却時間を制御することでフェライト中に生じた微細析出相（針状組織は除く）が硬さを向上した主たる要因であると考える。さらに本発明の組成規定を外れるＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ合金であるＦＣＭ−４〜ＦＣＭ−５とＦＣＭ−１４〜ＦＣＭ−１５を比較すると、硬化熱処理の冷却時間を制御したＦＣＭ−１４〜ＦＣＭ−１５は、半冷時間を制御せずに油冷したＦＣＭ−４〜ＦＣＭ−５と比較して硬さが低かった。本発明の組成規定を外れる比較合金ＦＣ−７及びＦＣ−８では硬化熱処理の冷却時間を制御しても硬さの向上は認められなかった。また、その金属組織においてもα相中に短径２０ｎｍ以下の析出相の析出は確認できなかった。

一方、焼鈍性（軟化性）に関しては、本発明のＦＭ−１〜ＦＭ−２２は、極めて魅力的な特性を示した。ＦＭ−１〜ＦＭ−２２は、焼鈍した塑性加工成形体のビッカース硬さが全てＣグレード以下（Ｈｖ_１＜６００）であり、良好な機械加工性を有していることが確認される。これに対し、本発明の組成規定を外れるＦＣＭ−１２〜ＦＣＭ−１３は、焼鈍した塑性加工成形体のビッカース硬さがＢグレード（６００≦Ｈｖ_１＜７００）と、機械加工性が不十分であった（すなわち、加工コストが増大し易いと言える）。
なお、焼鈍工程を行った本発明材は、ビッカース硬さが低くなることから、塑性加工に
対しても高い加工性を有すると考えられる。
耐食性評価に関しては、本発明のＦＭ−１〜ＦＭ−２２は、全てＡグレード（ｍ＜０．０２）の評価であり、高い耐硫酸性を有していることが確認される。これに対し、比較塑性加工材ＦＣＭ−６〜ＦＣＭ−９は、硫酸腐食による平均質量減少速度がＣグレード以下（０．１≦ｍ）と、耐食性が不十分であった。

［実験４］
（発明合金Ｃ−１〜Ｃ−８及び比較合金ＣＣ−１〜ＣＣ−８の用意）
表４に示す名目化学組成となるように、原料を高周波溶解法（溶解温度１５００℃以上、減圧Ａｒ雰囲気中）により溶解して溶湯を形成した後（溶解工程Ｓ１）、該溶湯を所定の鋳型に鋳込んで鋳造成形体を用意した（鋳造工程Ｓ２）。
（発明合金Ｃ−９及びＣ−１０の用意）
上記と同様にして、表４に示す名目化学組成となるように、原料を混合・溶解して溶湯
を形成した後（原料混合溶解工程Ｓ１）、ガスアトマイズ法により急冷凝固合金粉末を用意した（アトマイズ工程Ｓ７）。その後、急冷凝固合金粉末に対して分級工程Ｓ８を行って、平均粒径１００μｍの急冷凝固合金粉末を用意した。
表４において、各成分の含有率（単位：質量％）は、記載の成分の総和が１００質量％となるように換算してある。なお、比較合金ＣＣ−１、ＣＣ−２はマルテンサイト系ステンレス鋼（市販品）であり、比較合金ＣＣ−４はスーパー二相鋼と称される二相ステンレス鋼（市販品）であり、比較合金ＣＣ−３はＮｉ基合金（市販品）であり、比較合金ＣＣ−５、ＣＣ−６は本発明の組成規定を外れるＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金である。

