金属材料的强度、硬度，如Hall-Petch关系式所示，随着晶体粒径D的 减小而增大，这种强度与晶体粒径间的依存关系，即使是纳米级的晶体粒径， 即D在50～100nm左右，仍然成立，因此将晶体粒径超微细化到纳米的尺度， 是金属材料强化的最重要的手段之一。此外，专业杂志也指出，若将D超微 细化而达到几个纳米的程度，则显现超塑性。
进而，也有报道，铁、钴、镍等磁性元素，与晶体粒径D在微米级的范 围的情况不同，在纳米级的晶粒范围随着D的变小，矫顽力下降，软磁特性 提高。
但是，以溶解法制造的多数金属材料的晶体粒径D，一般是几个微米到 数十微米，通过后处理很难使D达到纳米级。例如，作为钢的晶粒微细化的 重要手段的控制轧制，能够达到的晶体粒径的下限是4～5μm左右而已。也就 是说，使用通常的方法无法获得粒径微细化到纳米级的材料。
例如，可以作为耐热材料、超硬材料使用的Ni3Al、Co3Ti、Ni3(Si、Ti)、 TiAl等金属间化合物和Al2O3、ZrO2、TiC、Cr3C2、TiN、TiB2等氧化物或非 氧化物系的陶瓷等，都是由于脆性，室温下一般难于进行塑性加工，利用其 在较高的温度区间的超塑性进行加工成形就变得尤为重要。
然而，为了实现超塑性，有必要将晶体的粒径微细化以达到纳米级或者 接近纳米的数量级，但是能够满足这些成形加工的超微精细粉末还未见提供。
在与作为典型的奥氏体不锈钢的SUS304的组成相当的铬镍系奥氏体不 锈钢中，加入例如为0.9％(质量)的氮而形成的高氮不锈钢，其屈服强度约增 加到SUS304不锈钢的3倍，而且破坏韧性也未随之降低，并且在耐腐蚀性 方面，耐点蚀能力大幅提高、应力腐蚀的敏感性也显著下降。还有，由于氮 是极强的奥氏体稳定化元素，不仅可以取代价格昂贵的镍而不损失上述强度、 耐蚀性等性能，而且还具有能抑制在极冷加工条件下引起的马氏体转变等优 良特性。
氮的这种效果，同样也表现在铬锰系的奥氏体不锈钢中。因此，高氮含 量的铬镍和铬锰奥氏体不锈钢，近年来作为新一代的有希望的材料而深受关 注。
过去，含氮达0.1～2％(质量)左右的高N奥氏体钢，一般通过氮气气氛 中熔化—凝固法、氮气气氛中高温固体扩散—烧结法等制造。这些方法中， 由于为了达到目标的氮的高浓度必须升高反应气氛中氮气的压力，因而存在 高温高压操作上和安全上的隐患。
一般的钢铁材料，包括奥氏体不锈钢，与其他金属一样，晶粒细化可以 极大地提高强度(硬度)。对于高含氮奥氏体钢，各种旨在晶粒微细化的改善 研究也在不断地进行中。但这些方法很难达到纳米级的晶体粒径，尽管可以 得到数十微米的结晶粒组织的高含氮奥氏体钢，仍未见满足要求的结径粒超 细微化材料。
另一方面，就作为支持下一代大型技术(磁悬浮列车、超导应用技术等 周边技术)的钢种而备受瞩目的高锰奥氏体钢而言，与铬锰系、铬镍系奥氏 体钢一样，也未见具有纳米级的结晶粒组织的材料。

本发明，为了解决上述问题，进行了如下的发明：
就基本来说，本发明中使用球磨机等对元素状态的金属粉末单体、或者 在其中混合添加其他元素等而得到的混合粉末进行机械研磨(MM)或者机 械合金化(MA)处理，以及对由此得到的晶体粉末进行固化成形处理，从而 提供具有高强度和超硬度的基体材料，其强度和硬度接近于当晶体粒径微细 化到纳米级时所能达到的极限值。进而，对于铁、钴、镍等磁性元素，通过 将其结晶粒细化到纳米级，从而可以提供显示更优异软磁性的新型材料。
本发明提供超硬度、高韧性并具有优异耐蚀性(耐点蚀性)的非磁性高 含氮纳米晶体的奥氏体钢材料的新型制造方法，其包括：首先，使用球磨机 等，对铁、和钴、镍、锰或者碳等元素状的混合粉末，连同作为氮源的物质 一起，进行机械合金化(MA)处理，从而得到纳米晶体奥氏体钢的细微粉末； 然后对上述纳米晶体奥氏体钢的细微粉末进行固化成形处理，从而得到固溶 型氮含量在0.1～2.0％(质量)、优选是在0.3～1.0％(质量)，尤其优选是0.4～ 0.9％(质量)的非磁性高含氮纳米晶体的奥氏体钢材料。
此外，通过采用和上述一样的MA处理—固化成形技术，本发明还提供 具有纳米级结晶组织的高锰奥氏体钢材料。
本发明提供具有以下构成的奥氏体钢基体材料及其制造方法或用途：
(1)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材 料，其特征在于：是由含0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集 合体构成的奥氏体钢基体材料，在上述各纳米晶粒的晶粒之间(晶粒和晶粒 之间)或者晶粒内部、或者晶粒之间和晶粒内部存在作为抑制晶粒生长的物 质的金属或半金属的氧化物。
(2)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材 料，其特征在于：是由含0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集 合体构成的奥氏体钢基体材料，在上述各纳米晶体的晶粒之间(晶粒和晶粒 之间)或者晶粒内部、或者晶粒之间和晶粒内部存在作为抑制晶粒生长的物 质的金属或半金属的氮化物。
(3)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材 料，其特征在于：是由含0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集 合体构成的奥氏体钢基体材料，在上述各纳米晶体的晶粒之间(晶粒和晶粒 之间)或者晶粒内部、或者晶粒之间和晶粒内部存在作为抑制晶粒生长的物 质的金属或半金属的碳化物。
(4)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材 料，其特征在于：是由含0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集 合体构成的奥氏体钢基体材料，在上述各纳米晶体的晶粒之间(晶粒和晶粒 之间)或者晶粒内部、或者晶粒之间和晶粒内部存在作为抑制晶粒生长的物 质的金属或半金属的硅化物。
(5)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材 料，其特征在于：是由含0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集 合体构成的奥氏体钢基体材料，在上述各纳米晶体的晶粒之间(晶粒和晶粒 之间)或者晶粒内部、或者晶粒之间和晶粒内部存在作为抑制晶粒生长的物 质的金属或半金属的硼化物。
(6)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材 料，其特征在于：是由含0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集 合体构成的奥氏体钢基体材料，在上述各纳米晶体的晶粒之间(晶粒和晶粒 之间)或者晶粒内部、或者晶粒之间和晶粒内部存在作为抑制晶粒生长的物 质的选自(1)金属或半金属的氧化物、(2)金属或半金属的氮化物、(3)金 属或半金属的碳化物、(4)金属或半金属的硅化物、(5)金属或半金属的硼 化物中的两种或两种以上的物质。
