JP6871600B2 - 金属材料の製造方法、及び、金属材料 - Google Patents
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Description
本発明は、金属材料の製造方法、及び、金属材料に関する。
一般に、金属材料の強度と延性とがトレードオフの関係にあることはよく知られている。
例えば、アルミニウム合金である超々ジュラルミンは、純アルミニウムに比べて、強度は大きく向上しているものの、延性が低下している。
一方、強度を高めつつも延性を維持することができる金属材料も提案されている。
例えば、特許文献１には、
実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、上記金属材料の金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、上記微細粒組織領域は、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、上記微細結晶粒は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされている金属材料、が提案されている。
例えば、アルミニウム合金である超々ジュラルミンは、純アルミニウムに比べて、強度は大きく向上しているものの、延性が低下している。
一方、強度を高めつつも延性を維持することができる金属材料も提案されている。
例えば、特許文献１には、
実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、上記金属材料の金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、上記微細粒組織領域は、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、上記微細結晶粒は、互いに結晶構造が異なる２種類の結晶粒を含むことで２相組織とされている金属材料、が提案されている。
特許文献１に開示された金属材料によれば、延性を維持しつつ、強度が高められている。
一方、金属材料の強度については、さらなる向上の要望があった。
一方、金属材料の強度については、さらなる向上の要望があった。
そこで、本願発明者らは、延性をある程度確保しつつ、より強度に優れた金属材料を提供すべく、更に研究を重ね、本願発明を完成させた。
［１］本発明は、
（１）実質的に単一の金属又は合金からなり、金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域とを含み、上記微細粒組織領域が、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされている金属材料を出発金属材料とし、
当該出発金属材料に塑性加工を施して、上記微細粒組織領域にひずみを偏在させる工程と、
（２）上記工程（１）で塑性変形された金属材料を加熱し、少なくとも上記微細結晶粒を再結晶させる工程と、
を経る金属材料の製造方法、である。
［１］本発明は、
（１）実質的に単一の金属又は合金からなり、金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域とを含み、上記微細粒組織領域が、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされている金属材料を出発金属材料とし、
当該出発金属材料に塑性加工を施して、上記微細粒組織領域にひずみを偏在させる工程と、
（２）上記工程（１）で塑性変形された金属材料を加熱し、少なくとも上記微細結晶粒を再結晶させる工程と、
を経る金属材料の製造方法、である。
上記金属材料の製造方法によれば、延性（例えば、３０％の公称ひずみ）を確保しつつ、強度を向上させた金属材料を製造することができる。上記製造方法では、所定の金属組織を有する出発金属材料に塑性加工を施し、その後、加熱処理を施すことにより、上記出発金属材料における微細粒組織領域内の微細粒（結晶粒）を優先的に再結晶させ、この結晶粒の更なる微細化を図ることができる。そのため、この更なる微細化によって、製造された金属材料の強度の向上を図るとともに、粗大粒組織領域が分散点在した上記微細粒組織領域細の網目状組織（ネットワーク）を維持することにより、当該金属材料の延性を確保することができる。
［２］上記金属材料の製造方法において、上記工程（１）の塑性加工は、塑性加工後の上記粗大粒組織領域の少なくとも１軸方向の長さ寸法が、塑性加工前の上記長さ寸法に対して２０〜９０％減少するように加工することが好ましい。
このような変形量で加工することは、延性を確保しつつ、強度が向上した金属材料を製造するのにより適している。
このような変形量で加工することは、延性を確保しつつ、強度が向上した金属材料を製造するのにより適している。
［３］上記金属材料の製造方法の工程（２）における加熱温度は、上記出発金属材料の融点の４０〜９０％の温度であることが好ましい。
［４］、また、上記金属材料の製造方法の工程（２）における加熱時間は、１０分間〜２時間であることが好ましい。
これらの加熱条件のそれぞれは、上記微細結晶粒の再結晶を優先的に進行させ、かつ上記微細結晶粒及び上記粗大結晶粒の再結晶を確実に進行させるのに適している。そのため、上記条件で加熱処理を行うことにより、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域のそれぞれで結晶粒の微細化が図られ、かつ上記微細粒組織領域の結晶粒の微細化の度合いが上記粗大粒組織領域の結晶粒の微細化の度合いよりも大きくなる。その結果、出発金属材料に比べて更に強度が向上した金属材料を得ることができる。
［４］、また、上記金属材料の製造方法の工程（２）における加熱時間は、１０分間〜２時間であることが好ましい。
これらの加熱条件のそれぞれは、上記微細結晶粒の再結晶を優先的に進行させ、かつ上記微細結晶粒及び上記粗大結晶粒の再結晶を確実に進行させるのに適している。そのため、上記条件で加熱処理を行うことにより、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域のそれぞれで結晶粒の微細化が図られ、かつ上記微細粒組織領域の結晶粒の微細化の度合いが上記粗大粒組織領域の結晶粒の微細化の度合いよりも大きくなる。その結果、出発金属材料に比べて更に強度が向上した金属材料を得ることができる。
［５］また、本発明は、
実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、
上記金属材料の金属組織が、
微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、
上記微細粒組織領域は、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、
上記粗大粒組織領域は、塑性変形した組織である金属材料でもある。
実質的に単一の金属又は合金からなる金属材料であって、
上記金属材料の金属組織が、
微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、
上記微細粒組織領域は、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、
