JP5185613B2

JP5185613B2 - 新規Ｆｅ−Ａｌ合金、及びその製造方法

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Publication number: JP5185613B2
Application number: JP2007502656A
Authority: JP
Inventors: 佳平大神田
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Current assignee: Techno Associe Co Ltd
Priority date: 2005-02-10
Filing date: 2006-02-10
Publication date: 2013-04-17
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Description

本発明は、加工性、絶縁性、透磁性、制振性、高強度等の優れた特性を有するFe-Aｌ合金、及び該合金の製造方法に関する。

従来、制振性や加工性を備えた金属として、Fe-Cr-Al合金、Mn-Cu合金、Cu合金、Mg合金等が知られており、様々な用途に使用されている。中でも、Al含有量6〜10重量％であり、且つ平均結晶粒径が300〜700μmであるFe-Aｌ合金は、優れた制振性を有しており、制振合金として有用であることが分かっている（例えば、特許文献１参照）。当該Fe-Al合金は、塑性加工及び焼鈍処理を行った後に、所定の冷却速度で冷却することにより製造されている。

しかしながら、Al含有量が12重量％程度以下であるFe-Al合金の製造方法については、上記以外の方法は殆ど知られていない。また、Al含有量が12重量％程度以下であるFe-Aｌ合金において、その有用な特性を一層向上させ、より実用的価値が高いものにするために、如何なる技術的手段を採用すればよいかについても一切知られていない。
特開２００１−５９１３９号公報

本発明は、Ａ１含有量が12重量％以下であるFe-Aｌ合金であって、加工性、絶縁性、透磁性、制振性、高強度等の点において、一層優れている合金を提供することを目的とする。

本発明者等は、上記課題を解決すべく、鋭意検討したところ、Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなる合金を塑性加工し、これを冷間圧延加工した後に焼鈍することにより、平均結晶粒径が250μｍ以下であり、従来のFe-Aｌ合金とは異なる組織構造のFe-Aｌ合金が得られることを見出した。更に、当該Fe-Aｌ合金は、従来のFe-Aｌ合金とは異なる新たな特性を備えており、特に、加工性、絶縁性、透磁性、制振性、高強度等の点において優れていることを見出した。本発明は、これらの知見に基づいて、更に検討を重ねることにより完成したものである。

即ち、本発明は、下記に掲げるFe-Aｌ合金の成形方法、及び成形物を提供する：
項１．下記工程（i）〜（iii）を含む製造方法により製造されたAl含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が250μｍ以下であるFe-Aｌ合金を下記工程（iv）により成形するFe-Aｌ合金の成形方法：
(i)Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなる合金を熱間加工により塑性加工する工程、
(ii)塑性加工した合金を断面減少率が5％以上となる条件で冷間圧延加工する工程、
(iii)冷間圧延加工後の合金を400〜1200℃の温度条件下で焼鈍する工程、
(iv)200℃での温間加工において強加工する工程。
項２．下記工程（i）〜（iii）を経て製造されたAl含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が250μｍ以下であるFe-Aｌ合金を下記工程（iv）により成形したFe-Aｌ合金の成形物：
(i)Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなる合金を熱間加工により塑性加工する工程、
(ii)塑性加工した合金を断面減少率が5％以上となる条件で冷間圧延加工する工程、
(iii)冷間圧延加工後の合金を400〜1200℃の温度条件下で焼鈍する工程。
(iv)200℃での温間加工において強加工する工程。
項３．前記工程（i）〜（iii）を経て製造されたFe-Aｌ合金の平均結晶粒子径が10〜40μｍである、項２に記載の成形物。