(7)根据上述(1)～(6)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和具 有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：在由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料的构成 组织中，铁素体晶粒的含量不到50％。
(8)根据上述(1)～(7)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和具 有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：在由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料的构成 组织中，氮的含量为0.1～5.0％(质量)。
对上述的纳米晶体奥氏体钢基体材料中氮的含量为0.1～5.0％(质量)给 予说明：对于相同的基体材料而言，氮含量低于0.1％(质量)时，其对硬度 增加的作用很小，氮含量在0.1～5.0％(质量)的范围内，硬度随着氮含量的 升高而上升。
但是，氮含量大于5.0％(质量)时，不能再产生基体材料的硬度的大幅 增加，反而韧性大幅下降。
对构成纳米晶体奥氏体钢基体材料的奥氏体纳米晶粒，固溶型氮的含量 在0.1～2.0％(质量)时的优越性给予说明：固溶型氮的含量在0.1～2.0％(质 量)范围内，大多数的氮有效固溶入奥氏体晶粒的基体(matrix)中，随着氮 的浓度增加，该材料不仅硬度、强度大幅增加，特别是后述的氮含量0.1～ 0.9％(质量)的范围内时，可以得到极大韧性的纳米奥氏体钢基体材料。
(9)根据上述(1)、(6)或(7)项中任一项中所记载的超硬度、高韧 性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含0.1～ 2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体纳米晶粒、或者该晶粒的集合体构成的奥氏 体基体材料，含有以金属或半金属的氧化物形式存在的0.01～1.0％(质量) 的氧。
(10)根据上述(2)、(6)、(7)或(8)项中任一项中所记载的超硬度、 高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含 0.1～2.0％(质量)固溶型氮的奥氏体晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料， 含有1～30％(质量)的氮化合物。
(11)根据上述(1)～(10)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和 具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料，在其固化 成形过程中，为了防止脱氮的发生，含有比铁更具有和氮的化学亲和力的铌、 钽、锰、铬等氮亲和性金属元素。
(12)根据上述(1)～(11)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和 具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料的钢形成成 分和配合组成为：Cr：12～30％(质量)，Ni：0～20％(质量)，Mn：0～30％ (质量)，N：0.1～5.0％(质量)，C：0.02～1.0％(质量)，其余为Fe。
(13)根据上述(1)～(9)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和 具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体晶粒的集合体构成的奥氏体钢基体材料的钢形成 成分和配合组成为：Cr：12～30％(质量)，Ni：0～20％(质量)，Mn：0～ 30％(质量)，N(化合物形式)：小于等于30％(质量)，C：0.01～1.0％(质 量)，其余为Fe。
(14)根据上述(1)～(11)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和 具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料的钢形成成 分和配合组成为：Mn：4～40％(质量)，N：0.1～5.0％(质量)，C：0.1～2.0％ (质量)，Cr：3～10％(质量)，其余为Fe。
(15)根据上述(1)～(11)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和 具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：由含0.1～2.0％ (质量)固溶型氮的奥氏体晶粒的集合体构成的奥氏体基体材料的钢形成成 分和配合组成为：Mn：4～40％(质量)，N(化合物形式)：小于等于30％(质 量)，C：0.1～2.0％(质量)，Cr：3～10％(质量)，其余为Fe。
(16)根据上述(1)～(15)项中任一项中所记载的超硬度、高韧性和 具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料，其特征在于：含0.1～2.0％(质 量)固溶型氮的奥氏体晶粒是通过使用球磨机等的机械合金化方法而制备。
(17)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体 材料，其特征在于：上述(1)～(16)项中的任一项中所记载的纳米晶体奥 氏体钢基体材料，由含有0.3～1.0％(质量)的固溶型氮且晶体粒径在50～ 1000nm的奥氏体纳米晶粒的集合体构成。
(18)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体 材料，其特征在于：上述(1)～(16)项中的任一项中所记载的纳米晶体奥 氏体钢基体材料，由含有0.4～0.9％(质量)的固溶型氮且晶体粒径在75～ 500nm的奥氏体纳米晶粒的集合体构成。
(19)一种超硬度、高韧性和具有优异耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体 材料，其特征在于：上述(1)～(16)项中的任一项中所记载的纳米晶体奥 氏体钢基体材料，由含有0.4～0.9％(质量)的固溶型氮且晶体粒径在100～ 300nm的奥氏体纳米晶粒的集合体构成。
针对上述的构成纳米晶体奥氏体钢基体材料的奥氏体纳米晶粒优选含有 固溶型的氮0.3～1.0％(质量)、尤其优选0.4～0.9％(质量)的优点给与说明： 固溶型氮在低于0.3％的含量时，不能大幅度增加该材料的硬度；大于1.0％ 时，相同材料的硬度增加但韧性不增加，在0.3～1.0％(质量)、特别在0.4～ 0.9％(质量)时，可以同时具备非常高的硬度和非常高的韧性。