上記粗大粒組織領域は、塑性変形した組織である金属材料でもある。
このような金属材料は、出発金属材料に対して、塑性加工が施され、かつ複数の粗大粒組織領域が分散点在する網目状組織の微細粒組織領域と、当該粗大粒組織領域とで構成された金属組織を有しているため、延性が確保され、かつ優れた強度を備える金属材料である。
［６］上記金属材料において、上記微細結晶粒は、再結晶粒であることが好ましい。
この場合、網目状組織を構成する微細粒組織領域が再結晶によって微細化された微細結晶粒で構成されており、特に優れた強度を備えることとなる。
この場合、網目状組織を構成する微細粒組織領域が再結晶によって微細化された微細結晶粒で構成されており、特に優れた強度を備えることとなる。
［７］上記金属材料において、上記単一の金属又は合金は、純銅、又は、ステンレス鋼が好ましい。
延性を確保しつつ、優れた強度を有する金属材料として適している。
延性を確保しつつ、優れた強度を有する金属材料として適している。
本発明によれば、延性を確保しつつ、優れた強度を有する金属材料を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について図面を参照しながら説明する。
ここでは、まず、本発明の実施形態に係る強度の向上が図られた金属材料について説明し、その後、このような金属材料を製造する方法について説明する。
ここでは、まず、本発明の実施形態に係る強度の向上が図られた金属材料について説明し、その後、このような金属材料を製造する方法について説明する。
［金属材料の構成］
図１は、本発明の実施形態に係る金属材料の金属組織の一例を模式的に示した図である。なお、図１では、金属材料の結晶粒界を誇張して示している。
この金属材料は、実質的に単一の金属又は合金を原材料として形成されている。
上記金属材料に用いられる原材料としては焼結冶金可能なものであれば特に限定されず、例えば、純チタン、チタン合金、純アルミニウム、純銅、純ニッケル、純鉄、ステンレス鋼、マグネシウム合金、コバルトクロム合金、マンガン鋼等が挙げられる。
図１は、本発明の実施形態に係る金属材料の金属組織の一例を模式的に示した図である。なお、図１では、金属材料の結晶粒界を誇張して示している。
この金属材料は、実質的に単一の金属又は合金を原材料として形成されている。
上記金属材料に用いられる原材料としては焼結冶金可能なものであれば特に限定されず、例えば、純チタン、チタン合金、純アルミニウム、純銅、純ニッケル、純鉄、ステンレス鋼、マグネシウム合金、コバルトクロム合金、マンガン鋼等が挙げられる。
図１に示すように、本実施形態の金属材料Ｍｆの金属組織は、微細結晶粒１ａによって構成されている微細粒組織領域１と、微細結晶粒１ａの平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒２ａによって構成されている複数の粗大粒組織領域２とを含んでいる。
金属材料１０の金属組織は、微細粒組織領域１をマトリックスとして、複数の粗大粒組織領域２が微細粒組織領域１内に分散点在している。この複数の粗大粒組織領域２は、３次元的に微細粒組織領域１内に点在している。よって、微細粒組織領域１は、３次元的な網目状組織で構成されている。
つまり、本実施形態の金属材料は、網目状組織とされた微細粒組織領域１（シェル）と、微細粒組織領域１の網目内部に配置された粗大粒組織領域２（コア）とからなる金属組織によって構成されている。
本発明においては、このような構成の金属組織を調和組織とも称する。
つまり、本実施形態の金属材料は、網目状組織とされた微細粒組織領域１（シェル）と、微細粒組織領域１の網目内部に配置された粗大粒組織領域２（コア）とからなる金属組織によって構成されている。
本発明においては、このような構成の金属組織を調和組織とも称する。
粗大粒組織領域２（コア）は、塑性変形された組織によって構成されている。
微細粒組織領域１（シェル）は、再結晶粒で構成されている。ここで、上記再結晶粒は、再結晶前の結晶粒に比べて微細化されている。
また、粗大粒組織領域２（コア）を構成する結晶粒も再結晶粒である。
このような構成の金属材料Ｍｆは、後述する本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法によって得ることができる金属材料であり、高強度化に寄与する微細粒組織領域１が網目状組織とされているので、変形の自由度を確保しつつ金属材料全体としての強度を高めることができる。さらに、微細粒組織領域１の網目内部に、金属材料の延性確保に寄与する粗大粒組織領域２が配置されている。そのため、微細粒組織領域１の構成によって強度に優れた金属材料としつつ、粗大粒組織領域２の存在によって金属材料の延性を確保することができる。この結果、強度を向上させつつも延性が確保された金属材料を得ることができる。
微細粒組織領域１（シェル）は、再結晶粒で構成されている。ここで、上記再結晶粒は、再結晶前の結晶粒に比べて微細化されている。
また、粗大粒組織領域２（コア）を構成する結晶粒も再結晶粒である。
このような構成の金属材料Ｍｆは、後述する本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法によって得ることができる金属材料であり、高強度化に寄与する微細粒組織領域１が網目状組織とされているので、変形の自由度を確保しつつ金属材料全体としての強度を高めることができる。さらに、微細粒組織領域１の網目内部に、金属材料の延性確保に寄与する粗大粒組織領域２が配置されている。そのため、微細粒組織領域１の構成によって強度に優れた金属材料としつつ、粗大粒組織領域２の存在によって金属材料の延性を確保することができる。この結果、強度を向上させつつも延性が確保された金属材料を得ることができる。
金属材料Ｍｆにおいて、微細粒組織領域１の割合は、断面面積率で２０％以上、７０％以下であることが好ましい。微細粒組織領域１の割合が断面面積率で２０％未満である場合、金属材料Ｍｆの強度を十分に高めることができないおそれがある。さらに、微細粒組織領域１の割合は、断面面積率で４０％以上であることがより好ましく、この場合、強度を十分に高めることができる。
また、微細粒組織領域１の割合が断面面積率で７０％より大きいと、強度を高めることはできるが必要な延性を確保することができないおそれがある。
また、微細粒組織領域１の割合が断面面積率で７０％より大きいと、強度を高めることはできるが必要な延性を確保することができないおそれがある。
微細結晶粒１ａの平均結晶粒径は、５μｍ以下であることが好ましい。微細結晶粒１ａの平均結晶粒径が５μｍより大きくなると、微細粒組織領域１が必要な強度を得ることができないおそれがある。
一方、粗大結晶粒２ａの平均結晶粒径は、微細結晶粒１ａの平均結晶粒径より大きく、５〜１００μｍであることが好ましい。
一方、粗大結晶粒２ａの平均結晶粒径は、微細結晶粒１ａの平均結晶粒径より大きく、５〜１００μｍであることが好ましい。
本明細書において「平均結晶粒径」とは、金属材料の走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）による断面組織又は結晶粒界マップの画像データを画像解析ソフトを用いて処理し、対象となる結晶粒の面積を求め、求められた面積と同じ面積となる円の直径を粒径とし、所定サンプル数の粒径を求めて平均化した値をいう。
