JP5599161B2

JP5599161B2 - Ｚｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法およびＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線および鉄系材料

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Publication number: JP5599161B2
Application number: JP2009125910A
Authority: JP
Inventors: 宏明清水; 五郎船橋
Original assignee: Kubota Corp
Current assignee: Kubota Corp
Priority date: 2008-05-26
Filing date: 2009-05-26
Publication date: 2014-10-01
Anticipated expiration: 2029-05-26
Also published as: JP2010007179A

Description

本発明はＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の製造方法に関し、特に溶射用合金線として使用することができるＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造に適したＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の製造方法に関する。

鉄管や鉄板などの鉄材の腐食防止を目的として、溶射によって鉄材の表面に皮膜を形成することが行われている。ここで、溶射とは、被覆材料を加熱・溶解して微粒子状にし、微粒子状にした被覆材料を被覆対象物の表面に凝固・堆積させることによって被覆対象物の表面に皮膜を形成する表面処理の一種である。例えば、被覆材料として、亜鉛合金やアルミ合金などの溶射用合金線が使用されている。また、亜鉛合金やアルミ合金などの溶射用合金線を鋳造する方法が色々と提案されている（例えば、特許文献１〜特許文献３）。主に、以下の三つの製造方法が知られている。

公知の第一の製造方法は、溶解工程、鋳造工程、押出工程、伸線工程の順に行って所定の線径の合金線を製造する方法である。この製造方法は、詳細には、所定の合金成分で調合した複数の素材を溶解して溶湯を得る溶解工程と、溶湯を鋳型に鋳造してビレットを作る鋳造工程と、ビレットを押出して所定の断面形状の合金線に加工する押出工程と、所定の断面形状の合金線を伸線して所定の線径の合金線に加工する伸線工程とを備える。

この第一の製造方法では、必要に応じて、押出工程と伸線工程との間で鍛造工程を行う場合もある。この鍛造工程では、押出工程の後に、所定の断面形状の合金線を鍛造して細径の合金線に加工する。伸線工程では、鍛造工程で得られた細径の合金線を伸線して所定の線径の合金線に加工する。

公知の第二の製造方法は、溶解工程、鋳造工程、鍛造工程、伸線工程の順に行って所定の線径の合金線を製造する方法である。つまり、上記の第一の製造方法に比べて、押出工程を省略したものである。

公知の第三の製造方法は、溶解工程、連続鋳造工程、伸線工程の順に行って所定の線径の合金線を製造する方法である。この製造方法は、詳細には、所定の合金成分で調合した複数の素材を溶解して溶湯を得る溶解工程と、溶湯を鋳造輪の外周に形成された溝に流し込んで所定の断面形状の合金線を作る連続鋳造工程と、所定の断面形状の合金線を伸線して所定の線径の合金線に加工する伸線工程とを備える。この第三の製造方法においても、同様に、必要に応じて、連続鋳造工程と伸線工程との間に、鍛造工程を行う場合もある。

特開平１１−１８１５６２号公報特開２００２−１２９３２号公報特開２００７−２１５８４号公報

しかしながら、上記のいずれの製造方法においても、加工時に合金線の径を細くするので、合金線の素材に強度や延性がないと、断線する場合がある。このため、合金線の素材によっては、熱処理などを行う場合がある。特に、Ｚｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線については、Ｓｎ量が少ないと、若干脆くなり、加工性が悪くなる。このため、伸線工程で断線する場合がある。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、伸線工程において断線し難
いＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法およびＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線および鉄系材料を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本第１発明のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法は、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部である素材を溶解し、溶解して得られた溶湯を凝固させるとともに、凝固中の溶湯をＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度以上から２０℃／秒以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却することを特徴とする。

本第２発明のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法によれば、凝固中の溶湯に冷却水を噴霧することが好適である。
また本第３発明のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法によれば、冷却後に熱処理を施すことが好適である。