针对上述的构成纳米晶体奥氏体钢基体材料的奥氏体纳米晶粒，其纳米 晶粒的直径为50～1000nm、更优选为75～500nm、尤其优选为100～300nm 原因给与说明：小于50nm时，在纳米晶粒内部作为塑性变形媒介的位错的 密度变得非常低，基体材料的塑性加工难以进行，用作实用材料的话就存在 问题。另一方面，如果大于1000nm，位错密度大幅增加使得塑性加工非常容 易，耐力(强度)的下降却无法回避。如果构成基体材料的纳米奥氏体晶粒 的直径为50～1000nm，优选为75～500nm，更优选为100～300nm，则可以 得到高强度、易于塑性加工的理想的奥氏体钢基体材料。
如果不要求极端的高强度的话，将固化成型后的基体材料的退火温度提 高到1200～1250℃左右时，可以容易地在更短时间内制造即使是熔融法也不 易得到的晶粒尺寸在5000nm(5μm)左右、或者更大的晶粒的奥氏体钢基 体材料。
(20)一种纳米晶体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：铁和 铬、镍、锰或者碳等奥氏体钢形成成分的各自微粉末，和作为氮源的物质相 互混合，采用使用球磨机等的机械合金化(MA)的方法，在获得高氮含量纳 米晶体奥氏体钢的微粉末后，通过选自(1)轧制、(2)放电等离子烧结、(3) 挤压成型、(4)等压热烧结(HIP)、(5)等压冷压成形(CIP)、(6)冷压成 形、(7)热压、(8)锻造或者(9)模锻中的1种或2种或2种以上的组合的 手段对该奥氏体钢的微粉末进行固化成形、或者爆炸成形等固化成形处理， 从而形成由含有固溶型氮0.1～2.0％(质量)的奥氏体纳米晶粒的集合体所构 成的超硬度、高韧性并具有优异耐蚀性的奥氏体钢基体材料。
(21)一种纳米晶体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：铁和 铬、镍、锰或者碳等奥氏体钢形成成分的各自微粉末，和作为氮源的物质相 互混合，采用使用球磨机等的机械合金化(MA)的方法，在获得高氮浓度的 纳米晶体的奥氏体钢的微粉末后，在空气中或者氧化抑制性气氛中或者真空 中，通过选自(1)轧制、(2)放电等离子烧结、(3)挤压成型、(4)等压热 烧结(HIP)、(5)热压、(6)锻造或者(7)模锻中的1种或2种或2种以上 的组合的手段对该奥氏体钢的微粉末进行热固化、或者爆炸成形等固化成形 处理，然后骤冷，从而形成含有固溶型氮0.1～2.0％(质量)的奥氏体纳米晶 粒的集合体所构成的超硬度、高韧性并具有优异耐蚀性的奥氏体钢基体材料。
(22)一种纳米晶体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：铁和 铬、镍、锰或者碳等奥氏体钢形成成分的各自微粉末，和作为氮源的物质相 互混合，采用使用球磨机等的机械合金化(MA)的方法，在获得高氮浓度的 纳米晶体的奥氏体钢的微粉末后，在真空中或者氧化抑制性气氛中，通过放 电等离子烧结对该奥氏体钢的微粉末进行固化处理，得到由固溶型氮的含量 为0.3～1.0％(质量)、尤其优选为0.4～0.9％(质量)，纳米晶粒的直径为50～ 1000nm，优选为75～500nm，特别优选为100～300nm的奥氏体纳米晶粒的 集合体所构成的超硬度、高韧性并具有优异耐蚀性的奥氏体钢基体材料。
(23)一种纳米晶体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：铁和 铬、镍、锰或者碳等奥氏体钢的形成成分的各自微粉末，和作为氮源的物质 相互混合，采用使用球磨机等的机械合金化(MA)的方法，在获得高氮浓度 的纳米晶体的奥氏体钢的微粉末后，在真空中或者氧化抑制性气氛中，通过 放电等离子烧结对该奥氏体钢的微粉末进行固化处理，然后进行轧制加工处 理，骤冷，从而得到固溶型的氮的含量为0.3～1.0％(质量)、尤其优选为0.4～ 0.9％(质量)，纳米晶粒的直径为50～1000nm，优选为75～500nm，尤其优 选为100～300nm的奥氏体纳米晶粒的集合体所构成的超硬度、高韧性并具 有优异耐蚀性的奥氏体钢基体材料。
(24)一种纳米晶体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：上述 (20)或者(22)项中所记载的固化成形体，在800～1200C的温度退火小于 等于60分钟，然后进行骤冷处理。
(25)一种纳米晶体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：上述 (21)或者(23)项中所记载的骤冷后形成的成型体，在800～1200℃的温度 退火小于等于60分钟，然后进行骤冷处理。
(26)根据上述(20)～(25)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：成为氮源的物质，选自N2气、NH3气、 氮化铁、氮化铬或者氮化锰中1种或2种或2种以上。
(27)根据上述(20)～(26)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：实施机械合金化的气氛为，(1)氩气等 的惰性气体、(2)N2气、(3)NH3气中选择的任意1种，或者(1)～(3) 中选择2种或2种以上的混合气体的气氛。
(28)根据上述(20)～(27)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：实施机械合金化的气氛为，加入了一些 还原性物质，例如H2气的气氛。
(29)根据上述(20)～(26)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：实施机械合金化的气氛为真空，或者其 中加入了一些还原性气体，例如H2气的真空，或者还原性气氛。
(30)根据上述(20)～(29)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：铁和铬、镍、锰或者碳等奥氏体钢的形 成成分的各自微粉末，与1～10体积％的AlN、NbN、Cr2N等的金属氮化物， 或者0.5～10％(质量)的与铁相比与氮的化学亲和力更大的铌、钽、锰、铬、 钨、钼等氮亲和性金属或钴，与作为氮源的物质一起混合，在机械合金化(MA) 过程及机械合金化(MA)处理粉末的固化成形过程中，使上述添加的氮化物 分散，使上述金属元素或其氮化物、碳氮化物等析出、分散，从而得到超硬 度、高韧性并具有优异耐蚀性的奥氏体钢基体材料。
(31)根据上述(20)～(30)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：铁和铬、镍、锰、或者碳等奥氏体钢的 形成成分的各自微粉末，和AlN、NbN、TaN、Si3N4、TiN等金属氮化物形成 的粒子分散剂1～10体积％，与作为氮源的物质一起混合，再通过在机械合 金化过程(MA)中，促进纳米级的晶粒的进一步微细化，以及抑制机械合金 化处理的粉末在固化成形过程中晶粒的粗大化，从而得到超硬度、高韧性并 具有优异耐蚀性的奥氏体钢基体材料。
