JP2021500469A - 変態誘起塑性高エントロピー合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、極低温における変形の際に相変態が発生し、従来に比べて向上された機械的特性が得られる変態誘起塑性高エントロピー合金に関するものである。本発明による高エントロピー合金は、Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満を含み、常温において主にＦＣＣ相からなり、極低温（−１９６℃）においてＦＣＣ相の少なくとも一部がＢＣＣ相に変わる塑性誘起変態が発生することを特徴とする。

Description

本発明は、極低温における変形の際に相変態が発生し、従来より向上した機械的特性が得られる変態誘起塑性高エントロピー合金とその製造方法に関するものである。

高エントロピー合金（ｈｉｇｈ−ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ，ＨＥＡ）は、一般的な合金である鉄鋼、アルミニウム合金、チタン合金などのように合金を構成する主元素なしに５つ以上の構成元素を類似した割合で合金化して得られる多元素合金であって、合金内の混合エントロピーが高くて金属間化合物または中間相が形成されず、面心立方格子（ｆａｃｅ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ，ＦＣＣ）または体心立方格子（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ，ＢＣＣ）のような単相（Ｓｉｎｇｌｅ ｐｈａｓｅ）組織を有する金属素材である。

特に、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系列の高エントロピー合金の場合、優れた極低温物性、高い破壊靭性と耐食性を有するため極限環境に適用できる素材として脚光を浴びている。

このような高エントロピー合金を設計することに当たって重要な要素は合金を構成する元素の組成比である。

前記高エントロピー合金の組成比として、典型的な高エントロピー合金は少なくとも５つ以上の主要合金元素で構成されるべきであって、それぞれの合金構成元素の組成比は５〜３５ａｔ％として定義され、主要合金構成元素の他に他の元素を添加する場合、その添加量は５ａｔ％未満でなければならない。

しかし、最近Ｆｅ_５０Ｍｎ_５０Ｃｏ_１０Ｃｒ_１０の高エントロピー合金が紹介されるなど、高エントロピー合金の定義も広くなりつつある。

一方、従来のＣｏ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系列の高エントロピー合金の場合、極低温における多量の変形双晶の発生を介して優秀な極低温物性を有すると知られている。

本発明の目的は、主にＦＣＣ相で構成され、従来報告されたＦＣＣ単相の高エントロピー合金より極低温（−１９６℃）でさらに向上された機械的特性を具現できる変態誘起塑性高エントロピー合金を提供することにある。

上述の課題を解決するための本発明の一側面は、Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満を含み、常温にて主にＦＣＣ相で構成され、極低温（−１９６℃）にてＦＣＣ相の少なくとも一部がＢＣＣ相に変わる塑性誘起変態が発生する変態誘起塑性高エントロピー合金を提供することである。

本発明の他の側面は、Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満を含む高エントロフィー合金の組織を均質化するための加熱及び冷却を含む均質化処理ステップと、前記均質化処理された高エントロピー合金を所定の厚さの板材で圧延するステップと、前記圧延された高エントロピー合金をＦＣＣ単相領域まで加熱した後、ＦＣＣ相が維持される冷却速度で冷却させるアニーリング処理ステップと、を含む、変態誘起塑性高エントロピー合金の製造方法を提供することである。

本発明による高エントロピー合金は、従来の５元系高エントロピー合金と同様に、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＶを必須的に含んで選択的にＮｉを含む４元系乃至５元系の組成で単相のＦＣＣ組織を得ることができる。

また、本発明による高エントロピー合金は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系列の高エントロピー合金と異なって、極低温（−１９６℃）にて変態誘起塑性を起こして従来の単相の高エントロピー合金より極低温（−１９６℃）にて優れた引張強度、延性及び破壊特性を有する。