［実験５］
（発明鋳造製造物ＣＭ−１〜ＣＭ−８及び比較鋳造製造物ＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−１３の作製）
実験４で用意したＣ−１〜Ｃ−８及びＣＣ−１〜ＣＣ−８の鋳造成形体に対して、８００〜９５０℃の焼鈍熱処理を施した（焼鈍工程Ｓ３）。ここで、機械的特性評価用の試験片として、焼鈍した鋳造成形体から一部を採取した。
次に、焼鈍した鋳造成形体の残部に対して、所定の形状となるように機械加工を行って
機械加工成形体を用意した（機械加工工程Ｓ４）。なお、比較合金ＣＣ−１〜ＣＣ−４の鋳造成形体に対しては、焼鈍工程Ｓ３を行わないで機械加工工程Ｓ４を行った。
次に、機械加工成形体の試料に対して、硬化熱処理（１０００〜１３００℃で１時間保持した後、冷却）を施した（硬化工程Ｓ５）。硬化熱処理の温度は、焼鈍熱処理よりも１００℃以上高い温度とした。なお、比較合金ＣＣ−１、ＣＣ−２、ＣＣ−３からなる機械加工成形体に対しては、それぞれの合金に適切な温度の硬化熱処理を行った。硬化熱処理後にＣＭ−１〜ＣＭ−８及びＣＣＭ１０〜ＣＣＭ１３は冷却時間を半冷２分以上２０分以下となるように制御しつつ大気中で冷却した。ＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−９は、硬化工程Ｓ５において半冷時間の制御を行わず油冷した。
以上の工程により、試験・評価用の鋳造製造物（発明鋳造製造物ＣＭ−１〜ＣＭ−８及び比較鋳造製造物ＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−１３）を作製した。各鋳造製造物の作製条件を後述する表４に記す。

［実験６］
（発明粉末冶金製造物ＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２及びＣＣＳＭ−１〜ＣＣＳＭ−２の作製）
実験４で用意したＣ９〜Ｃ−１０の急冷凝固合金粉末を用いて、金属粉末射出成形法により円柱状の粉末成形体（外径３０ｍｍ、高さ１０ｍｍ）を用意した（粉末成型工程Ｓ１０）。
次に、粉末成形体に対して、焼結熱処理（１３００℃で１時間保持した後、冷却時間を半冷２分以上２０分以下に制御する冷却し、その後、１１６０℃かつ９９７気圧で１時間保持のＨＩＰ処理）を施して粉末焼結体を用意した（焼結工程Ｓ１１）。
次に、ＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２に対して、硬化熱処理（１１００℃で１時間保持した後、冷却時間を半冷２分以上２０分以下に制御する冷却）を施して（硬化工程Ｓ５）、試験・評価用の発明粉末冶金製造物ＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２とした。作製条件を表４併記する。ＣＣＳＭ−１〜ＣＣＳＭ−２は、硬化工程Ｓ５において油冷した。

［実験７］
（ＣＭ−１〜ＣＭ−８、ＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２、ＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−１３及びＣＣＳＭ−１〜ＣＣＳＭ−２に対する試験・評価）
実験５及び実験６で用意したＣＭ−１〜ＣＭ−８、ＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２、ＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−１３及びＣＣＳＭ−１〜ＣＣＳＭ−２に対して、実験３と同様の試験・評価を行った。試験・評価の結果を表４に併記する。

先に示した図１は、ＣＭ−２の金属組織の光学顕微鏡写真である。ＣＭ−２は、暗色のフェライト相Ｐ２中に明色のオーステナイト相Ｐ１が少量分散混合した二相組織を有している。また半冷時間を制御した冷却時に生じた短径が０以上２０ｎｍ以下のＮｉ基微細析出相（針状組織は除く）がフェライト相中に分散している。
表４に示したように、硬化熱処理を施した本発明のＣＭ−１〜ＣＭ−８は、ビッカース硬さが全てＣグレード以上（５００≦Ｈｖ_１）となり、マルテンサイト系ステンレス鋼の鋳造製造物であるＣＣＭ−６〜ＣＣＭ−７と同等以上の高い機械的強さを有していることが確認される。これに対し、二相ステンレス鋼の鋳造製造物であるＣＣＭ−９とＮｉ基合金の鋳造製造物であるＣＣＭ−８とは、ビッカース硬さが不十分であった。
また、本発明のＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２も、ビッカース硬さが全てＣグレード以上（５００≦Ｈｖ_１）であることが確認される。またＣ−１〜Ｃ−３及びＣ−９〜Ｃ−１０の硬化熱処理における冷却方法が異なるＣＭ−１〜ＣＭ−３及びＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２とＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−３及びＣＣＳＭ−１〜ＣＣＳＭ−２を比較すると、半冷時間を制御したＣＭ−１〜ＣＭ−３及びＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２は半冷時間を制御せずに油冷したＣＣＭ−１〜ＣＣＭ−３及びＣＣＳＭ−１〜ＣＣＳＭ−２と比較して硬さが高かった。１０００℃以上からの冷却時間を制御することでフェライト中に生じた微細析出相（針状組織は除く）が硬さを向上した主たる要因であると考える。さらに本発明の組成規定を外れるＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ合金であるＣＣＭ−４〜ＣＣＭ−５とＣＣＭ−１２〜ＣＣＭ−１３を比較すると、硬化熱処理の冷却時間を制御したＣＣＭ−１２〜ＣＣＭ−１３は半冷時間を制御せずに油冷したＣＣＭ−４〜ＣＣＭ−５と比較して硬さが低かった。