(32)根据上述(20)～(29)项或者(31)中任一项所记载的纳米晶 体奥氏体钢基体材料的制造方法，其特征在于：以铁和锰以及碳为主体的高 锰碳素钢类型的奥氏体钢的形成成分的各微粉末，与作为氮源的氮化铁等金 属氮化物微粉末混合，在氩气等惰性气体中，或者真空中或者加入了一些H2 气等还原性物质的真空中，或者还原性气氛中，通过机械合金化，制得由Mn： 4～40％(质量)、N：0.1～5.0％(质量)、C：0.1～2.0％(质量)、Cr：3.0～ 10.0％(质量)、其他为铁所构成的纳米晶体奥氏体钢的粉末之后，将该奥氏 体钢粉末进行包套轧制、放电等离子烧结、挤压成型等热固化成形或者爆炸 成形等固化处理，从而得到超硬度、高韧性并具有优异耐蚀性的奥氏体钢基 体材料。
(33)根据上述(20)～(32)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：奥氏体钢的形成成分及配合组成为：Cr： 12～30％(质量)，Ni：0～20％(质量)、Mn：0～30％(质量)、N：0.1～ 5.0％(质量)、C：0.02～1.0％(质量)，其余为Fe，固化成形的温度为600～ 1250℃。
(34)根据上述(20)～(31)项中任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢 基体材料的制造方法，其特征在于：机械合金化(MA)处理时，来自处理容 器、硬质钢球等向高氮含量纳米晶体奥氏体钢的粉末中混入的氧的量，被调 整到0.01～1.0％(质量)，这些氧以金属氧化物或者半金属氧化物的化合物形 式，在机械合金化(MA)过程中，进一步促进纳米晶粒的细微化，并抑制机 械合金化处理的粉末在固化成形过程中的晶粒粗大化。
(35)由上述(1)～(19)项中的任一项所记载的纳米晶体奥氏体钢基体 材料所制造的高拉伸强度的螺栓和螺母等机械紧固材料，防弹钢板、防弹背 心等防弹材料，模具、钻头、弹簧和齿轮等机械工具和机械部件，人造骨头、 人造关节和人造牙根等人造医疗材料，注射器、外科手术刀、导管等医疗用 机械器具，金属模具，储氢容器(因为具有特别优异的耐氢特性)，菜刀、剃 刀、剪刀等有刃器具，涡轮机导向板和导向叶片等涡轮机部件，防卫要塞、 防弹墙、军火和坦克等防护性武器，滑冰的部件、雪橇的部件等运动器材的 材料，管、箱、阀和海水淡化装置等化学设备用材料，化学反应容器，核发 电装置用元件，火箭、喷气式飞机、空间站等飞行物体的零件，个人计算机、 手提公文包等日常轻型材料，或者汽车、船舶、磁悬浮列车、深水下船只等 运输装置的元件，其他的耐寒材料、船舶升降机、窗框、结构材料、闸门等。
根据本发明，金属元素的粉末材料通过机械研磨(MM)或者机械合金 化(MA)处理，将形成具有超细晶粒的晶体组织的粉末，通过该粉末在 900～1000℃附近的温度进行固化成形，从而更容易制造这种金属的基体材料。
将碳、铌、钛等添加到铁、钴、镍、铝等的实用金属元素的粉末中，混 合粉末进行金属合金化处理，得到超细晶粒的晶体组织，通过上述的固化成 形方式，很容易获得具有纳米晶体粒组织的基体材料，其强度、硬度与熔炼 法得到的材料相比有大幅提高。
铁、钴等磁性元素，经过MM处理，达到纳米级的晶粒尺寸时，晶粒越 小，软磁性特性越强。
根据本发明，若将由铁和铬、镍、锰、碳等组成的，例如，铬镍系列或 者铬锰系列的元素状态的混合粉末，与作为氮源的Fe-N合金粉末等一起进行 机械合金化处理，不用经过熔融过程，原料粉末中的各成份元素通过机械合 金化(奥氏体化)就可得到用传统的熔融方法无法得到的纳米级的晶体粒组 织。并且，氮在奥氏体相的固溶产生了极度的固溶强化的奥氏体钢粉末，在 之后的奥氏体钢粉末的固化成形过程中，在机械合金化处理的粉末上存在的 一些金属或者金属的氧化物等，将产生奥氏体晶粒晶界的钉扎效果，因而， 尽管晶粒有一定程度的长大，仍然保持纳米级的晶粒组织。因此上述的氮的 固溶强化和晶粒的微晶化强化效果叠加，再加上奥氏体相特有的韧性，可以 容易制造具有超硬度、超强度、高韧性且优异耐腐蚀性(耐点蚀性)性能的 非磁性的高氮含量的纳米晶粒奥氏体钢(纳米晶粒奥氏体不锈钢)材料。
同样，对于高锰奥氏体钢，使用上述同样的金属合金化处理、固化成形 的处理技术，也能容易制造拥有纳米晶粒组织的高锰奥氏体钢。
附图说明
图1，本发明实施例中使用的铁、钴、镍各元素粉末中添加15原子％的 其他元素(A)，经过50小时的机械合金化(MA)处理后各元素的平均晶体 粒径。
图2是本发明实施例中使用的机械研磨处理后的铁、钴的平均直径D (nm)与矫顽力Hc(kOe)的变化关系示意图。
图3是本发明实施例使用的粉末样品的挤压成型加工的说明图。
图4是本发明实施例中使用的机械合金化处理的粉末的X射线衍射 (XRD)图。
图5是本发明实施例中使用的机械合金化处理的粉末的X射线衍射 (XRD)图。
图6是体现本发明实施例中使用的MA处理的粉末样品的奥氏体化(非 磁化)状况的磁化Mmax(emu/g)随MA处理时间(t)的变化关系示意图。
图7是本发明实施例中使用的放电等离子烧结(SPS)固化成形的过程说 明图。
图8是本发明实施例中使用的包套轧制(SR)固化成形的过程说明图。
图9是本发明实施例中的900℃SPS固化成形前后的MA样品的XRD图。
图10是本发明实施例中的900℃SPS成形后的MA样品(约5mm厚) 成形体的截面的扫描电镜照片。
图11是本发明实施例中的900℃SPS成形后的MA样品中的氮的残存率 曲线图。
图12是本发明实施例中的900℃SPS成形后的MA样品的XRD图。
图13是延迟断裂试验使用的中央部分具有环状切口的柱状试验样品的 斜视图。 其中，1：挤压模具，2：样品，3：挤压垫，4：容器，  5：活塞，  T：成形温 度，t：成形时间

在本发明中，在氩气等气体氛围中，使用球磨机等对铁和铬、镍、锰或 者碳等的奥氏体钢形成成分的各自微粉末在室温进行机械合金化处理。机械 合金化处理后的粉末，在球磨机所赋加的机械能作用下，容易得到晶体粒径 约为15～25nm的微细化粉末。
接着，将这些MA处理后的粉末在真空中装入内径约7mm的不锈钢管(包 套)中，在800～1000℃附近的温度下通过轧制机进行包套轧制，进行固化成 形处理，能够得到厚度为1.5mm左右的(金属)片。
进而，如果使用球磨机等对铁、钴、镍各自元素的单体粉末施以机械研 磨处理，可得到纳米级的超微细化的MM处理粉末，这些粉末在20纳米附 近的晶体粒径D的临界点之内，矫顽力都随着D的减少而降低，利用这一点， 可以制造更为优异的软磁性材料。
本发明中，铁、铬、镍、锰等元素粉末与作为氮源的氮化铁之类的粉末， 按照目标组成进行调配所得到的例如铬镍系或者铬锰系材料的混合粉末，在 氩气等气氛中，使用球磨机等进行室温的机械合金化处理。这样，经过机械 合金化处理的粉末在球磨机等所附加的机械能作用下，不经过熔融过程而进 行机械合金化，这样机械合金化处理的合金粉末，超微细化到几个nm到数 十nm左右，成为铬镍系或者铬锰系高氮含量的纳米晶体奥氏体钢粉末。
接着，将这样的奥氏体钢的粉末在真空中装入内径约7mm的不锈钢管 (包套)中，再将其例如在900℃附近的温度下通过轧制机进行包套轧制， 进行固化成形处理，容易得到厚度为1.5mm左右、具有由30～80nm左右的晶 粒构成的纳米晶体组织的高氮奥氏体钢片。