４５ａｔ％の鉄（Ｆｅ）と１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）及び１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）を固定し、Ｘａｔ％のコバルト（Ｃｏ）と３５−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、コバルト（Ｃｏ）の含量変化の際の合金のモル分率による相平衡情報を示す図である。 ４５ａｔ％の鉄（Ｆｅ）と１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）及び１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）を固定し、Ｘａｔ％のコバルト（Ｃｏ）と３５−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、２９８Ｋにてコバルト（Ｃｏ）の含量変化の際、熱力学的計算を介してＢＣＣ相に対するＦＣＣ相の安定性を示す図である。 １０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）と１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）及び３０ａｔ％のコバルト（Ｃｏ）を固定し、Ｘａｔ％の鉄（Ｆｅ）と５０−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、鉄（Ｆｅ）の含量変化の際、合金のモル分率による相平衡情報を示す図である。 １０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）と１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）及び３０ａｔ％のコバルト（Ｃｏ）を固定し、Ｘａｔ％の鉄（Ｆｅ）と５０−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、鉄（Ｆｅ）の含量変化の際、２９８Ｋにて熱力学的計算を介してＢＣＣ相に対するＦＣＣ相の安定性を示す図である。 本発明の実施例１〜３と比較例による高エントロピー合金の製造工程図である。 本発明の実施例１〜３と比較例による高エントロピー合金のＸＲＤ分析結果を示す図である。 本発明の実施例１〜３と比較例による高エントロピー合金の常温（ＲＴ）及び極低温（ＬＮ２）における引張試験過程にＦＣＣ相からＢＣＣ相への変態分率の測定結果を示す図である。 本発明の実施例１〜３と比較例による高エントロピー合金の常温（２５℃）における引張試験の結果を示す図である。 本発明の実施例１〜３と比較例による高エントロピー合金の極低温（−１９６℃）における引張試験の結果を示す図である。 本発明の実施例１〜３と比較例による高エントロピー合金と、従来の極低温材料及び従来の高エントロピー合金の極低温における機械的物性を比較する図である。 本発明の実施例２による高エントロピー合金の衝撃特性を示す図である。

以下、添付された図面を参照して本発明の好ましい実施例による高エントロピーの合金とその製造方法に対して詳細に説明するが、本発明は下記の実施例に制限されない。したがって、当該分野で通常の知識を有する者であれば、本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で本発明を多様に変更できることは自明である。

図１は、４５ａｔ％の鉄（Ｆｅ）と１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）及び１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）を固定し、Ｘａｔ％のコバルト（Ｃｏ）と３５−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、コバルト（Ｃｏ）の含量変化の際の合金のモル分率による相平衡情報を示す図である。

図１に示すように、４５Ｆｅ−１０Ｃｒ−１０Ｖ（数値はａｔ％である）にコバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）を代替する際、コバルト（Ｃｏ）が減少することによってＦＣＣ単相領域が拡張することが確認できる。これは、４５ａｔ％のＦｅと１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）と１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）、そしてコバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）の代替によって３５ａｔ％以下のコバルト（Ｃｏ）を添加する際、９００℃以上において安定的に主にＦＣＣ相からなる微細組織を有する高エントロピー合金が得られることを意味する。

図２は、４５ａｔ％の鉄（Ｆｅ）と１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）及び１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）を固定し、Ｘａｔ％のコバルト（Ｃｏ）と３５−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、２９８Ｋにてコバルト（Ｃｏ）の含量変化の際、熱力学的計算を介してＢＣＣ相に対するＦＣＣ相の安定性を示す図である。

図２で確認されるように、４５Ｆｅ−１０Ｃｒ−１０Ｖ（数値はａｔ％である）にニッケル（Ｎｉ）をコバルト（Ｃｏ）に代替すると、コバルト（Ｃｏ）のモル比が増加することによってＢＣＣ相とＦＣＣ相間のギブスの自由エネルギーの差が大きくなり、ＢＣＣ相の安定性が増大するが、これは変形が加えられた際、ＦＣＣ相からＢＣＣ相への変態が発生するようにする駆動力として作用して変態が起こるようにすることを意味する。