また、「断面面積率」とは、金属材料の断面中に占める対象組織領域の割合のことであり、例えば、微細粒組織領域１の断面面積率とは、金属材料の任意の断面について観察を行ったときの１視野において、微細粒組織領域１の面積を測定し、観察視野の面積に対する割合（％）を算出することによって得ることができる。
なお、上記「平均結晶粒径」及び「断面面積率」は、解析ソフト（オックスフォード・インストゥルメンツ株式会社製、商品名：ＥＢＳＤ分析ソフトウェア ＡＺｔｅｃＨＫＬ）を用いて求めた。
このような金属材料Ｍｆは、後述する本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法によって製造することができる。
〔金属材料の製造方法〕
次に、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法について説明する。
本実施形態に係る金属材料の製造方法は、
（１）実質的に単一の金属又は合金からなり、金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域とを含み、上記微細粒組織領域が、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされている金属材料を出発金属材料とし、
当該出発金属材料に塑性加工を施して、上記微細粒組織領域にひずみを偏在させる工程と、
（２）上記工程（１）で塑性変形された金属材料を加熱し、少なくとも上記微細結晶粒を再結晶させる工程と、を経る。
図２は、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法の一例を示す工程図である。
次に、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法について説明する。
本実施形態に係る金属材料の製造方法は、
（１）実質的に単一の金属又は合金からなり、金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、上記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域とを含み、上記微細粒組織領域が、上記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされている金属材料を出発金属材料とし、
当該出発金属材料に塑性加工を施して、上記微細粒組織領域にひずみを偏在させる工程と、
（２）上記工程（１）で塑性変形された金属材料を加熱し、少なくとも上記微細結晶粒を再結晶させる工程と、を経る。
図２は、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法の一例を示す工程図である。
上記製造方法では、まず、
（ａ）上述した所定の金属組織（調和組織）を有する出発金属材料を用意する。
上記出発金属材料は、例えば、下記方法で製造することができる。
図３は、図２に示した金属材料の製造方法で使用する出発金属材料の調製方法を示す図である。図４は、図３に示した出発金属材料の調製方法の各工程において変化する粉末粒子の結晶粒の状態を模式的に示す図である。
（ａ）上述した所定の金属組織（調和組織）を有する出発金属材料を用意する。
上記出発金属材料は、例えば、下記方法で製造することができる。
図３は、図２に示した金属材料の製造方法で使用する出発金属材料の調製方法を示す図である。図４は、図３に示した出発金属材料の調製方法の各工程において変化する粉末粒子の結晶粒の状態を模式的に示す図である。
図３に示すように、まず、単一の金属又は合金からなる粉末粒子１３と、ボール１４とをそれぞれ所定量に調整し、ボールミル装置１５の容器１５ａに投入する。そして、粉末粒子１３に対して、強加工処理としてのメカニカルミリング処理（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｍｉｌｌｉｎｇ：以下、ＭＭ処理ともいう）を行い、中間粒子１６（図４（ｂ）参照）を得る（ＭＭ処理工程）。
ＭＭ処理とは、金属製ボール等と共に被処理粉末を投入した容器を連続的に回転させることにより当該被処理粉末に対して繰り返し衝撃を加えることで強加工を行うことができる処理である。
ＭＭ処理によれば、被処理粉末の表面全体に対して均一に強加工を行うことができる。
ＭＭ処理とは、金属製ボール等と共に被処理粉末を投入した容器を連続的に回転させることにより当該被処理粉末に対して繰り返し衝撃を加えることで強加工を行うことができる処理である。
ＭＭ処理によれば、被処理粉末の表面全体に対して均一に強加工を行うことができる。
ＭＭ処理前の粉末粒子１３は、図４（ａ）に示すように、比較的粗大な結晶粒１７で構成されている。上記ＭＭ処理工程では、粉末粒子１３に対してＭＭ処理による強加工を行う。これによって、図４（ｂ）に示すように、粉末粒子１３の表面に微細な結晶粒である表面部微細結晶粒１８ａからなる表面部微細粒組織領域１８を形成することができる。
このＭＭ処理によって形成される表面部微細粒組織領域１８は、粉末粒子１３の表面全体に対して均一に形成される。
このＭＭ処理によって形成される表面部微細粒組織領域１８は、粉末粒子１３の表面全体に対して均一に形成される。
また、ＭＭ処理は、粉末粒子１３の中心部に存在する結晶粒１７に影響を与えることなく、表面近傍の結晶粒１７のみを微細化する。よって、ＭＭ処理によって得られる中間粒子１６は、表面に表面部微細粒組織領域１８を有し、かつ中心部に表面部微細結晶粒１８ａよりも粗大な結晶粒である粗大結晶粒１２ａによって構成される粗大粒組織領域１２を有している。
粉末粒子１３は、回転電極法や、アトマイズ法等によって製造された粉末である。
粉末粒子１３の平均粒子径は、原材料の種類や製法等によって異なるが、１００~４００μｍが好ましい。ＭＭ処理によって表面部微細粒組織領域１８を形成したときに、粗大粒組織領域１２の面積と表面部微細粒組織領域１８の面積との比率が良好になるからである。
粉末粒子１３の平均結晶粒径は、得られた出発金属材料に良好な延性を付与することができる観点から、１０μｍ以上が好ましく、３０μｍ以上がより好ましい。
粉末粒子１３の平均粒子径は、原材料の種類や製法等によって異なるが、１００~４００μｍが好ましい。ＭＭ処理によって表面部微細粒組織領域１８を形成したときに、粗大粒組織領域１２の面積と表面部微細粒組織領域１８の面積との比率が良好になるからである。
粉末粒子１３の平均結晶粒径は、得られた出発金属材料に良好な延性を付与することができる観点から、１０μｍ以上が好ましく、３０μｍ以上がより好ましい。
図３に戻って、ボール１４は、粉末粒子１３の表面に対して強加工を施すことができ、かつボール１４に由来する不純物の混入を抑制することができる材料からなるボールであればよい。ボール１４の材料としては特に限定されず、例えば、粉末粒子１３と同じ材料や、超硬合金、軸受鋼、クロム鋼、セラミックス等が挙げられる。
また、ボール１４の平均粒子径は、例えば、３〜１０ｍｍ程度である。
また、ボール１４の平均粒子径は、例えば、３〜１０ｍｍ程度である。
容器１５ａは、当該容器１５ａに由来する不純物の混入を抑制することができる材料からなるものであることが望ましい。このような材料としては、上述のボール１４の材料と同様の材料が挙げられる。