さらに本第４発明のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法によれば、１００℃以上で熱処理を施すことが好適である。
また本第５発明のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線は、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部である素材を溶解し、溶解して得られた溶湯を凝固させるとともに、凝固中の溶湯をＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度以上から２０℃／秒以上の冷却速度で冷却して製造され、
亜鉛結晶と共晶部とを有し、
亜鉛結晶が針状結晶であり、
針状の亜鉛結晶は幅５０μｍ以下かつ長さ１ｍｍ以下であり、
複数の針状の亜鉛結晶が方向性を示さずにランダムに存在していることを特徴とする。
また本第６発明は、上記第５発明に記載されたＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線を用いた溶射によって表面に皮膜が形成された鉄系材料であって、
皮膜は、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部であることを特徴とする。
さらに本第７発明は、上記第５発明に記載されたＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線とＺｎ線とを用いた溶射によって表面に皮膜が形成された鉄系材料であって、
皮膜は、Ｓｎが１質量％を超えかつ５０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部であることを特徴とする。

本発明によれば、凝固中の溶湯をＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度以上から２０℃／秒以上の冷却速度で５０℃以下までに急冷するので、亜鉛結晶を微細化することができ、合金の機械的性質を向上させることができる。これによって、合金の延性が向上し、伸線工程において断線し難いＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線を作ることができる。

また本発明によれば、冷却後に熱処理を施すことによって、合金の延性をさらに向上させることができる。

本発明の合金の製造方法に用いられる製造装置を示す図である。本発明にもとづく曲げ試験の方法を示す図である。水冷なしの条件で製造された試験片の組織を光学顕微鏡で観察した結果を示す図である。水冷ありの条件で製造された試験片の組織を光学顕微鏡で観察した結果を示す図である。熱処理温度およびその時間と試験片の伸びとの測定結果を示すグラフである。熱処理なしの条件で製造された試験片の組織を光学顕微鏡で観察した結果を示す図である。熱処理ありの条件で製造された試験片の組織を光学顕微鏡で観察した結果を示す図である。

本発明の製造方法は、上述のように、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部である素材を溶解し、溶解して得られた溶湯を凝固させながら、その凝固中の溶湯を、Ｚｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度以上から、２０℃／秒以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却する。こうすると、亜鉛結晶を微細化することができて、合金材の機械的性質を向上させることができる。これによって、伸線工程において断線し難いＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線を作ることができる。

本発明の製造方法において、素材は、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、残部がＺｎである。本発明の製造方法により得られる合金は、鉄材の表面に溶射被膜を形成するための合金材料として特に適したものであり、この材料からなる線材を用いた溶射により被膜を形成する場合や、この材料からなる線材とＺｎ線とを用いた溶射により被膜を形成する場合に、好適に使用することができる。こうすることで、Ｚｎだけを用いた溶射被膜に比べて防食性能を向上させることができる。その防食性能は、Ｚｎ−１５Ａｌ（Ｚｎが８５質量％、Ａｌが１５質量％）と比べて、同等以上とすることができる。

この材料からなる合金線材を用いた溶射により被膜を形成する場合や、この材料からなる線材とＺｎ線とを用いた溶射により被膜を形成する場合において、得られる溶射被膜は、Ｓｎが１質量％を超えかつ５０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、残部がＺｎであることが好ましい。詳しく説明すると、この材料からなる線材とＺｎ線とを用いた溶射により被膜を形成する場合には、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、残部がＺｎである素材からなる線材と、Ｚｎ線とを用いた溶射により、Ｓｎが１質量％を超えかつ５０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、残部がＺｎである溶射被膜を形成することになる。

得られた溶射被膜において、Ｓｎの含有量が１質量％以下である場合および、またはＭｇの含有量が０．０１質量％以下である場合には、これらを加えることによる実質的な防食性能の向上効果を得ることができない。一方、Ｓｎの含有量が５０質量％以上である場合および、またはＭｇの含有量が５質量％以上である場合も、同様に、これらを加えることによる実質的な防食性能の向上効果を得ることができない。

本発明の製造方法によって得られる合金を線材とする場合に、同合金におけるＳｎの含有量が６０質量％未満であると、本発明にもとづき冷却や熱処理を施したときの延性向上効果がより顕著になり、Ｓｎの含有量が４５質量％未満であると、その効果がいっそう顕著になる。

鉄材の表面にこのような組成のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金溶射被膜を形成した場合は、白錆が発生しにくく、線材を作製しやすく、また衛生面の問題もないという利点がある。
本発明の製造方法の詳細を説明する。図１は、Ｚｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金を用いた線材の製造方法を実施するための製造装置の構成を示す。この装置では、連続鋳造機１０１と巻き取り機１０２とが設けられている。連続鋳造機１０１は、回転式の鋳造輪１１１の外周に横断面Ｕ字形の溝１１２が形成されている。鋳造輪１１１よりも上方には坩堝１１５が配置されている。坩堝１１５は、その内部にＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の溶湯１０３を貯留可能であるとともに、その底部に出湯口１１６が形成されている。坩堝１１５の近傍にはスプレーノズル１１３が設けられており、このスプレーノズル１１３は、冷却水をスプレーするための噴出口１１４を備えている。