図３は、１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）と１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）及び３０ａｔ％のコバルト（Ｃｏ）を固定し、Ｘａｔ％の鉄（Ｆｅ）と５０−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、鉄（Ｆｅ）の含量変化の際、合金のモル分率による相平衡情報を示す図である。

図３に示すように、１０Ｃｒ−１０Ｖ−３０Ｃｏ（数値はａｔ％である）に鉄（Ｆｅ）と（Ｎｉ）を代替する際、鉄（Ｆｅ）が減少することによってＦＣＣ単相領域が広くなることが確認され、鉄（Ｆｅ）の含量は４８ａｔ％以下であることがＦＣＣ単相を維持するのに好ましいことがわかる。

図４は、１０ａｔ％のクロム（Ｃｒ）と１０ａｔ％のバナジウム（Ｖ）及び３０ａｔ％のコバルト（Ｃｏ）を固定し、Ｘａｔ％の鉄（Ｆｅ）と５０−Ｘａｔ％のニッケル（Ｎｉ）の組成において、鉄（Ｆｅ）の含量変化の際、２９８Ｋにて熱力学的計算を介してＢＣＣ相に対するＦＣＣ相の安定性を示す図である。

図４で予測されるように、ＦＣＣ相からＢＣＣ相への変態に必要な駆動力を考慮すると、鉄（Ｆｅ）の含量は３５ａｔ％以上になることが好ましい。

本発明者は、図１〜４に示した結果に介して、前記成分と組成範囲を有する合金を熱処理することによって、主にＦＣＣ相で構成され、体心立方構造（ＢＣＣ）のギブスの自由エネルギーが面心立方構造（ＦＣＣ）のギブスの自由エネルギーより小さい高エントロピー合金を得ることができ、このような合金は極低温（−１９６℃）環境で変形される際、少なくとも一部のＦＣＣ相がＢＣＣ相に変態して極低温における機械的特性を著しく向上させることを確認して本発明に至った。

本発明による高エントロピー合金は、上述のような合金設計の原理に応じて開発されたものであって、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｖを必須的に含み、Ｎｉを選択的に含んで主にＦＣＣ相からなり、極低温（−１９６℃）にて塑性変形が加わると、ＦＣＣ相からＢＣＣ相への変態誘起塑性を起こすことを特徴とする。

本発明による高エントロピー合金は、好ましくは、Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満と、残りの不可避な不純物を含む。

前記合金を構成する合金元素の助成範囲を上述のように定めた理由は以下の通りである。

前記Ｃｏは、１０ａｔ％未満であるか３５ａｔ％超過であれば、変態誘起塑性が起きないか、ＦＣＣ相が主となる相を得られない可能性があるため、１０〜３５ａｔ％が好ましく、より好ましいＣｏの含量は１５〜３０ａｔ％である。

前記Ｃｒは、３ａｔ％未満であれば耐食性が減少し、１５ａｔ％を超過すれば価格が増加するため、３〜１５ａｔ％であることが好ましく、５〜１０ａｔ％であることがより好ましい。

前記Ｎｉは２５ａｔ％以上であれば変態誘起塑性が起こらない可能性があるため、２５ａｔ％未満であることが好ましく、０ａｔ％であれば、９００℃における熱処理で完全なＦＣＣ単相が得られない可能性があるため、９００℃における熱処理でＦＣＣ単相組織を具現しようとする場合、２．５〜２０ａｔ％未満がより好ましい。

前記Ｆｅは、３５ａｔ％未満であるか４８ａｔ％超過であれば、変態誘起塑性が起こらないかＦＣＣ相が主となる相を得られない可能性があるので、３５〜４８ａｔ％が好ましく、より好ましいＦｅの含量は４０〜４５ａｔ％である。