容器１５ａに投入される粉末粒子１３とボール１４との質量比率は、原材料の種類や、ボール１４の種類、大きさによって適宜決定すれば良く、例えば、粉末粒子／ボール＝１／１０〜１／２程度である。
容器１５ａに投入される粉末粒子１３とボール１４との質量比率は、原材料の種類や、ボール１４の種類、大きさによって適宜決定すれば良く、例えば、粉末粒子／ボール＝１／１０〜１／２程度である。
上記ＭＭ処理は、ボールミル装置１５の容器１５ａに、粉末粒子１３及びボール１４を投入し、その後、容器１５ａを密封した上でボールミル装置１５を回転させて行う。
上記ＭＭ処理は、遊星型のボールミル装置１５等を用いて行えばよい。その他の市販されているメカニカルアロイング装置等を用いて行ってもよい。
上記ＭＭ処理の処理時間や処理温度、処理雰囲気等は、粉末粒子１３に強加工を施すことができる条件であればよい。
上記ＭＭ処理は、遊星型のボールミル装置１５等を用いて行えばよい。その他の市販されているメカニカルアロイング装置等を用いて行ってもよい。
上記ＭＭ処理の処理時間や処理温度、処理雰囲気等は、粉末粒子１３に強加工を施すことができる条件であればよい。
上記ＭＭ処理の処理時間は特に限定されず、例えば、１０時間以上に設定される。
上記ＭＭ処理の処理温度は特に限定されず、例えば、室温（例えば、２０〜３０度）であってもよく、室温より高い温度であってもよい。
また、上記ＭＭ処理は、不活性ガス（例えば、アルゴンガス等）雰囲気で行うことが好ましい。
上記ＭＭ処理の処理温度は特に限定されず、例えば、室温（例えば、２０〜３０度）であってもよく、室温より高い温度であってもよい。
また、上記ＭＭ処理は、不活性ガス（例えば、アルゴンガス等）雰囲気で行うことが好ましい。
次に、得られた中間粒子１６を焼結する（焼結工程）。
この焼結工程は、例えば、放電プラズマ焼結装置等、従来公知の焼結装置を用いて行えばよい。
ここで、加熱温度（保持温度）や加圧力（保持圧力）、昇温速度や昇圧速度等は特に限定されず、中間粒子１６の原材料や寸法等を考慮して適宜選択すればよい。
ここでは、図４（ｃ）に示すように、中間粒子１６（図４（ｂ）参照）を焼結することで、各中間粒子１６表面の表面部微細粒組織領域１８同士を互いに結合させて出発金属材料Ｍｓを形成する。
このとき、出発金属材料Ｍｓの金属組織は、各中間粒子１６の表面部微細粒組織領域１８が互いに結合することで、網目状組織とされた微細粒組織領域１１が形成されている。
また、各中間粒子１６に含まれている粗大粒組織領域１２は、表面部微細粒組織領域１８が網目状組織の微細粒組織領域１１となることで、微細粒組織領域１１の網目内部に配置され、微細粒組織領域１１内に分散点在する。
この焼結工程は、例えば、放電プラズマ焼結装置等、従来公知の焼結装置を用いて行えばよい。
ここで、加熱温度（保持温度）や加圧力（保持圧力）、昇温速度や昇圧速度等は特に限定されず、中間粒子１６の原材料や寸法等を考慮して適宜選択すればよい。
ここでは、図４（ｃ）に示すように、中間粒子１６（図４（ｂ）参照）を焼結することで、各中間粒子１６表面の表面部微細粒組織領域１８同士を互いに結合させて出発金属材料Ｍｓを形成する。
このとき、出発金属材料Ｍｓの金属組織は、各中間粒子１６の表面部微細粒組織領域１８が互いに結合することで、網目状組織とされた微細粒組織領域１１が形成されている。
また、各中間粒子１６に含まれている粗大粒組織領域１２は、表面部微細粒組織領域１８が網目状組織の微細粒組織領域１１となることで、微細粒組織領域１１の網目内部に配置され、微細粒組織領域１１内に分散点在する。
このような工程を経ることによって、網目状組織とされた微細粒組織領域１１と、複数の粗大粒組織領域１２とを含み、複数の粗大粒組織領域１２が微細粒組織領域１１の網目内部に配置された調和組織を有する出発金属材料Ｍｓを得ることができる。
なお、ここまで説明した出発金属材料Ｍｓを製造する方法としては、例えば、特開２０１５−４８５００号公報に開示された方法等を採用することもできる。
（ｂ）次に、工程（ａ）で用意した出発金属材料Ｍｓに塑性加工を施す。
上記塑性加工としては特に限定されず、例えば、圧延加工、鍛造加工、押出し加工、引抜き加工、転造加工、プレス加工、せん断加工、曲げ加工、深絞り加工、へら絞り等が挙げられる。
このような塑性加工を行うことにより、出発金属材料Ｍｓにおける微細粒組織領域１１にひずみを偏在させることができる。これは、出発金属材料Ｍｓの金属組織が上述した調和組織を有しているからであり、このことは本願発明者の検証によって明らかとなっている。
上記塑性加工としては特に限定されず、例えば、圧延加工、鍛造加工、押出し加工、引抜き加工、転造加工、プレス加工、せん断加工、曲げ加工、深絞り加工、へら絞り等が挙げられる。
このような塑性加工を行うことにより、出発金属材料Ｍｓにおける微細粒組織領域１１にひずみを偏在させることができる。これは、出発金属材料Ｍｓの金属組織が上述した調和組織を有しているからであり、このことは本願発明者の検証によって明らかとなっている。
即ち、本願発明者は、調和組織を有する出発金属材料に塑性加工として５％の引張変形を施し、変形後におけるひずみの発生部分を確認した。
図５（ａ）は、変形前の出発金属材料の写真であり、（ｂ）は変形後の上記出発金属材料の写真であり、変形によりひずみが生じた部分が黒くなっている。
図５（ａ）、（ｂ）に示したように、調和組織を有する上記出発金属材料を変形させた場合、変形初期には微細粒組織領域に応力が集中し、この部分にひずみが偏在している。
図５（ａ）は、変形前の出発金属材料の写真であり、（ｂ）は変形後の上記出発金属材料の写真であり、変形によりひずみが生じた部分が黒くなっている。
図５（ａ）、（ｂ）に示したように、調和組織を有する上記出発金属材料を変形させた場合、変形初期には微細粒組織領域に応力が集中し、この部分にひずみが偏在している。
一方、均一な金属粒子を焼結して作製した金属材料に塑性加工として５％の引張変形を施し、変形後におけるひずみの発生部分を確認したところ、図６に示したように、各結晶粒の境界（結晶粒界）近傍が黒なっており、ひずみが広く、不均一に試料全体に分布していることが分かる。なお。図６（ａ）は、変形前の均一粒子の焼結体からなる金属材料の写真であり、（ｂ）は変形後の上記金属材料の写真であり、変形によりひずみが生じた部分が黒くなっている。
このように、調和組織を有する上記出発金属材料に塑性加工を施した場合には、微細粒組織領域にひずみを偏在させることができる。上記出発金属材料がこのような挙動を示すことは、本願発明者によって見出された新たな知見である。
上記塑性加工は冷間加工であることが好ましい。微細粒組織領域にひずみを偏在させるのにより適しているからである。
ここで、上記微細粒組織領域にひずみが偏在していることは、上記微細粒組織領域が上記調和組織内において選択的に強加工されたことを意味する。
上記塑性加工は冷間加工であることが好ましい。微細粒組織領域にひずみを偏在させるのにより適しているからである。
ここで、上記微細粒組織領域にひずみが偏在していることは、上記微細粒組織領域が上記調和組織内において選択的に強加工されたことを意味する。
本工程で、塑性加工を施す場合、その変形量は、塑性加工後の上記粗大粒組織領域の少なくとも１軸方向の長さ寸法が、塑性加工前の上記長さ寸法に対して２０〜９０％減少するような変形量であることが好ましい。上記変形量は５０〜９０％減少するような変形量であることがより好ましい。後の加熱工程を経て金属材料を製造した場合に、ある程度の延性（例えば、３０％以上の公称ひずみ）を確保しつつ、強度が充分に向上することになるからである。