参考例１において、断面減少率が5％で冷間圧延加工した組成１−６のFe-Aｌ合金に対して示差走査熱量分析した結果（ＤＳＥ曲線）を示す図である。参考例１において、断面減少率が10％で冷間圧延加工した組成１−６のFe-Aｌ合金に対して示差走査熱量分析した結果（ＤＳＥ曲線）を示す図である。参考例１において、断面減少率が20％で冷間圧延加工した組成１−６のFe-Aｌ合金に対して示差走査熱量分析した結果（ＤＳＥ曲線）を示す図である。参考例１において、断面減少率が50％で冷間圧延加工した組成１−６のFe-Aｌ合金に対して示差走査熱量分析した結果（ＤＳＥ曲線）を示す図である。実施例１における試験結果、即ち、本発明のFe-Aｌ合金を、200℃で高速加工してフライパン状に成形した写真である。実施例１における試験結果、即ち、本発明のFe-Aｌ合金を200℃の温度条件下で引張試験機にて破断させ、その破砕断面を顕微鏡にて観察した写真である。実施例３における試験結果、即ち、本発明のFe-Aｌ合金において、冷間加工後の焼鈍時の焼鈍温度と引張強度（引張強さMPa）の関係を示す図である。実施例３における試験結果、即ち、本発明のFe-Aｌ合金において、冷間加工後の焼鈍時の焼鈍温度と伸び（％）の関係を示す図である。実施例４における試験結果、即ち、本発明のFe-Aｌ合金において、冷間加工後の焼鈍時の焼鈍温度と硬度（Hardness HV0.3）の関係を示す図である。実施例５における試験結果、即ち、本発明のFe-Aｌ合金及び軟鋼の−40℃〜160℃における比抵抗ρ（mm・Ohm）示す図である。実施例６における試験結果を示す。図１１中、(A)には、純鉄の磁化曲線を示し、（B）には、本Fe-Aｌ合金、比較合金１及び比較合金２の透磁曲線を示す。実施例７における試験結果を示す図である。即ち、焼鈍処理後の冷却速度を5℃/min又は1℃/minの条件下で製造した本発明のFe-Aｌ合金の制振特性を示す図である。図１２中、縦軸は損失係数を示し、横軸は歪振幅を示す。実施例８において、観察した各Fe-Aｌ合金の微細組織の顕微鏡写真である。図１３中、a)は比較合金４、b)は焼鈍温度600℃の合金、c)は焼鈍温度700℃の合金、d)焼鈍温度800℃の合金、e)焼鈍温度850℃の合金、f)焼鈍温度900℃の合金についての顕微鏡写真を示す。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明において製造されるFe-Aｌ合金は、Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物(Si 0.1重量％以下；Mn 0.1重量％以下、；その他C、N、S、Oなど併せて0.1重量％以下)からなるものである。

Al含有量は、2〜12重量％の範囲内であればよいが、好ましくは6〜10重量％であり、更に好ましくは7〜9重量％である。Al含有量は、上記範囲内で、強度、加工性、絶縁性、透磁性、制振性等に応じて適宜設定される。

以下、本発明のFe-Aｌ合金の製造方法、及び当該Fe-Aｌ合金の特性等について、以下に説明する。
（Ｉ） Fe-Al合金の製造方法
以下、本発明のFe-Aｌ合金の製造方法を工程毎に詳述する。
工程(i)
本発明のFe-Aｌ合金の製造方法では、まず、Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなる合金を塑性加工する（工程(i)）。具体的には、まず、Fe-Aｌ合金中のAl含有量が所定値となる割合に予め調整したAlとFe素材とを、窒素及び酸素の侵入を防止するために、0.1〜0.01Ｐａ程度の減圧下で溶融した後、鋳型に流し込んで、Ｆｅ−Ａｌ合金鋳塊を得る。その後、得られた合金鋳塊を圧延、鍛造などの塑性加工と機械加工により、所定の形状に仕上げる。

必要に応じて、塑性加工の後に、塑性加工後の合金を焼鈍処理に供してもよい。このように、塑性加工後に焼鈍処理することにより、加工性、制振性、高強度等の合金性能を高めることができる。塑性加工後に焼鈍処理を行う場合、その焼鈍条件については特に制限されないが、具体的には、得られた塑性加工後の合金を700〜1000℃程度の温度に30分〜2時間程度保持する条件が例示される。焼鈍処理時の温度及び時間は、合金の組成、塑性加工条件等を考慮して、上記の範囲から適宜選択すればよい。

工程(ii)
次いで、塑性加工した合金に対して冷間圧延加工を行う（工程(ii)）。

塑性加工後に焼鈍処理を行っている場合には、当該冷間圧延加工は、合金を下記冷間圧延温度にまで冷却した後に実施される。

当該冷間圧延加工時の温度条件としては、合金の再結晶温度以下であれば特に制限されないが、通常、常温で行うことができる。また、当該冷間圧延加工における圧延加工条件は、特に制限されないが、断面減少率が通常５％以上、好ましくは２０％以上、更に好ましくは２０〜９５％となるような加工条件であることが望ましい。このような断面減少率となるように圧延加工することにより、合金に短範囲規則性を備えさせることが可能になる。なお、本工程では、１回の冷間圧延加工により上記断面減少率に加工してもよく、また２回以上の冷間圧延加工を行うことにより上記断面減少率に加工してもよい。なお、ここで、「断面減少率」とは、圧延加工前の合金の断面積に対して圧延加工後に減少した断面積の割合（％）であり、下記式により算出することができる。

工程(iii)
次いで、冷間圧延加工した合金に対して焼鈍処理を行う（工程(iii)）。具体的には、得られた冷間圧延加工後の合金を400〜1200℃程度（好ましくは600〜1000℃、更に好ましくは600〜850℃）の温度に30分〜2時間程度保持して、焼き鈍し処理する。焼鈍処理時の温度及び時間は、合金の組成、塑性加工条件等を考慮して、上記の範囲から適宜選択すればよい。