前記Ｖは３ａｔ％未満であれば、固溶強化効果が減少し、１５ａｔ％を超過すれば価格が上昇するため、３〜１５ａｔ％であることが好ましく、５〜１０ａｔ％であることがより好ましい。

前記不可避な不純物は、前記合金元素以外の成分で、原料又は製造過程に不可避に混入される成分であって、１ａｔ％以下、好ましくは０．１ａｔ％以下、より好ましくは０．０１ａｔ％以下になるようにする。

また、本発明による変態誘起塑性高エントロピー合金は、常温にて主にＦＣＣ相からなることを特徴とし、ＦＣＣ相の分率は９５％以上であることが好ましく、ＦＣＣ単相からなってもよい。

また、本発明による変態誘起塑性高エントロピー合金は、極低温（−１９６℃）における変形過程において、変形前のＦＣＣ相の少なくとも一部がＢＣＣ相に変わる相変態が発生することを特徴とする。この際、ＦＣＣ相は全てＢＣＣ相に変わってもよい。

また、本発明による変態誘起塑性高エントロピー合金は、好ましくは常温（２５℃）における引張強度が６５０ＭＰａ以上であり、延伸率が５０％以上であってもよい。

また、本発明による変態誘起塑性高エントロピー合金は、好ましくは極低温（−１９６℃）における引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、延伸率が６５％以上であってもよい。

また、本発明による変態誘起塑性高エントロピー合金は、常温（２５℃）における衝撃エネルギーと極低温（−１９６℃）における衝撃エネルギーの差が１０％以下であってもよい。

また、本発明による変態誘起塑性高エントロピーの合金は、好ましくは以下のような（ａ）〜（ｃ）のステップを介して製造することができる。

（ａ）Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満を含む高エントロピー合金の組織を均質化するための加熱及び冷却を含む均質化処理ステップと、
（ｂ）前記均質化処理された高エントロピー合金を所定厚さの板材に圧延するステップと、
（ｃ）前記圧延された高エントロピー合金をＦＣＣ単相領域まで加熱した後、ＦＣＣ相が維持される冷却速度で冷却させるアニーリング処理ステップ
前記均質化処理ステップにおいて、均質化処理温度は、１０００℃未満では均質化効果が不足し、１２００℃超過では熱処理費用が過大になるため、１０００〜１２００℃の範囲が好ましく、均質化処理時間は６時間未満であれば均質化効果が不足し、２４時間超過であれば熱処理費用が過大になるため、６〜２４時間の範囲が好ましい。

前記アニーリング処理ステップにおいて、アニーリング処理温度は、８００℃未満では完全再結晶を達成できず、１０００℃超過では結晶粒の粗大化が激しくなるため、８００〜１０００℃の範囲が好ましく、アニーリング処理時間は、３分未満であれば完全再結晶を達成できず、１時間超過であれば熱処理費用が過大になるため、３分〜１時間の範囲が好ましい。

前記のステップ（ａ）とステップ（ｃ）における冷却は、好ましく水冷（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）によって行えるが、各冷却処理後に要求される組織状態を具現できるものであれば特に制限されない。

〔高エントロピー合金の製造〕
まず、純度９９．９％以上のＣｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ金属を用意した。このように用意した金属を、下記の表１のような混合比になるように秤量した。

上記のような割合で用意された原料金属をるつぼに装入した後、真空誘導溶解装備を使用して溶解し、鋳型を使用して厚さ８ｍｍ、幅３５ｍｍ、長さ１００ｍｍの直六面体状の合金インゴット（ｉｎｇｏｔ）を鋳造した。鋳造された厚さ８ｍｍのインゴットを、図５に示したように、１１００℃の温度にて６時間均質化熱処理を行った後、水冷（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）した。

均質化された合金の表面に生成された酸化物を除去するために、表面研磨（ｇｒｉｎｄｉｎｇ）を行っており、研磨されたインゴットの厚さは７ｍｍとなり、厚さ７ｍｍから１．５ｍｍｍまで冷間圧延を行った。