焼鈍性（軟化性）に関しては、実験３と同様に、本発明のＣＭ−１〜ＣＭ−８は、焼鈍した鋳造成形体のビッカース硬さが全てＣグレード以下（Ｈｖ_１＜６００）であり、良好な機械加工性を有していることが確認される。これに対し、本発明の組成規定を外れるＣＣＭ−１０〜ＣＣＭ−１１は、焼鈍した熱間加工成形体のビッカース硬さがＢグレード（６００≦Ｈｖ_１＜７００）と、機械加工性が不十分であった（すなわち、加工コストが増大し易いと言える）。
耐食性評価に関しては、本発明のＣＭ−１〜ＣＭ−８及びＣＳＭ−１〜ＣＳＭ−２は、全てＡグレード（ｍ＜０．０２）の評価であり、高い耐硫酸性を有していることが確認される。これに対し、比較鋳造製造物ＣＣＭ−６〜ＣＣＰ−７は硫酸腐食による平均質量減少速度がＣグレード以下（０．１≦ｍ）と、耐食性が不十分であった。

［実験８］
（塑性加工材ＦＨＭ−１〜ＦＨＭ−２及び鋳造製造物ＣＨＭ−１〜ＣＨＭ−２の作製）
実験１及び実験２の手順で塑性加工材ＦＨＭ−１〜ＦＨＭ−２を作製した。ただし、硬化熱処理後の冷却速度を油冷及び半冷２分、５分、１０分、１５分、２０分、２５分、３０分で制御した。同様に実験４及び実験５の手順で鋳造製造物ＣＨＭ１〜ＣＨＭ２を作製し、硬化熱処理後の冷却速度を油冷及び半冷２分、５分、１０分、１５分、２０分、２５分、３０分で制御した。各製造物の作製条件を表５に記す。

［実験９］
（ＦＨＭ−１〜ＦＨＭ−２及びＣＨＭ−１〜ＣＨＭ−２の評価）
ビッカース硬度計を用いてビッカース硬さ試験（荷重１ｋｇ、荷重付加時間１０ｓ）を行った。ビッカース硬さＨｖ_１は５点測定の平均値として求めた。油冷と比較してビッカース硬さの大きい試料をＡグレードとし、油冷と比較してビッカース硬さの小さいものをＢグレードと判定し、Ａグレードを合格と判定した。結果を表５に併記する。
本発明のＦＨＭ−１及びＣＨＭ−１は半冷２〜２０分においてＡグレードとなり、油冷した場合よりもビッカース硬さが大きかった。またＦＨＭ−２及びＣＨＭ−２は半冷２〜５分においてＡグレードとなった。以上のように合金によって好適な半冷時間が異なるものの、通常の空冷以外の方法であっても半冷時間２〜２０分においてフェライト相中に短径２０ｎｍ以下の微細析出物が生じ、油冷と比較してビッカース硬さが向上する。

上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実施例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。

Ｐ１…オーステナイト相、Ｐ２…フェライト相、Ｐ３…微細析出相
１０…溶湯、１１…原料合金塊、１２…清浄化溶湯、
２０…鋳造成形体、３０，３０’…機械加工成形体、４０…塑性加工成形体、
５０…急冷凝固合金粉末、６０…肉盛溶接材、６１…基材、６２…合金被覆層、
７０…粉末成形体、８０…粉末焼結体。

Claims (17)

1. Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いた製造物であって、
   前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、質量％で、
   Ｃｒ：５２〜７５％、
   Ｆｅ：１０〜２９％、
   Ｎｉ：１０〜２４％、
   Ｍｎ：０超〜２％、
   Ｓｉ：０超〜１％、
   Ａｌ：０．００５〜０．２％、
   Ｃ ：０超〜２％、
   Ｎ ：０超〜２％、
   Ｏ ：０超〜０．２％、
   Ｐ ：０超〜０．０６％、
   Ｓ ：０超〜０．０１％、
   の組成を有し、
   前記製造物は、α相中に短径 ２０ｎｍ以下の析出相（針状組織は除く）を有することを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
2. 請求項１に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜５％、
   Ｍｏ：０．１〜３％、
   Ｓｎ：０．０２〜０．３％、
   のうちの少なくとも一種を更に含むことを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
3. 請求項１または２に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのうちの少なくとも一種を更に含み、
   前記Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉの合計原子含有率が、前記Ｃ、Ｎ及びＯの合計原子含有率の０．８倍以上２倍以下の範囲であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
4. 請求項１乃至３の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   前記製造物のビッカース硬さが６００Ｈｖ_１以上であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
5. 請求項１乃至３の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   前記製造物のビッカース硬さが７００Ｈｖ_１以上であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
6. 請求項１乃至５の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   前記製造物は、鋳造組織を有する鋳造成形体であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
7. 請求項１乃至５の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   前記製造物は、再結晶組織を有する成形体であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
8. 請求項１乃至５の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   前記製造物は、急冷凝固組織を有する急冷凝固成形体であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
9. 請求項１乃至３の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
   前記製造物は、急冷凝固組織を有する粉体であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
10. 請求項８に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
    前記製造物は、基材上に前記急冷凝固組織を有するＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の被覆層が形成された複合体であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
11. 請求項１乃至５の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物において、
    前記製造物は、焼結組織を有する粉末冶金成形体であることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物。
12. 請求項６に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
    前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解して溶湯を得る溶解工程と、
    前記溶解した溶湯を鋳造して鋳造成形体を形成する鋳造工程と、
    前記鋳造成形体に対して８００〜９５０℃の焼鈍を施す焼鈍工程と、
    前記焼鈍した鋳造成形体に対して所望の形状となるように機械加工を施して機械加工成形体を形成する機械加工工程と、
    前記機械加工成形体に対して１０００〜１３００℃の硬化熱処理を施す硬化工程と、
    を有することを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法。
13. 請求項７に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
    前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解して溶湯を得る溶解工程と、
    前記溶解した溶湯を鋳造して鋳造成形体を形成する鋳造工程と、
    前記鋳造成形体に対して塑性加工を施して塑性加工成形体を形成する塑性加工工程と、
    前記塑性加工成形体に対して８００〜９５０℃の焼鈍を施す焼鈍工程と、
    前記焼鈍した塑性加工成形体に対して所望の形状となるように機械加工を施して機械加工成形体を形成する機械加工工程と、
    前記機械加工成形体に対して１０００〜１３００℃の硬化熱処理を施す硬化工程と、
    を有することを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法。
14. 請求項１１に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
    前記Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金の原料を溶解して溶湯を得る溶解工程と、
    前記溶解した溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程と、
    前記合金粉末を用いてプレス成型または射出成型を行って粉末成形体を形成する粉末成型工程と、
    前記粉末成形体に対して１０００℃以上で前記合金の固相線温度未満の焼結熱処理を施して粉末焼結体を形成する焼結工程と、
    前記粉末焼結体に対して１０００〜１３００℃の硬化熱処理を施す硬化工程と、
    を有することを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法。
15. 請求項１４に記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法であって、
    前記焼結工程は、さらに１０００℃以上で前記合金の固相線温度未満かつ５００気圧以上３０００気圧以下の熱間等方圧加圧処理を含む。
16. 請求項１２乃至１５の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法において、
    前記溶解工程は、前記原料を溶解して溶湯を形成した後に一旦凝固させて原料合金塊を形成する原料合金塊形成素工程と、
    前記原料合金塊を再溶解して清浄化溶湯を用意する再溶解素工程とからなることを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法。
17. 請求項１２乃至１４の何れかに記載のＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法において、
    前記硬化熱処理は１０００℃以上の温度から半冷時間２〜２０分で冷却することを特徴とするＣｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物の製造方法。