ここで、各粗大粒組織領域の変形量の平均値は上記範囲内にあればよく、上記変形量の平均値は、無作為に抽出した所定サンプル数（例えば、５箇所）の変形量の平均値を算出すればよい。
ここで、各粗大粒組織領域の変形量の平均値は上記範囲内にあればよく、上記変形量の平均値は、無作為に抽出した所定サンプル数（例えば、５箇所）の変形量の平均値を算出すればよい。
本発明において、上記粗大粒組織領域の１軸方向とは、３次元形状の粗大粒組織領域で選択される任意の一方向をいう。
そのため、塑性加工が圧延加工である場合には、例えば、出発金属材料が圧縮される方向を上記１軸方向とすることができる。
また、後述する図７，８の例では、例えば、図中、上下方向を上記１軸方向とすることができる。
そのため、塑性加工が圧延加工である場合には、例えば、出発金属材料が圧縮される方向を上記１軸方向とすることができる。
また、後述する図７，８の例では、例えば、図中、上下方向を上記１軸方向とすることができる。
上記変形量となるような塑性加工として、例えば、圧延率９０％の圧延加工を行う場合には、塑性加工後の上記粗大粒組織領域の少なくとも１軸方向の長さ寸法は、塑性加工前の上記長さ寸法に対して９０％減少することとなる。
また、例えば、圧延率２０％の圧延加工を行う場合には、塑性加工後の上記粗大粒組織領域の少なくとも１軸方向の長さ寸法は、塑性加工前の上記長さ寸法に対して２０％減少することとなる。
また、例えば、圧延率２０％の圧延加工を行う場合には、塑性加工後の上記粗大粒組織領域の少なくとも１軸方向の長さ寸法は、塑性加工前の上記長さ寸法に対して２０％減少することとなる。
（ｃ）塑性変形された金属材料を加熱し、少なくとも上記微細結晶粒を再結晶させる。
本工程では、塑性変形された金属材料を加熱することによって、上記微細粒組織領域が粗大粒組織領域に対して先行して再結晶される。これは、再結晶が、強加工された部分ほど、より低温・より短時間で開始されるからである。既に説明した通り、本発明の実施形態では、微細粒組織領域が粗大粒組織領域よりも強加工されているため、上記微細粒組織領域が上記粗大粒組織領域に比べて優先的に再結晶される。
そして、微細粒組織領域に優先的な再結晶が生じることにより、微細粒組織領域を構成する結晶粒がより一層微細化され、当該微細粒組織領域が網目状組織で構成されているため、さらなる強度の向上が図られる。
また、網目状組織で構成された微細粒組織領域に、粗大粒組織領域が島状に分散点在しているため、延性が維持されている。
本工程では、上記微細結晶粒の再結晶が優先的に進行しつつ、上記粗大結晶粒の再結晶も併せて進行することが好ましい。粗大粒組織領域における結晶粒の微細化も図られ、全体としての強度の向上につながるからである。
なお、場合によっては、実質的に微細粒組織領域のみで結晶粒の再結晶が進行してもよい。
本工程では、塑性変形された金属材料を加熱することによって、上記微細粒組織領域が粗大粒組織領域に対して先行して再結晶される。これは、再結晶が、強加工された部分ほど、より低温・より短時間で開始されるからである。既に説明した通り、本発明の実施形態では、微細粒組織領域が粗大粒組織領域よりも強加工されているため、上記微細粒組織領域が上記粗大粒組織領域に比べて優先的に再結晶される。
そして、微細粒組織領域に優先的な再結晶が生じることにより、微細粒組織領域を構成する結晶粒がより一層微細化され、当該微細粒組織領域が網目状組織で構成されているため、さらなる強度の向上が図られる。
また、網目状組織で構成された微細粒組織領域に、粗大粒組織領域が島状に分散点在しているため、延性が維持されている。
本工程では、上記微細結晶粒の再結晶が優先的に進行しつつ、上記粗大結晶粒の再結晶も併せて進行することが好ましい。粗大粒組織領域における結晶粒の微細化も図られ、全体としての強度の向上につながるからである。
なお、場合によっては、実質的に微細粒組織領域のみで結晶粒の再結晶が進行してもよい。
本工程における加熱温度は出発金属材料の組成等にもよるため、一概には定めることができないが、出発金属材料の融点の４０〜９０％の温度であることが好ましい。
加熱温度が上記融点の４０％未満では、再結晶が全く又は充分に進行しない場合がある。一方、上記加熱温度の上限は、出発金属材料の融点未満であればよいが、当該出発金属材料を溶融させるおそれなく、確実に再結晶させる観点から９０％以下が好ましい。
上記加熱温度は、出発金属材料の融点の５０〜８０％の温度であることがより好ましい。
加熱温度が上記融点の４０％未満では、再結晶が全く又は充分に進行しない場合がある。一方、上記加熱温度の上限は、出発金属材料の融点未満であればよいが、当該出発金属材料を溶融させるおそれなく、確実に再結晶させる観点から９０％以下が好ましい。
上記加熱温度は、出発金属材料の融点の５０〜８０％の温度であることがより好ましい。
本工程における加熱時間は、６０秒間〜２時間であることが好ましい。
上記加熱時間が６０秒間未満では、再結晶が充分に進行しない場合がある。一方、上記加熱時間は、２時間もあれば充分に再結晶を進行させることができる。
上記加熱時間は、６０秒間〜１時間であることがより好ましい。
上記加熱時間が６０秒間未満では、再結晶が充分に進行しない場合がある。一方、上記加熱時間は、２時間もあれば充分に再結晶を進行させることができる。
上記加熱時間は、６０秒間〜１時間であることがより好ましい。
このような工程を経ることで、本発明の実施形態に係る金属材料を製造することができる。
本実施形態に係る金属材料の製造方法によって製造された金属材料は、出発金属材料における微細粒組織領域及び粗大粒組織領域のいずれもが再結晶によってより微細な結晶粒になり、特に微細粒組織領域の結晶粒は絶対値寸法の微細な結晶粒となっているため、三次元網目状に構成された微細粒組織領域の強度が向上している。そのうえで、粗大粒組織領域が分散点在する微細粒組織領域の網目状組織が維持されているので、上記金属材料は延性も確保されている。
つまり、本発明に実施形態に係る金属材料の製造方法によれば、所定の金属組織（調和組織）を有する金属材料を出発材料とし、この出発金属材料に塑性加工と加熱処理とをこの順序で施すことにより、延性が確保されるともに、強度の向上が図られた金属材料を製造することができる。
本実施形態に係る金属材料の製造方法によって製造された金属材料は、出発金属材料における微細粒組織領域及び粗大粒組織領域のいずれもが再結晶によってより微細な結晶粒になり、特に微細粒組織領域の結晶粒は絶対値寸法の微細な結晶粒となっているため、三次元網目状に構成された微細粒組織領域の強度が向上している。そのうえで、粗大粒組織領域が分散点在する微細粒組織領域の網目状組織が維持されているので、上記金属材料は延性も確保されている。
つまり、本発明に実施形態に係る金属材料の製造方法によれば、所定の金属組織（調和組織）を有する金属材料を出発材料とし、この出発金属材料に塑性加工と加熱処理とをこの順序で施すことにより、延性が確保されるともに、強度の向上が図られた金属材料を製造することができる。