製造に際しては、鋳造輪１１１をゆっくりと回転させながら、坩堝１１５から、溝１１２における鋳造輪１１１の頂部に位置した部分に溶湯１０３を供給する。すると、溶湯１０３は、鋳造輪１１１に熱を奪われることにより凝固を開始する。そして、その直後に、スプレーノズル１１３から、溝１２の内部の凝固中の溶湯１０４に向けて冷却水を噴霧する。

これにより、凝固中の溶湯１０４が急冷されて、合金線１０５が製造される。この合金線１０５は、凝固中の溶湯１０４の急冷により形成されるものであるため、結晶が微細になり、このため、その延性を向上させることができる。得られた合金線１０５は、巻き取り機１０２によって巻き取られる。

スプレーノズル１１３から凝固中の溶湯１０４に向けて冷却水をスプレーすることによる急冷は、できる限り、溝１０２に溶湯１０３を流し込んだ直後に行うことが好ましい。結晶の微細化による延性の向上を達成するためには、Ｚｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度である１９８℃以上から２０℃／秒以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却するという冷却条件を採用することが必要である。

冷却方法は、上記した冷却条件を採用できるのであれば、上述の水冷以外に、冷気による空冷でも構わないし、他の流動体を使用した冷却でもよい。

巻き取り機１０２によって巻き取られた合金線１０５は、その後に伸線工程に供される。

本発明によれば、冷却された合金を熱処理することが好適である。熱処理によって、その延性をさらに向上させることができる。たとえば、上記のように急冷された合金線を、いったん巻き取った後の伸線工程の前に、あるいは巻き取る前に、熱処理することが好適である。

熱処理条件としては、１００〜２００℃の温度条件が好ましい。特に１３０〜１７０℃が効果的である。たとえば１００℃で６０分以上の熱処理を施すことで、延性を向上させることができる。あるいは１３０℃以上では３０分以上の熱処理を施すことで、同様に延性を向上させることができる。

［実施例１］
図１に示される装置を用いて、後述の条件によって、結晶が微細になりかつ延性が向上した、直径１０ｍｍの合金線１０５を得た。そして、この合金線１０５を図外の伸線機によって、直径１．６ｍｍの合金線に加工した。

詳細には、前述の製造方法において、冷却水を噴霧する時期を変えて急冷した。より詳細には、表１に示すように、冷却水を噴霧するタイミング（以下、「水冷タイミング」と呼称する）を変えて、試験片１〜試験片４を製造した。

すなわち、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇを４５０℃で溶解し、溶解したこれらの素材を、Ｓｎが３０質量％、Ｍｇが０．３質量％、Ｚｎが残部となるように調合して、溶湯を得た。図１に示される坩堝１１５の出湯口１１６から出湯した溶湯１０３が溝１０２に到達したタイミング（以下、「到達タイミング」と呼称する）を基準にして水冷タイミングを変化させた。詳細には、所要の水冷タイミングとなるように、図１に示されるスプレーノズル１１３の位置を、鋳造輪１１１の回転方向に沿って調節した。

得られた試験片１〜試験片４について、引張試験を行い、引張強さと伸びとを測定した。また、曲げ試験を行い、荷重と破断角度とを測定した。また、ビッカース硬さＨｖを測定した。６回測定した結果の平均値を、測定結果とした。

曲げ試験は、ＪＩＳＺ２２４８「金属材料曲げ試験方法」に準じて行った。詳細には、図２に示すように、軸方向を水平方向にした直径１．６ｍｍの試験片１５０を、水平方向に間隔をおいて配置された一対の直径１０ｍｍの支え１６１、１６２の上にわたして配置した。先端部の断面形状が半径５ｍｍの半円状である押金具１６３によって、支え１６１と支え１６２との間で、試験片１５０に対して、その垂直方向に荷重１７０を掛けた。