また、冷間圧延の各合金板材については、９００℃にて１０分間加熱してＦＣＣ相が維持されるようにした後、水冷して常温にてＦＣＣ相が維持されるようにするアニーリング（ａｎｎｅａｌｉｎｇ）処理を実施した。

〔ＸＲＤ及び微細組織の分析結果〕
図６は、上述の工程を介して製造した実施例１〜３と比較例による合金の常温におけるＸＲＤ測定結果を示す図である。

ＸＲＤ測定は、試験片の研磨の際の変形による相変態を最小化するために、紙やすりで６００回、８００回、１２００回、２０００回の順に研磨した後、８％過塩素酸（Ｐｅｒｃｈｌｏｒｉｃ ａｃｉｄ）で電解エッチングを行った後に行った。

図６において、「０Ｎｉ」は実施例１、「５Ｎｉ」は実施例２、「１５Ｎｉ」は実施例３、「２５Ｎｉ」は比較例による合金を各々指示するが、図６以後の図面においても同じである。

図６において確認されるように、実施例２、実施例３及び比較例による合金の場合、ＸＲＤ分析上、いずれもＦＣＣ単相からなっていることが確認された。

これに対し、実施例１による合金の場合、殆どはＦＣＣ相からなっており、少量のＢＣＣ相が含まれていると示されている。これは、図１の状態図において予測されるものと一致するが、アニーリング温度を９００℃よりさらに上げる場合、実施例２〜３による合金と同様にＦＣＣ単相に製造できる。

〔変態誘起塑性〕
図７は、常温及び極低温（−１９６℃）における引張試験後の微細組織からＢＣＣ相が占める分率を、実施例１〜３と比較例によって製造した高エントロフィー合金のＮｉ含量によって示す図である。

図７に示すように、実施例１の場合、常温における引張試験でも約２４％程度の相変態が行われているが、実施例２では０．８％、実施例で３は０．３％とごく低く示されており、比較例では０％と示された。

これに対し、極低温（−１９６℃）における引張試験の場合、実施例１では９９％、実施例２では９５％、実施例３では１３％、比較例では０％とそれぞれ示されており、Ｎｉの含量が少ないほどＦＣＣ相からＢＣＣ相への相変態が活発に起こることが確認された。

〔引張試験の結果〕
図８及び図９と下期の表２は、本発明の実施例１〜３と比較例の合金の常温（２５℃）及び極低温（−１９６℃）における引張試験の結果を示す図である。

表２に示すように、本発明の実施例１〜３による高エントロピー合金の常温降伏強度は３３９〜４２７ＭＰａ、引張強度は６７９〜７４５ＭＰａ、延伸率は５１．１〜７０．１％と示されており、比較例では、降伏強度は３３９ＭＰａ、引張強度は６８４ＭＰａ、延伸率は４７．０％で、実施例１〜３と大差はなかった。

一方、実施例１〜３による高エントロピー合金の極低温（−１９６℃）における降伏強度は５６９〜６５３ＭＰａ、引張強度は１１４２〜１６２３ＭＰａ、延伸率は６５．０〜８２．３％で示されていることに対し、比較例では、降伏強度は４６８ＭＰａ、引張強度は９９６ＭＰａ、延伸率は６９．４％で、実施例１〜３に比べて機械的特性が低く示されている。このような結果は、常温にて類似した特性を表す実施例３と比較すると著しい差を示しているが、このような差は変態誘起塑性によるものであると推定される。

また、実施例１による高エントロピー合金は極低温における引張強度が１６２３ＭＰａと高く、延伸率も６５．０％と良好で高い強度と良好な延伸率を示しており、実施例２及び３の場合、極低温における引張強度が１１４２〜１２９ＭＰａと相当高く、延伸率も８１．７〜８２．３％と非常に高い値を示しており、各々引張強度と延伸率の側面から非常に高い数値を示している。