本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法において、出発金属材料の金属種は上述した通り焼結冶金可能なものであれば特に限定されない。このような出発金属材料を用いることにより、既に説明した工程を経て、微細粒組織領域の再結晶が促進され、微細粒組織領域を構成する結晶粒がより一層微細化された金属材料を製造することができる。
加えて、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法では、出発金属材料として、ステンレス鋼やコバルトクロム合金のような、塑性加工を施すことにより、無拡散変態（マルテンサイト変態）を生じる材料を用いることが、下記の点でより好ましい。
加えて、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法では、出発金属材料として、ステンレス鋼やコバルトクロム合金のような、塑性加工を施すことにより、無拡散変態（マルテンサイト変態）を生じる材料を用いることが、下記の点でより好ましい。
上記出発金属材料として、塑性加工を施すことによりマルテンサイト変態を生じる材料を使用する場合には、マルテンサイト変態だけでも結晶粒の微細化が進行する。そのため、この場合には、出発金属材料に塑性加工を施した際に、微細粒組織領域に応力が集中し、この部分でマルテンサイト変態が集中的に生じ、その結果、微細粒組織領域における結晶粒の微細化が進行する。その後、本発明の実施形態では、塑性変形された金属材料を加熱するため、この加熱によって、マルテンサイト変態した部分が塑性加工前の結晶構造に戻る逆変態が進行し、この逆変態の際にも微細粒組織領域を構成する結晶粒の更なる微細化が進行する。
そのため、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法では、出発金属材料として塑性加工によりマルテンサイト変態を生じる材料を用いることが好ましく、このような材料を用いた場合には、既に説明した再結晶による結晶粒の微細化と、ここで説明した塑性加工によるマルテンサイト変態及び加熱によるその逆変態を経た結晶粒の微細化とがともに進行することになる。そのため、塑性加工を施すことによりマルテンサイト変態を生じる出発金属材料を使用することにより、強度の向上を図るのに適した微細粒組織領域における結晶粒の微細化をより促進することができる。
なお、塑性加工を施すことによりマルテンサイト変態を生じる材料を用いる場合、塑性加工を施した際にマルテンサイト変態する金属材料の割合は特に限定されないが、出発金属材料中に含まれる微細粒組織領域の割合と同程度であることが好ましい。また、塑性加工を施すことによるマルテンサイト変態は、塑性変形の量が少ない場合（例えば、圧延率で１０〜２０％）も進行する。
そのため、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法では、出発金属材料として塑性加工によりマルテンサイト変態を生じる材料を用いることが好ましく、このような材料を用いた場合には、既に説明した再結晶による結晶粒の微細化と、ここで説明した塑性加工によるマルテンサイト変態及び加熱によるその逆変態を経た結晶粒の微細化とがともに進行することになる。そのため、塑性加工を施すことによりマルテンサイト変態を生じる出発金属材料を使用することにより、強度の向上を図るのに適した微細粒組織領域における結晶粒の微細化をより促進することができる。
なお、塑性加工を施すことによりマルテンサイト変態を生じる材料を用いる場合、塑性加工を施した際にマルテンサイト変態する金属材料の割合は特に限定されないが、出発金属材料中に含まれる微細粒組織領域の割合と同程度であることが好ましい。また、塑性加工を施すことによるマルテンサイト変態は、塑性変形の量が少ない場合（例えば、圧延率で１０〜２０％）も進行する。
また、本発明の実施形態に係る金属材料の製造方法では、金属材料を塑性加工する工程と、塑性変形された金属材料を加熱する工程とを１セットとし、このセットを複数回繰り返して行ってもよい。これにより、得られた金属材料の強度が更に向上する場合もある。
次に、実施例などに基づいて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は、かかる実施例のみに限定されるものではない。
〔出発材料Ａ〜Ｄの作製〕
（１）出発材料Ａ
ＰＲＥＰ（Ｐｌａｓｍａ Ｒｏｔａｔｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ｐｒｏｃｅｓｓ、プラズマ回転電極法）で作製した平均粉末粒子径１２２μｍのＳＵＳ３０４Ｌ粉末とＳＵＳ３０４ボールとを粉末：ボール＝１：２（重量比）の割合でＳＵＳ３０４容器内にＡｒ雰囲気下で封入し、遊星型ボールミル装置を用いて、回転数２００ｒｐｍ、ミリング時間１８０ｋｓの条件でメカニカルミリング処理を施し、メカニカルミリング処理された粉末（以下、ＭＭ粉末）を作製した。
次に、ＭＭ粉末を放電プラズマ焼結（Ｓｐａｒｋ Ｐｌａｓｍａ Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ：ＳＰ）法により、圧力５０ＭＰａ、温度９５０℃、保持時間３．６ｋｓの条件で焼結し、調和組織からなる出発材料Ａを作製した。
（２）出発材料Ｂ
ＰＲＥＰで作製した平均粉末粒子径１２２μｍのＳＵＳ３０４Ｌ粉末をそのまま（メカニカルミリング加工を施すことなく）、出発材料Ａの作製と同様の条件で焼結し、均一組織からなる出発材料Ｂを作製した。
（１）出発材料Ａ
ＰＲＥＰ（Ｐｌａｓｍａ Ｒｏｔａｔｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ｐｒｏｃｅｓｓ、プラズマ回転電極法）で作製した平均粉末粒子径１２２μｍのＳＵＳ３０４Ｌ粉末とＳＵＳ３０４ボールとを粉末：ボール＝１：２（重量比）の割合でＳＵＳ３０４容器内にＡｒ雰囲気下で封入し、遊星型ボールミル装置を用いて、回転数２００ｒｐｍ、ミリング時間１８０ｋｓの条件でメカニカルミリング処理を施し、メカニカルミリング処理された粉末（以下、ＭＭ粉末）を作製した。
次に、ＭＭ粉末を放電プラズマ焼結（Ｓｐａｒｋ Ｐｌａｓｍａ Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ：ＳＰ）法により、圧力５０ＭＰａ、温度９５０℃、保持時間３．６ｋｓの条件で焼結し、調和組織からなる出発材料Ａを作製した。
（２）出発材料Ｂ
ＰＲＥＰで作製した平均粉末粒子径１２２μｍのＳＵＳ３０４Ｌ粉末をそのまま（メカニカルミリング加工を施すことなく）、出発材料Ａの作製と同様の条件で焼結し、均一組織からなる出発材料Ｂを作製した。
（３）出発材料Ｃ
平均粉末粒子径１５０μｍの純銅粉末と純銅ボールとを粉末：ボール＝１：２（重量比）の割合でＳＵＳ３０４容器内にＡｒ雰囲気下で封入し、遊星型ボールミル装置を用いて、回転数１５０ｒｐｍ、ミリング時間５４ｋｓの条件でメカニカルミリング加工を施し、ＭＭ処理された粉末を作製した。
次に、ＭＭ粉末を放電プラズマ焼結法により、圧力１００ＭＰａ、温度６００℃、保持時間３．６ｋｓ（１ｈｒ）の条件で焼結し、調和組織からなる出発材料Ｃを作製した。
（４）出発材料Ｄ
平均粉末粒子径１５０μｍの純銅粉末をそのまま（メカニカルミリング加工を施すことなく）、出発材料Ｃの作製と同様の条件で焼結し、均一組織からなる出発材料Ｄを作製した。