此外，在前边记载的机械合金化处理的粉末里，通常在MA的过程中， 将以金属或半金属氧化物形态而不可避免地混入的氧的含量调整到0.5％(质 量)附近，可以抑制固化成形过程中晶粒的粗大化。为了增大这样的抑制效 果，在机械合金化处理后的粉末中添加AlN、NbN等的粒子分散剂，一般1～10 体积％，最好是3～5体积％为佳。
如果前边记载的铁和铬、镍、锰或者碳等元素状的混合粉末中，例如加 入作为氮源的氮化铁，然后在这种混合粉末中适当新添加或增加最高可达 10％(质量)的比铁更具有氮的化学亲和力的元素例如铌、钽、铬、锰等， 进行机械合金化处理，则可进一步促进机械合金化过程中的晶粒的微细化， 进而，在固化成形的过程中，由于这些元素可以提高N在基体(matrix)(奥 氏体)中的溶解度，并显著降低N的扩散系数，因而通过调整固化成形的温 度和时间等，可以完全防止从基体中的脱氮。同时，铌、钽等高熔点元素的 添加，也表现出抑制固化成形过程中的晶粒粗大化的效果。
但是，上述金属元素的添加或者增量，由于除了锰以外都是铁素体稳定 化元素，因而，若不是在不会损坏奥氏体母相的稳定性的范围内添加或增量 的话，将不会产生效果。
本发明中，使用球磨机等对含有20～30％左右锰的高锰奥氏体钢的组成 元素，铁、锰、碳等元素态的混合粉末，在氩气气氛中室温下，进行机械合 金化处理。这样，经MA处理得到的合金粉末，成为几个nm到数十nm级 的高锰纳米晶体奥氏体钢的微细粉末。通过与前边相同的固化成形工艺，能 够容易地制造厚度为1.5mm、具有50～70nm左右的纳米晶体粒组织的高锰奥 氏体钢。
在此高锰钢中，若含有0.1～5.0％(质量)的氮，则其将产生显著的固溶 强化的效果。
本发明中，对铁和铬、镍、锰或者碳等元素粉末，例如铬镍系或铬锰系 材料的元素态混合粉末，与作为氮源的氮化铁的粉末一起进行机械合金化处 理，原料中的组成元素之间进行机械合金化，从而制造拥有纳米级的晶体粒 组织、并且由于氮向奥氏体相的固溶而极度地被固溶强化的高氮含量的奥氏 体钢的粉末，对此粉末进行包套轧制、挤压成型等固化成形加工，并将在机 械合金化过程中必然会产生的一定量的金属或者半金属的氧化物调整到以氧 含量计为0.5％(质量)左右，由于这些氧化物等对晶粒的晶界有钉扎效果 (pinning effect)，抑制了晶粒的粗大化，因此可以有效的制造高氮浓度的纳 米晶体奥氏体钢材料。
进而，对于高锰奥氏体钢，应用上述同样的MA处理和固化成形处理技 术，可以更有效地制造具有纳米晶体粒组织的高锰奥氏体钢。
实施例
以下，参照附图，对本发明的实施例进行说明。
实施例1：
图1显示的是，铁、钴、镍的各元素粉末中添加15原子％的其他元素(A)， 比如碳(C)、铌(Nb)、钽(Ta)、钛(Ti)、磷(P)、硼(B)等元素(图中， 只有N在铁中的相关数据)，形成M85A15(原子％)(M＝铁、钴或者镍)组成 的元素形态的混合粉末，经过50小时的机械合金化处理(MA)后，得到的 处理完成后的铁、钴、镍各元素的平均晶体粒径的变化。
这里，DFe、DCo、DNi分别是处理后的铁、钴、镍的平均晶体粒径(nm)。 由图可知，铁、钴、镍各元素的晶粒微细化，通过添加碳、铌、钽、钛等元 素，实施机械合金化处理，从而更有效促进晶粒微细化，三种元素都达到数 纳米级的粒径。
还有，铜、铝、钛的情况下，通过添加其他元素，也促进晶粒的细微化， 在这些元素之中，尤其是碳、磷、硼的效果最为明显。
实施例2
图2是经机械研磨处理后的铁、钴的平均晶体粒径D(nm)与矫顽力 Hc(kOe)之间的关系的示意图。
由此可知，对于铁和钴，以20nm附近的晶体粒径D为界，矫顽力随D 的减少而减小，其软磁性特性升高。
实施例3
图3是TiC单体的(a)、(b)两种粉末样品在1000℃的挤压成型加工(挤 压压力：98MPa)的说明图。
将经过100hMM处理后的样品(a)和未进行MM处理的样品(b)进行 比较，样品(a)从模具开孔处到样品被挤压成型的部分的长度约为12mm， 而样品(b)仅约1～2mm。这种两样品的成形方式的差异，可以解释为是MM 处理后得到的超微细化的晶粒的样品(a)所表现出的超塑性所致。
实施例4，
图4是，将Fe、Cr和Ni的元素态的粉末与Fe-N合金(含N5.85％(质量)) 粉末，按照目标组成进行调配而得到Cr-Ni系粉末样品(a)Fe81-yCr19Niy(y＝8～17) (质量％)和(b)Fe80.1-yCr19NiyN0.9(y＝4～11)(质量％)，在氩气气氛中分别 将两样品填充于硬质钢制成的圆筒状容器中(内径75mm×高度90mm)，使 用通用流星式球磨机(装有样品容器4)在室温下，进行720Ks(200小时)的 机械合金化处理后，得到的机械合金化处理后的粉末中的生成相的X射线衍 射(XRD，X射线：Co的Kα线，波长λ＝0.179021nm)的实验结果图。其 中实验容器的旋转速度是385rpm，样品的全部质量为100g(每个样品容器里 填充25g)、铬钢的球的质量对样品的质量的比例为11.27比1。
图中，○表示生成相是奥氏体(γ)、●表示MA处理过程中因强加工产 生的马氏体(α’)。
从图4看出，在没有N的情况下的样品(a)，如果要生成奥氏体单相， 镍的含量(y)必需大于等于14％(质量)(见图(a))，但是，如果含有0.9％ (质量)的N，镍的含量大于等于6％(质量)就可以得到全面的奥氏体相。 因此可知，显著促进了奥氏体化的过程(见图(b))，可大幅度减少用于使机 械合金化的生成物形成奥氏体单相的价格昂贵的镍的添加量。
图5显示，对Cr-Mn系的Fe63.1Cr18Mn15Mo3N0.9(质量％)样品，与Cr-Ni系的样品(图4)进行同样的机械合金化实验(MA处理时间200小时，X射 线：Co的Kα线，波长λ＝0.179021nm)，N对机械合金化处理样品的奥氏体 的效果的结果。
此外，经过机械合金化处理后的粉末，根据X射线(XRD)确定为奥氏 体(图中用○表示奥氏体相(γ))，对其的磁性能进行考察(奥氏体相显示 非磁性)，所得结果如图6所示。
图6表示的是，采用样品振动型的磁力分析仪(VSM)，测定的 Fe69.1Cr19Ni11N0.9和Fe63.1Cr18Mn15Mo3N0.9(质量％)两种机械合金化(MA)后的样品 室温下进行的磁化Mmax(emu/g)与机械合金化(MA)处理时间t(ks)的 关系(磁场：15kOe)。
图中显示，两种机械合金化的样品，在时间t为540ks附近(150小时)， Mmax急剧下降，都形成了奥氏体(非磁性)。
由上述实施例4和图4、图5表明，根据本发明，铁和铬、镍、锰等元 素的混合粉末，与作为氮源的Fe-N合金的粉末一起进行150～200小时的机 械合金化处理，可以制造出含氮量在0.9％(质量)左右的高氮奥氏体钢粉 末。
而且和本方法一样，通过增加Fe-N合金粉末的加入量，可以容易制造出 含氮量在5％(质量)左右的高氮奥氏体钢粉末。
此外，后面记载实施例5以后的用于固化成形的机械合金化处理样品， 都经过XRD和VSM检测，被确认为奥氏体单相。
实施例5：