それによって図２に示すように試験片１５０がＶ字形に変形した。変形により試験片１５０が破断したときの、この試験片１５０における一方の支え１６１に接した部分１５１の延長線と他方の支え１６２に接した部分１５２の延長線との交差により生じる曲げ角度θを測定した。なお、曲げ角度θは、荷重１７０が加えられているときの角度であって、荷重が取り去られた後の角度ではない。このときに、試験片１５０の湾曲部分１５３のカーブの外側部分における裂け、傷、その他の欠点の有無を調査した。

（試験片１）
水冷なしの条件で製造された合金線を試験片１とした。この試験片１は、引張強さが１２５Ｎ／ｍｍ^２、伸びが１％、曲げ試験を行ったときの荷重が２０Ｎで、曲げ角度θが４０度となったときに破断した。ビッカース硬さＨｖは２６であった。

試験片１についての評価結果を表１に示す。

（試験片２）
水冷ありの条件で製造された合金線を試験片２とした。水冷タイミングは、図１に示される溶湯１０３が溝１０２に到達した到達タイミングから３０秒後とした。冷却に際しては、常温の冷却水を連続的に５〜１０秒間噴霧した。水冷前の溶湯１０４の温度は２００〜２５０℃であり、水冷後の線材１０５の温度は２０〜４０℃であった。この試験片２は、引張強さが１５４Ｎ／ｍｍ^２、伸びが１０％、曲げ試験を行っときの荷重が２５Ｎで、曲げ角度θが１５０度となったときに破断した。ビッカース硬さＨｖは３５であった。
試験片２についての評価結果を表１に示す。

（試験片３）
水冷ありの条件で製造された合金線を試験片３とした。水冷タイミングは、上述の到達タイミングから１５秒後とした。冷却に際しては、常温の冷却水を連続的に５〜１０秒間噴霧した。水冷前の溶湯１０４の温度は２５０〜３００℃であり、水冷後の線材１０５の温度は３０〜５０℃であった。この試験片３は、引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２で、伸びが１４％であった。曲げ試験を行った結果、荷重が２５Ｎで曲げ角度が１８０度でも破断しなかった。ビッカース硬さＨｖは３５であった。
試験片３についての評価結果を表１に示す。

（試験片４）
水冷ありの条件で製造された合金線を試験片４とした。水冷タイミングは、到達タイミングから５秒後とした。冷却に際しては、常温の冷却水を連続的に５〜１０秒間噴霧した。水冷前の溶湯１０４の温度は３００〜３５０℃であり、水冷後の線材１０５の温度は３０〜５０℃であった。この試験片４は、引張強さが１５５Ｎ／ｍｍ^２で、伸びが１６％であった。曲げ試験を行った結果、荷重が２５Ｎで曲げ角度が１８０度でも破断しなかった。ビッカース硬さＨｖは３５であった。
試験片４についての評価結果を表１に示す。

これらの測定とは別に組織観察も行った。図３は、水冷なしの条件で製造された試験片１の組織を光学顕微鏡で観察した結果を示す。図示のように、亜鉛結晶が樹枝状に析出して生じた樹枝状組織が見られた。図３において、黒い部分が亜鉛結晶であり、白い部分が共晶である。

図４は、水冷ありの条件で製造された試験片４の組織を光学顕微鏡で観察した結果を示す。図示のように、亜鉛結晶が針状に析出して生じた針状組織が見られた。さらに、水冷なしの条件で製造された図３の合金線に比べて亜鉛結晶が微細であった。

このように、冷却水を噴霧して急冷した場合は、合金線の機械的性質が向上した。さらに、冷却水を噴霧するタイミングが早い程、良好な結果が得られた。詳細には、引張試験の測定結果から明らかなように、水冷ありの条件で製造された試験片２〜試験片４は、水冷なしの条件で製造された試験片１に比べて、引張強さは２割程度向上し、伸びは大幅に向上した。また、曲げ試験の測定結果から、破断し難いことが示された。ビッカース硬さは高い値を示した。

同じ水冷ありの条件で製造された合金線であっても、試験片２よりは、それに比べて冷却水を噴射するタイミングが早かった試験片３の方が、破断し難かった。試験片３よりは、それに比べて冷却水を噴射するタイミングが早かった試験片４の方が、伸びが大きかった。

このため、上述のように直径１０ｍｍの合金線を伸線機によって直径１．６ｍｍの合金線に加工するときに、水冷なしの条件で製造された試験片１を得る場合には断線の発生が見られたが、水冷ありの条件で製造された試験片２〜４を得る場合には断線は起こらなかった。