平均粉末粒子径１５０μｍの純銅粉末と純銅ボールとを粉末：ボール＝１：２（重量比）の割合でＳＵＳ３０４容器内にＡｒ雰囲気下で封入し、遊星型ボールミル装置を用いて、回転数１５０ｒｐｍ、ミリング時間５４ｋｓの条件でメカニカルミリング加工を施し、ＭＭ処理された粉末を作製した。
次に、ＭＭ粉末を放電プラズマ焼結法により、圧力１００ＭＰａ、温度６００℃、保持時間３．６ｋｓ（１ｈｒ）の条件で焼結し、調和組織からなる出発材料Ｃを作製した。
（４）出発材料Ｄ
平均粉末粒子径１５０μｍの純銅粉末をそのまま（メカニカルミリング加工を施すことなく）、出発材料Ｃの作製と同様の条件で焼結し、均一組織からなる出発材料Ｄを作製した。
（実施例１）
出発材料Ａに圧延率５０％の圧延加工を施し、その後、処理温度８００℃、保持時間３０分間の条件で熱処理を施して、金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片の組織観察をＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により行った。結果を図７に示した。
また、作製した試験片に対する引張試験を、初期ひずみ速度５．６×１０−４／ｓの条件で行った。結果を図９に示した。
出発材料Ａに圧延率５０％の圧延加工を施し、その後、処理温度８００℃、保持時間３０分間の条件で熱処理を施して、金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片の組織観察をＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により行った。結果を図７に示した。
また、作製した試験片に対する引張試験を、初期ひずみ速度５．６×１０−４／ｓの条件で行った。結果を図９に示した。
図７に示したように、実施例１の試験片では、金属組織が、微細粒組織領域と粗大粒組織領域とを含み、微細粒組織領域が複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在した網目状組織である調和組織となっていた。また、粗大粒組織領域は塑性変形した組織であった。更に、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒は、いずれも再結晶により微細化された結晶粒であった。
そして、微細粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ１．２μｍであり、粗大粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ２５．４μｍであった。下記比較例１の結果との対比から、実施例１では、微細粒組織領域の結晶粒及び粗大粒組織領域の結晶粒のそれぞれが微細化された結晶粒であることが明らかとなった。
そして、微細粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ１．２μｍであり、粗大粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ２５．４μｍであった。下記比較例１の結果との対比から、実施例１では、微細粒組織領域の結晶粒及び粗大粒組織領域の結晶粒のそれぞれが微細化された結晶粒であることが明らかとなった。
（比較例１）
出発材料Ａを本比較例における金属材料の試験片とした。
この試験片の組織観察を実施例１と同様、ＳＥＭ／ＥＢＳＤにより行った。結果を図８に示した。
また、実施例１と同様にして試験片に対する引張試験を行った。結果を図９に示した。
図８に示した通り、出発材料Ａの金属組織は、調和組織となっていた。そして、微細粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ２．５μｍであり、粗大粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ３３．５μｍであった。
出発材料Ａを本比較例における金属材料の試験片とした。
この試験片の組織観察を実施例１と同様、ＳＥＭ／ＥＢＳＤにより行った。結果を図８に示した。
また、実施例１と同様にして試験片に対する引張試験を行った。結果を図９に示した。
図８に示した通り、出発材料Ａの金属組織は、調和組織となっていた。そして、微細粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ２．５μｍであり、粗大粒組織領域の平均結晶粒径を算出したところ３３．５μｍであった。
（比較例２）
出発材料Ｂを本比較例における金属材料の試験片とした。
この試験片に対する引張試験を実施例１と同様にして行った。結果を図９に示した。
出発材料Ｂを本比較例における金属材料の試験片とした。
この試験片に対する引張試験を実施例１と同様にして行った。結果を図９に示した。
（評価）
実施例１、比較例１、２のそれぞれの金属材料について、０．２％耐力（ＭＰａ）、最大引張強度（ＭＰａ）、均一伸び（％）及び全伸び（％）をそれぞれ測定した。結果を表１に示した。
各特性の測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行った。
なお、０．２％耐力は、応力−ひずみ線図における弾性域終了後のひずみ０．２％相当での応力として測定した。また、その測定方向は、圧延方向とした。
実施例１、比較例１、２のそれぞれの金属材料について、０．２％耐力（ＭＰａ）、最大引張強度（ＭＰａ）、均一伸び（％）及び全伸び（％）をそれぞれ測定した。結果を表１に示した。
各特性の測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行った。
なお、０．２％耐力は、応力−ひずみ線図における弾性域終了後のひずみ０．２％相当での応力として測定した。また、その測定方向は、圧延方向とした。
また、実施例１で試験片を作製する際の各工程（圧延加工前、圧延加工後・加熱前、及び、加熱後）における微細粒組織領域のＸ線回析データを取得した。結果を図１０に示した。
図１０に示したように、ＳＵＳ３０４Ｌからなる出発金属材料を用いて、本発明の実施形態に係る手法で金属材料を製造した場合には、圧延加工によってマルテンサイト変態が生じてその際に結晶粒が微細化し、更に加熱処理によって逆変態が生じてその際も結晶粒が微細化することが明らかとなった。
図１０に示したように、ＳＵＳ３０４Ｌからなる出発金属材料を用いて、本発明の実施形態に係る手法で金属材料を製造した場合には、圧延加工によってマルテンサイト変態が生じてその際に結晶粒が微細化し、更に加熱処理によって逆変態が生じてその際も結晶粒が微細化することが明らかとなった。
（実施例２）
圧延加工後の熱処理条件を、処理温度９５０℃、保持時間６０分間に変更した以外は、実施例１と同様にして金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片の組織観察をＳＥＭ／ＥＢＳＤにより行った。結果を図１１（ａ）に示した。
図１１（ａ）に示したように、実施例２の試験片における金属組織は、調和組織となっていた。
また、実施例２の試験片において、粗大粒組織領域は塑性変形した組織であった。更に、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒は、いずれも再結晶により微細化された結晶粒であった。