图7是，使用放电等离子烧结(Spark Plasma Sintering，SPS)机(电源： DC 3±1V、600±100A)对机械合金化处理的粉末进行固化成形的过程说 明图。
将约3～5g的机械合金化处理的粉末样品填装入一个内径10mm×外径 40mm×高度40mm的石墨模具中，上下方向施加49Mpa的成形压力(σ)， 在真空中固化成形，得到直径10mm、厚度约5mm的圆片状成形体。固化成 形的温度(T)在650～1000℃(923～1273K)之间，各成形温度下保温时间 (t)为300秒(5分钟)。
实施例6：
图8是，机械合金化处理的粉末，通过包套轧制(SR)进行固化成形的 过程说明图。在真空中，将约10g的机械合金化处理后的样品粉末，封装入 内径约7mm的SUS316不锈钢管中(包套)，然后使用轧制机在650～1000℃ 的温度下(T)实施将其固化成形。包套轧制的温度：650～1000℃、第一次轧 制前的设定的轧制温度维持时间：900秒(15分钟)，第2次轧制前的设定的 轧制温度保持时间：300秒(5分钟)。
实施例7：
图9，Fe60.55Cr18Mn18Mo3N0.45(质量％)机械合金化处理的样品在900℃ SPS成形前和成形后的XRD结果图(X射线：Co的Kα线，波长λ ＝0.179021nm)。可以看出，相同的材料经过SPS成形之后仍保持奥氏体(γ) 相。图中，MAed表示SPS之前的样品，SPSed表示SPS成形后的样品。
图10是上述样品经SPS成形后断面的扫描电镜(SEM)观察图。
Fe60.55Cr18Mn18Mo3N0.45(质量％)机械合金化处理的样品在900℃经SPS 成形前后的平均晶体粒径(D)示于表1。
表1：Fe60.55Cr18Mn18Mo3N0.45(质量％_机械合金化处理的样品在900℃经 SPS成形前后的平均晶体粒径(D)   晶体粒径nm  SPS成形前(MAed) SPS成形后(SPSed)     D     12     45
表1中的D值，由图9的XRD图利用Scherrer公式计算得到。成形后 的值和由图10的SEM图观察到的晶体粒径几乎完全对应。
由以上的实施例7、图9及表1可表明，根据本发明，尽管在SPS固化 成形过程中看到大量晶粒的生长，但成形后仍保持纳米组织。
实施例8
图11是，以下(a)～(g)中的各种机械合金化处理得到的粉末样品在 900℃经过SPS成形后，N的残存率Re(％)的示意图。
(a)Fe60.55Cr18Mn18Mo3N0.45(质量％)
(b)Fe60.6Cr18Mn17.5Mo3N0.9(质量％)
(c)Fe63.1Cr18Mn15Mo3N0.9(质量％)
(d)Fe72.1Cr19Ni8N0.9(质量％)
(e)Fe67.1Cr19Ni8Mn5N0.9(质量％)
(f)Fe68.1Cr23Ni8N0.9(质量％)
(g)Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)
Re(％)：(Ns/Nm)×100
Nm：MA处理的样品中的氮的含量(质量％)
Ns：SPS成形后的样品中的氮的含量(质量％)
如图，Cr-Mn系的样品(a)、(b)、(c)中，Re均为100％；而Cr-Ni系 的样品(d)(与SUS304钢相当组成的高氮不锈钢)中，Re约为85％，即机 械合金化处理后的样品中含有的氮，大约有15％在SPS成形过程中消失了。 但是，在样品(d)中加入锰(样品(e))或者增加铬的含量(样品(f))，氮 的残存率大幅提高，并且，如果一起添加可提高Re的元素锰、铬、铌，则 如样品(g)一样，其Re提高到100％，可完全抑制成形过程中的脱氮的发生。
图12是SPS成形后的图11中的样品(d)和(g)的XRD结果(X射 线：Cu的Kα线，波长λ＝0.154051nm)。可看出，样品(d)经SPS成形后 在奥氏体(γ)相上形成铁素体(α)相、Cr2N相，而样品(g)经SPS成形 后，依然为单一的奥氏体(γ)相结构。
实施例9：
Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)机械合金化处理后的样品经过SPS或 者SR成形为固化成形体(固化成形温度：900℃)、以及SR成形后再实施退 火处理(1150℃×15分钟)后的试验片(SR+退火的试验片)的平均晶体粒 径D，维氏硬度Hv、屈服强度σ0.2、拉伸强度σB、延长率δ以及氧和氮的 含量如表2所示。
表2：Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)机械合金化处理后的样品经过 SPS或者SR成形为固化成形体、以及SR成形后再实施退火(1150℃×15分 钟)后的试验片(SR+退火的试验片)的平均晶体粒径，维氏硬度Hv、屈服 强度σ0.2、拉伸强度σB、延长率δ以及氧和氮的含量(成形温度：900℃)     样品   D   Hv   σ     0.2   σB     δ  氧  氮   nm   MPa    MPa     ％  质量  ％  质量  ％   SPS成形片*     27   690   -   -     -  0.582  0.892   SR成形片**     29   750   1450   2810     4  0.591  0.887   SR成形片    ***     35   745   1400   2640     3  0.477  0.902  SR+退火片     98   670   1600   2850     30  0.594  0.898  SUS304钢板   (固溶化热   处理材)   75000   160   280   590     大于     等于     40  -  -
D的值由Scherrer公式计算得出
*直径10mm×5mm厚
**拉伸试验片的切槽尺寸：宽4.5mm×长度(标点距离)12mm×厚度 1.3mm
***在氮气气氛中进行250小时MA处理得到的奥氏体钢粉的SR成形。
实施例10：
(a)Fe63.1Cr18Mn15Mo3N0.9(质量％)和(b)Fe65.55Cr25Ni5Mo4N0.45(质 量％)的机械合金化(MA)样品的SR成形，以及SR成形后进行退火后的 固化成形体的平均晶体粒径D、维氏硬度Hv、屈服强度σ0.2、拉伸强度σB、 延长率δ以及氧和氮的含量(SR固化成形温度：900℃、退火温度1150℃，退 火时间15分钟)如表3所示。(a)、(b)分别是奥氏体钢样品和奥氏体-铁素体 钢样品。
表三：(a)Fe63.1Cr18Mn15Mo3N0.9(质量％)和(b)Fe65.55Cr25Ni5Mo4N0.45(质 量％)的机械合金化(MA)样品的SR成形，以及SR成形后进行退火后的固 化成形体的平均晶体粒径D、维氏硬度Hv、屈服强度σ0.2、拉伸强度σB、 延长率δ以及氧和氮的含量(SR固化成形温度：900℃、退火温度1150℃，退 火时间15分钟) 样品 固化成形     处理     D   Hv    σ       0.2   σB    δ  氧  氮     nm    MPa   MPa     ％  质量  ％  质量  ％   a     SR     110   830   1510   2680     3  0.598  0.902     SR+退火     153   760   1560   2790     24  0.604  0.846   b     SR     82   850   1450   2820     2  0.443  0.453     SR+退火     90   810   1600   2940     20  0.448  0.449