以上、水冷ありの条件で製造することによって、亜鉛結晶を微細化することができ、合金線の機械的性質を向上させることができた。さらに、冷却水を噴霧するタイミングを早くすることで、亜鉛結晶の微細化を促進して、特に延性を向上させることができた。

［実施例２］
熱処理を施した。
すなわち、実施例１と同様にして、Ｓｎが３０質量％、Ｍｇが０．３質量％、Ｚｎが残部である素材を溶解し、３５０℃の溶湯を１５秒間水冷することで５０℃まで冷却して、直径１０ｍｍの合金線を得た。これを３００ｍｍの長さにカットしたうえで機械加工を施すことにより、ＪＩＳＺ２２０１（金属材料引張試験片）に規定される４号試験片を得た。詳細には、平行部の径が６ｍｍ、平行部の長さが３０ｍｍ、標点距離が２０ｍｍの複数の引張試験片を得た。

各引張試験片について、７０℃、１００℃、１３０℃、１５０℃、１７０℃の熱処理を施した。そして、熱処理なしのものと、上記の熱処理を施したものとについて引張試験を行い、伸びを測定した。その結果を図５に示す。図示のように、熱処理なしの場合の伸びが８．０％であったのに対し、熱処理を施すことにより伸びすなわち延性の向上が見られた。

詳細には、熱処理温度が７０℃では、実質的な伸びの向上は認められなかった。１００℃では、６０分以上加熱した場合に伸びの向上率が２０％以上となり実質的な伸びの向上が認められた。１３０℃〜１７０℃では、３０分以上加熱した場合に伸びの向上率が２０％以上となり実質的な伸びの向上が認められた。なお、図５には示していないが、１８０℃〜２００℃で加熱した場合は、合金中のＳｎが若干溶け出したために、試験片が軟化しやすい傾向が生じた。

これらの測定とは別に組織観察も行った。図６は、水冷を行っただけで熱処理は施さなかった試験片の組織で、図４と同じものであるが拡大倍率を低くしたものを示す。図４の場合と同様に、黒い部分が亜鉛結晶であり、白い部分が共晶であるが、亜鉛結晶が針状に析出して生じた針状組織が見られた。

図７は、水冷後に１５０℃で２時間の熱処理を施した試験片の組織で、熱処理を施さなかったものに比べて結晶が大きくなり、これによって伸びが向上していることが確認された。

図７に示した組織の試験片と同様に、水冷後に１５０℃で２時間の熱処理を施したうえで得られた線材を用いて伸線加工を行った。そうしたところ、断線は発生せず、良好に加工を行うことができた。

１０１連増鋳造機
１０３溶湯
１０４線状の鋳造体に凝固中の溶湯
１０５合金線
１１３スプレーノズル

Claims

Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部である素材を溶解し、溶解して得られた溶湯を凝固させるとともに、凝固中の溶湯をＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度以上から２０℃／秒以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却することを特徴とするＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法。
凝固中の溶湯に冷却水を噴霧することを特徴とする請求項１記載のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法。
冷却後に熱処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法。
１００℃以上で熱処理を施すことを特徴とする請求項３記載のＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線の製造方法。
Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部である素材を溶解し、溶解して得られた溶湯を凝固させるとともに、凝固中の溶湯をＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金の共晶温度以上から２０℃／秒以上の冷却速度で冷却して製造され、
亜鉛結晶と共晶部とを有し、
亜鉛結晶が針状結晶であり、
針状の亜鉛結晶は幅５０μｍ以下かつ長さ１ｍｍ以下であり、
複数の針状の亜鉛結晶が方向性を示さずにランダムに存在していることを特徴とするＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線。
上記請求項５に記載されたＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線を用いた溶射によって表面に皮膜が形成された鉄系材料であって、
皮膜は、Ｓｎが１質量％を超えかつ８０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部であることを特徴とする鉄系材料。
上記請求項５に記載されたＺｎ−Ｓｎ−Ｍｇ系合金線とＺｎ線とを用いた溶射によって表面に皮膜が形成された鉄系材料であって、
皮膜は、Ｓｎが１質量％を超えかつ５０質量％未満であり、Ｍｇが０．０１質量％を超えかつ５質量％未満であり、Ｚｎが残部であることを特徴とする鉄系材料。