圧延加工後の熱処理条件を、処理温度９５０℃、保持時間６０分間に変更した以外は、実施例１と同様にして金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片の組織観察をＳＥＭ／ＥＢＳＤにより行った。結果を図１１（ａ）に示した。
図１１（ａ）に示したように、実施例２の試験片における金属組織は、調和組織となっていた。
また、実施例２の試験片において、粗大粒組織領域は塑性変形した組織であった。更に、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒は、いずれも再結晶により微細化された結晶粒であった。
（実施例３）
圧延加工後の熱処理条件を、処理温度１１００℃、保持時間６０分間に変更した以外は、実施例１と同様にして金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片の組織観察をＳＥＭ／ＥＢＳＤにより行った。結果を図１１（ｂ）に示した。
図１１（ｂ）に示したように、実施例３の試験片における金属組織は、調和組織となっていた。
また、実施例３の試験片において、粗大粒組織領域は塑性変形した組織であった。更に、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒は、いずれも再結晶により微細化された結晶粒であった。
圧延加工後の熱処理条件を、処理温度１１００℃、保持時間６０分間に変更した以外は、実施例１と同様にして金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片の組織観察をＳＥＭ／ＥＢＳＤにより行った。結果を図１１（ｂ）に示した。
図１１（ｂ）に示したように、実施例３の試験片における金属組織は、調和組織となっていた。
また、実施例３の試験片において、粗大粒組織領域は塑性変形した組織であった。更に、微細粒組織領域及び粗大粒組織領域を構成する結晶粒は、いずれも再結晶により微細化された結晶粒であった。
（実施例４）
出発材料Ｃに圧延率５０％の圧延加工を施し、その後、処理温度４００℃、保持時間３０分間の条件で熱処理を施して、金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片に対する引張試験を、初期ひずみ速度５．６×１０−４／ｓの条件で行った。結果を図１２に示した。
出発材料Ｃに圧延率５０％の圧延加工を施し、その後、処理温度４００℃、保持時間３０分間の条件で熱処理を施して、金属材料の試験片を作製した。
作製した試験片に対する引張試験を、初期ひずみ速度５．６×１０−４／ｓの条件で行った。結果を図１２に示した。
（比較例３）
出発材料Ｃを本比較例における金属材料の試験片とした。
実施例４と同様にして試験片に対する引張試験を行った。結果を図１２に示した。
出発材料Ｃを本比較例における金属材料の試験片とした。
実施例４と同様にして試験片に対する引張試験を行った。結果を図１２に示した。
（比較例４）
出発材料Ｄを本比較例における金属材料の試験片とした。
実施例４と同様にして試験片に対する引張試験を行った。結果を図１２に示した。
出発材料Ｄを本比較例における金属材料の試験片とした。
実施例４と同様にして試験片に対する引張試験を行った。結果を図１２に示した。
（評価）
実施例４、比較例３、４のそれぞれの金属材料について、０．２％耐力（ＭＰａ）、最大引張強度（ＭＰａ）、均一伸び（％）及び全伸び（％）をそれぞれ測定した。結果を表２に示した。
実施例４、比較例３、４のそれぞれの金属材料について、０．２％耐力（ＭＰａ）、最大引張強度（ＭＰａ）、均一伸び（％）及び全伸び（％）をそれぞれ測定した。結果を表２に示した。
１ 微細粒組織領域
１ａ 微細結晶粒
２ 粗大粒組織領域
２ａ 粗大結晶粒
１０ 金属材料
１１ 微細粒組織領域
１２ 粗大粒組織領域
１３ 粉末粒子
１６ 中間粒子
１７ 結晶粒
１８ 表面部微細粒組織領域
１８ａ 表面部微細結晶粒
Ｍｓ 出発金属材料
Ｍｆ 金属材料
１ａ 微細結晶粒
２ 粗大粒組織領域
２ａ 粗大結晶粒
１０ 金属材料
１１ 微細粒組織領域
１２ 粗大粒組織領域
１３ 粉末粒子
１６ 中間粒子
１７ 結晶粒
１８ 表面部微細粒組織領域
１８ａ 表面部微細結晶粒
Ｍｓ 出発金属材料
Ｍｆ 金属材料
Claims (6)
- （１）単一の金属又は合金からなる粉末粒子に強加工処理を施すことによって得られる中間粒子を焼結して得られる、金属組織が、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域とを含み、前記微細粒組織領域が、前記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされている金属材料を出発金属材料とし、
当該出発金属材料に塑性加工を施して、前記粗大粒組織領域より前記微細粒組織領域にひずみを偏在させるよう前記微細粒組織領域を前記出発金属材料内において選択的に強加工する工程と、
（２）前記工程（１）で塑性変形された金属材料を加熱し、前記微細粒組織領域を前記粗大粒組織領域に対して先行して再結晶させることで前記微細結晶粒を結晶粒微細化する工程と、
を経る金属材料の製造方法。 - 前記工程（１）の塑性加工は、塑性加工後の前記粗大粒組織領域の少なくとも１軸方向の長さ寸法が、塑性加工前の上記長さ寸法に対して２０〜９０％減少するように加工する請求項１に記載の金属材料の製造方法。
- 前記工程（２）における加熱温度は、前記出発金属材料の融点の４０〜９０％の温度である請求項１又は２に記載の金属材料の製造方法。
- 前記工程（２）における加熱時間は、１０分間〜２時間である請求項１〜３のいずれか一項に記載の金属材料の製造方法。
- 単一の金属又は合金からなる粉末粒子に強加工処理を施すことによって得られる中間粒子を焼結して得られる金属材料であって、
前記金属材料の金属組織が、
微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、前記微細結晶粒の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域と、を含み、
前記微細粒組織領域は、前記複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされ、
前記微細結晶粒は、前記粗大結晶粒より優先的に微細化されている再結晶粒子である金属材料。 - 前記単一の金属又は合金は、純銅、又は、ステンレス鋼である請求項５に記載の金属材料。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2017037636A JP6871600B2 (ja) | 2017-02-28 | 2017-02-28 | 金属材料の製造方法、及び、金属材料 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP2017037636A JP6871600B2 (ja) | 2017-02-28 | 2017-02-28 | 金属材料の製造方法、及び、金属材料 |
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|---|---|
| JP2018141223A JP2018141223A (ja) | 2018-09-13 |
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