a：奥氏体钢样品
b：奥氏体-铁素体钢样品
实施例11
(a)Fe69.2Mn30C0.9(质量％)和(b)Fe64.1Mn30Cr5C0.8N0.1(质量％)和 (c)Fe64.2Mn30Al5C0.8(质量％)的机械合金化(MA)样品的SR成形，或者 SP成形后进行退火(1150℃×15分钟)得到的的各试验片(固化成形温度： 900℃)的平均晶体粒径D、维氏硬度Hv、屈服强度σ0.2、拉伸强度σB、 延长率δ以及氧和氮的含量如表4所示。
表4：(a)Fe69.2Mn30C0.9(质量％)和(b)Fe64.1Mn30Cr5C0.8N0.1(质量％) 和(c)Fe64.2Mn30Al5C0.8(质量％)的机械合金化(MA)样品的SR成形，或 者SP成形后进行退火(1150℃×15分钟)得到的的各试验片(固化成形温 度：900℃)的平均晶体粒径D、维氏硬度Hv、屈服强度σ0.2、拉伸强度σ B、延长率δ以及氧和氮的含量 样品  *     固化成形     处理     D   Hv   σ     0.2   σB     δ    氧    氮     nm   MPa   MPa   ％ 质量   ％ 质量   ％   a     SR     14   650   1530   2520     4  0.603   -   b     SR     10   810   1640   2960     3  0.594  0.101     SR+退火     105   705   1800   2870     26  0.589  0.103   c     SR     13   740   1600   2630     5  0.598   -
*厚度1.3mm的试验片
从上述实施例9及表2看出，根据本发明，以包套轧制固化成形与 SUS304组成相当的高氮纳米晶体奥氏体钢(氮的浓度：0.9质量％)，与普通 的熔炼法得到的SUS304不锈钢相比，表现出硬度提高到约4倍(大于高碳 马氏体组织的硬度)、屈服强度约6倍(超级抗拉伸钢的水平)的值，显示了 极高值，进行退火后，还能得到高延伸率的材料。
从表2可知，在MA过程中，无论是使用氮气还是使用氮化铁作为氮源， 均可以制造出拉伸性能完全一样的固化成形体。
实施例10及表3(样品a的结果)表明，对于Cr-Mn系的高氮含量的 Fe63.1Cr18Mn15Mo3N0.9(质量％)，经过SR+退火处理，可以制造出与表2所示 高氮含量Cr-Ni系材料相同的高强度、富于延展性的材料。
还有，由表3(样品b的结果)可知，奥氏体-铁素体系材料(铁素体相 约40％)，与奥氏体系材料(样品a)相比，SR成形过程中的晶粒生长被明 显抑制，其硬度、强度(σ0.2、σB)等机械性能，也与奥氏体钢材料几乎 完全一致。
从实施例11、表4可知，高锰碳素钢系列的Fe69.2Mn30C0.9(质量％)及 Fe64.1Mn30Cr5C0.8N0.1(质量％)和Fe64.2Mn30Al5C0.8(质量％)的机械合金化的 奥氏体钢的粉末，经过固化成形后，与熔炼法制造的高锰奥氏体钢(如 SCMnH3钢，Mn：11～14％(质量)、C：0.9～1.2％(质量)(从1000℃进行 水淬)相比，硬度表现出大约4倍的极高硬度值，且可以容易制造出高强度、 富于延展性的材料。
实施例12
Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)的机械合金化的粉末样品，对其进行 900℃下SPS成形，挤压成型、锻造、热等压烧结(HIP)、热压或者常温冷 压之后，再在900℃进行热轧，之后进行1150℃×15分钟退火，再进行骤冷 (水中)处理，得到的固化成形体样品(a)～(g)的平均晶体粒径D、维氏 硬度Hv、屈服强度σ0.2、拉伸强度σB、延长率δ以及氧和氮的含量、夏 比(charpy)冲击值E如表5所示。
上述的固化成形处理的样品，除了轧制以外，都在真空中进行。拉伸试 验中使用JIS6号试验片(宽5mm、厚2mm)，夏比冲击试验片为V形切口(宽 5mm、高5mm、长55mm)的试验片。
表5：对Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)的机械合金化的粉末样品实施 各种固化处理，形成的基体材料样品a～g的平均晶体粒径D、维氏硬度Hv、 屈服强度σ0.2、拉伸强度σB、延长率δ以及氧和氮的含量，夏比冲击值E 样品*  固化成形处理   D   Hv   σ     0.2   σB   δ   E   nm   MPa   MPa   ％  MJ/m2     a  SRS+轧制+退     火   105   690   1650   2890   32   2.0     b  SPS+压制*+     退火   93   670   1050   1360   18   1.0     c 挤压+轧制+退     火   152   620   1870   3040   35   2.8     d 锻造+轧制+退     火   168   610   1790   2830   29   2.5     e  HIP+轧制+退     火   210   540   1520   2050   34   1.4     f 热压+轧制+退     火   96   580   1440   1980   20   1.7     g 冷压+轧制+退     火   70   600   1020   1200   17   0.8
*轧制气氛：大气
SPS：(成形压力：49MPa)        HIP：(成形压力：50MPa)
挤压：(挤压比：3)             热压：(成形压力：50MPa)
锻造：(锻造比：2)             冷压：(成形压力：650MPa)
对实施例12、表5的样品a的结果与实施例9、表2的“SR+退火”材 料的结果进行比较，经SPS成形加工的材料再进行轧制处理后的机械性能大 幅提高，并且表现出高韧性(高冲击值)、轧制加工的效果明显。
表5中的样品c、d，在进行轧制加工之前，如果经过伴随着挤压、锻造 之类的剪切形变的成形过程，则其效果将更加显著。
从上述实施例12、表5可知，根据本发明，通过如此表中所示的固化成 形处理，固化成形体的晶体组织停留在90～200nm左右的纳米级水平，特别 通过样品c和d中使用的固化成形处理法，可以容易的制造高硬度、高强度、 强韧性的纳米晶体奥氏体钢基体材料。
实施列13：
图13是破坏试验中使用的在中央有环状切口的直径为5mm的柱状试验 品的斜视图，试验时从样品的两端持续施加拉伸负荷。