図１０は、本発明の実施例１〜３による高エントロピー合金（図面上の星印で表示されている値）と従来に報告された他の合金の極低温における引張強度及び延伸率を比較する図である。

図１０に示すように、本発明の実施例１〜３による高エントロピー合金の引張強度と延伸率が極めて高く、従来に報告されたいかなる従来合金や高エントロピー合金に比べても優秀な特性を示している。

〔衝撃試験の結果〕
図１１は、本発明の実施例２による高エントロピー合金を常温から極低温までの環境においてシャルピー衝撃試験を行った結果を示す図である。シャルピー衝撃試験では、厚さ５ｍｍのサブサイズの試験片を使用した。

図１１に示すように、本発明の実施例２による高エントロピー合金は、常温における衝撃エネルギー値と極低温における衝撃エネルギー値にほぼ差のない一定の値を示しており、一般に温度が減少することによって衝撃エネルギー値が減少し、極低温においてＢＣＣ相が存在すれば急激な衝撃エネルギーの下落を表す従来の材料からでは見られない特異の特性を示している。

本発明は未来創造科学部が支援し財団法人韓国研究財団が主管した未来素材ディスカバリー事業（課題番号：４００１３５８１、課題名：ＭＵＬＴＩ−ＰＨＹＳＩＣＳ ＦＵＬＬ−ＳＣＡＬＥ統合型モデリング基盤の極限環境）から支援を受けて行われた研究結果である。

Claims (12)

1. Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満を含み、
   常温において主にＦＣＣ相からなり、
   極低温（−１９６℃）においてＦＣＣ相の少なくとも一部がＢＣＣ相に変わる塑性誘起変態が発生する変態誘起塑性高エントロピー合金。
2. 前記Ｃｏ含量は１５〜３０ａｔ％である請求項１に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
3. 前記Ｃｒ含量は５〜１０ａｔ％である請求項１に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
4. 前記Ｖ含量は５〜１０ａｔ％である請求項１に記載の変態誘起塑性高エントリピー合金。
5. 前記Ｎｉ含量は２．５〜２０ａｔ％である請求項１に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
6. 前記Ｆｅ含量は４０〜４５ａｔ％である請求項１に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
7. 前記高エントロピー合金は、常温（２５℃）における引張強度が６５０ＭＰａ以上であって、
   延伸率が５０％以上である請求項１乃至請求項６のうちいずれか一項に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
8. 前記高エントロピー合金は、極低温（−１９６℃）における引張強度が１１００ＭＰａ以上であって、
   延伸率が６５％以上である請求項１乃至請求項６のうちいずれか一項に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
9. 前記高エントロピー合金は、常温（２５℃）における衝撃エネルギーと極低温（−１９６℃）における衝撃エネルギーの差が１０％以下である請求項１乃至請求項６のうちいずれか一項に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金。
10. Ｃｏ：１０〜３５ａｔ％、Ｃｒ：３〜１５ａｔ％、Ｖ：３〜１５ａｔ％、Ｆｅ：３５〜４８ａｔ％、Ｎｉ：０〜２５ａｔ％未満を含む高エントロピー合金の組織を均質化するための加熱及び冷却を含む均質化処理ステップと、
    前記均質化処理された高エントロピー合金を所定厚さの板材に圧延するステップと、
    前記圧延された高エントロピー合金をＦＣＣ単相領域まで加熱した後、ＦＣＣ相が維持される冷却速度で冷却させるアニーリング処理ステップと、を含む変態誘起塑性高エントロピー合金の製造方法。
11. 前記均質化処理ステップは１０００〜１２００℃において６〜２４時間行われる請求項１０に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金の製造方法。
12. 前記アニーリング処理ステップは８００〜１０００℃において３分〜１時間行われる請求項１０に記載の変態誘起塑性高エントロピー合金の製造方法。