也就是说，上述试验品是，将Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)的机械 合金化的样品，在900℃挤压加工后进行退火处理(1150℃×15分钟/水冷)， 得到的直径5mm的固化成形体(屈服强度σ0.2：1690MPa、拉伸强度σB： 2880MPa、延长率δ：34％)。
本试验中，将上述样品在水中(23℃)进行1600MPa负荷的100小时的 持续负荷拉伸，结果是，没有观察到延迟破坏。
实施例14：
高氮含量奥氏体钢[Fe65-xCr20Ni8Mn5Nb2Nx(质量％，X＝0.45，0.7，0.9)] 的机械合金化样品，经SR成形而得到的固化成形体的氮浓度(含量)x和维 氏硬度Hv之间的关系见表6。
表6：Fe65-xCr20Ni8Mn5Nb2Nx(质量％，X＝0.45，0.7，0.9)的机械合金化 样品，经SR成形而得到的固化成形体的氮浓度(含量)x和维氏硬度Hv之 间的关系(成形温度900℃) 氮浓度(质量％)   0.45   0.7     0.9     Hv   500   600     750
实施例15：
奥氏体钢的含氮量与维氏硬度Hv之间的关系(氮的固溶效果)如表7 所示。
表7：奥氏体钢的含氮量与维氏硬度Hv之间的关系(氮的固溶效果)   样品 氮含量(质   量％)     Hv 晶体粒径    D(nm)     a     0.035     400     35     b     0.9     750     30
a：对SUS304不锈钢粉进行10小时MA*处理，再在900℃SR成形后， 退火(1150℃×15分钟/水冷)形成的SR固化成形片。
b：200小时MA处理得到的Fe64.1Cr20Ni8Mn5Nb2N0.9(质量％)的样品在 900℃SR成形后的试验片。
*严格的机械研磨处理
实施例16：
奥氏体钢的平均晶体粒径D与维氏硬度Hv的关系(MA的晶粒微细化 的效果)如表8所示。
表8：奥氏体钢的平均晶体粒径D与维氏硬度Hv的关系   样品     D(nm)     Hv     A     75000   小于等于200     B     35     400
A：SUS304不锈钢的熔炼制造的试验片(N：约0.035质量％)
B：SUS304不锈钢粉，经10小时MA处理，再在900℃SR成形后，退 火(1150℃×15分钟/水冷)形成的SR固化成形片。
从实施例15(表7)及16(表8)可知，经机械合金化(MA)处理的奥 氏体系列材料中，若氮浓度增加到0.9质量％，则其硬度增加到熔炼的SUS304 钢片约8倍左右，不仅氮的固溶效果，而且MA产生的晶粒微细化效果对此 贡献也很大。
产业上应用的可能性
下面介绍有关上述根据本发明的奥氏体钢基体材料的用途例。
关于高氮含量奥氏体钢
高氮含量奥氏体钢的共性是超强度、韧性及良好的耐点蚀性能，而且是 非磁性的，并且与马氏体或者铁素体的钢铁材料不同，升温时从温度200～ 300℃附近开始不会显示出急剧的软化，也很难表现出室温附近以下的温度下 的低温脆性。
更引人注目的是，与奥氏体不锈钢SUS304的组成相当的含氮0.9质量％ 的高氮含量纳米晶体不锈钢，表现出非常高的值：其强度是该304不锈钢的 约4倍(高碳素钢马氏体组织以上的硬度)、屈服强度是6倍(超级抗拉伸钢 的水平)，并且，即使是具有极端高的屈服强度的高氮含量纳米晶体不锈钢， 也没有观察到马氏体或者铁素体系钢铁材料的延迟断裂。
因此，根据本发明的高氮含量纳米晶体奥氏体钢，由于以上的特性，从 高拉伸强度的螺栓、防弹材料等开始，可在以下所描述的机械类元器件、热 加工用各种超硬工具等各类适用场合得到广泛应用。
(1)高拉伸强度的螺栓、螺母类(机械的紧固件材料)
高拉伸强度的螺栓、螺母类，通常是使用马氏体或者铁素体系的钢铁材 料较多的领域，但如果马氏体或者铁素体材料承受大于等于70～80kg/mm2 的拉伸强度，则在低于屈服点(耐力)的静态拉伸力的作用下，会发生延迟 断裂，所以，目前还未用于具有大于等于70～80kg/mm2的拉伸强度的钢的高 拉伸强度的螺栓、螺母类。
本发明中的高氮含量纳米晶体奥氏体钢，拥有极端的高强度，且组织形 态由奥氏体构成，不会发生前述的延迟断裂。而且，根据纳米奥氏体钢的特 性，本发明中的纳米晶体奥氏体钢基体材料不仅可以应用于上述的高拉伸的 螺栓类材料，而且还能应用在要求材料轻量化的飞机、汽车等的构成元件这 些不可预测的需求。
(2)防弹钢板、防弹衣
目前军用的防弹背心的重量，在投入使用时每个人大约重量在40～50公 斤。而且作为其材料特性，还要求拉伸强度250kg/mm2，延伸率5～10％的极 高性能，到目前为止，还没有已开发出的材料能满足这些要求。
本发明的高氮含量纳米晶体奥氏体钢基体材料，不仅十分满足上述的高 水平的性能要求，而且本发明的纳米晶体奥氏体钢在使用时可以实现大幅的 轻量化。
(3)轴承类
大量应用于轴承材料的钢铁材料，其摩擦、磨损部位的基体(相组织) 主要是马氏体组织，因此，由于马氏体相具有不稳定的性质，只能限定使用 在比较窄的温度范围内。本发明的高氮含量奥氏体钢，例如即使在高温区域， 如直到600℃附近，都不发生硬度和强度的急剧下降，可以应用于广泛的温 度范围。
本发明的高氮含量奥氏体钢用于轴的旋转部分，由于有上述的强度特征， 可以大量降低材料的使用量，不仅可以节约材料，而且大大降低轴承旋转部 分的离心力，从而大幅降低轴承运转过程中的电力消耗。
(4)齿轮类
大量应用于齿轮材料的钢铁材料，由于在同一物件上要求其表面(齿的 表面)有良好的耐磨性、且其内部有良好的韧性这样相互矛盾的性质，因而， 这种情况下，需要在齿面部进行渗碳、淬火和退火等相互组合的、相当尖端 技术和熟练的表面处理，然而，根据本发明，如果使用挤压成型加工的超硬 度、韧性等特性的高含氮量的纳米晶体奥氏体钢，就不必再进行上述的表面 硬化处理等处理。
同时，高氮含量纳米晶体奥氏体钢在齿轮的齿面部位使用时，可以比以 往使用的具有马氏体(不稳定相)组织的材料具有更广泛的使用温度范围。
(5)热加工用工具和挤压工具
例如，在高温切削工具中使用比较多的如钼系高速钢等经过淬火、退火 的材料，由于其基体是由在升温区域不稳定的退火马氏体相构成，因而，在 大于等于400℃附近温度时，具有急剧软化的性质。本发明的高含氮量纳米 晶体奥氏体钢，由于自身的基体是稳定相，在上述的温度范围内不发生急剧 的软化，因此可以作为优良的材料适用于热加工方向。
本发明的高含氮量纳米晶体奥氏体钢，由于基体相对稳定，可以更有效 应用于使用时温度变化激烈的挤压工具方面。
(6)医疗器具及其他
Cr-Ni系SUS304钢之类的奥氏体不锈钢，因为使用时析出的极其微量镍 离子在人体引起皮炎等问题，在欧美被禁止在人体上使用。在此背景下，高 氮含量Cr-Mn系列奥氏体不锈钢，因为是不含Ni的奥氏体不锈钢而引人注目。
根据本发明，非磁性的高氮含量纳米晶体的Cr-Mn系奥氏体钢，不仅具 有超高强度、韧性和良好的耐蚀性(耐点蚀性)的特性，而且具有奥氏体相 的性质，在极低的温度下也不产生脆性。
高氮含量纳米晶体的Cr-Mn系奥氏体钢，因为以上的特性，这些钢可以 在例如外科医用手术刀、医疗用低温器具、其他的一般用刀、剪等利器，钻 头等工具上有望使用。