当該焼鈍処理後の合金を冷却する速度については、特に制限されず、焼鈍処理温度や合金の内部歪みの程度等に応じて適宜設定することができる。得られるFe-Al合金に、強度や制振性等においてより一層優れた特性を備えさせるという観点から、当該焼鈍処理後の合金の冷却は、600℃までの温度域における冷却速度を10℃／分以下(好ましくは1〜5℃／分程度)として、更に600℃未満の温度域では自然冷却(放冷)を行うことが望ましい。

（II）Fe-Al合金
上記の製造方法により製造されるFe-Al合金は、高い強度を有し、加工性、絶縁性、透磁性、制振性等の特性の点で優れており、種々の分野で応用することができる。

当該Fe-Al合金は、例えば、その優れた加工性に基づいて、自動車用の高強度材料として有用である。また、当該Fe-Al合金は、例えば、その優れた絶縁性に基づいて、モーターのコア材料等に使用される絶縁合金として有用である。更に、当該Fe-Al合金は、例えば、その優れた透磁性に基づいて、各種の電磁材料等に使用される透磁性合金として有用である。また当該Fe-Al合金は、熱しやすく冷めにくいという特性を備えており、IH用の調理器具としても有用である。そして更に、当該Fe-Al合金は、例えば、その優れた制振性に基づいて、自動車の車体材料、軸受け、金型用プレスのシム、工具材、ＤＶＤの筐体、スピーカ部品、精密機器用部材、工具材、制振ブッシュ、スポーツ用具（例えば、テニスのラケットのグリップ等）等に使用される制振合金として有用である。

当該Fe-Al合金は、上記特性を有しており、従来報告されているAl含有量12重量％以下のFe-Al合金とは異なる特性を有している。冷間圧延加工の後に焼鈍処理を行うことにより、合金中の原子の局所的な規則的配列が生じることを示唆する実験データが得られており、当該Fe-Al合金は、Al含有量12重量％以下である従来のFe-Al合金には備わっていない短範囲規則構造を有していると予測される。このような合金中の短範囲規則性を有することによって、当該Fe-Al合金は、従来のAl含有量12重量％以下のFe-Al合金とは異なる特性を具備していると類推される。

また、上記の製造方法により得られるFe-Aｌ合金は、結晶粒子の平均粒径が250μｍ以下であり、従来のFe-Al合金に比べて、結晶粒子径が小さい組織構造を有している。即ち、本発明は、更に、Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が250μｍ以下であるFe-Aｌ合金を提供する。当該Fe-Aｌ合金において、平均結晶粒子径としては、好ましくは1〜100μｍ、更に好ましくは10〜40μｍである。このように平均粒子径が小さい結晶粒子の組織構造を有することによって、合金の強度が高まり、加工性、絶縁性、透磁性、制振性等の特性が一層良好になる。本発明において、Fe-Aｌ合金の平均結晶粒径は、JIS G0551に規定されている「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に従って測定される値である。

なお、当該Fe-Aｌ合金の結晶粒子の平均粒径は、上記の製造方法において、工程(ii)の冷間圧延条件や工程(iii)の焼鈍条件等を適宜設定することにより調整される。例えば、工程(ii)の冷間圧延において断面減少率を大きくする程、Fe-Aｌ合金の結晶粒子の平均粒径が小さくなる。また、例えば、工程(iii)の焼鈍において焼鈍温度が高い程、Fe-Aｌ合金の結晶粒子の平均粒径が大きくなる。

以下、実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
参考例１
表１に示すAl含有量（組成１−６）となるように、電解鉄と99.99重量％のAlを所定量秤量し、多孔質タンマン管を用いて高周波溶解した。溶解後、内径4mmφの透明石英間に吸引凝固させ、ロッド状の合金試料を作成した。このロッド状の合金試料を900℃で熱間圧延加工して、シート状（厚み1mm×2mm×30mm）に塑性加工した後、900℃で１時間焼鈍処理を行った。焼鈍処理後、冷却速度1℃／分で550℃まで冷却し、常温で断面減少率が5、10、20及び50％となる各々の加工条件で、冷間圧延加工を行った。

斯くして得られた各々の冷間圧延加工後のFe-Aｌ合金に対して、示差走査熱量分析装置（ＤＳＣ）を用いて、加熱を行うと共に、その加熱時の熱エネルギーの発生量を測定した。具体的には、示差走査熱量分析装置（理学電機製）を用いて、昇温速度0.33℃/秒に設定して、50〜300℃における熱エネルギーの発生量を測定した。得られた結果を図１−４に示す。図１には断面減少率が5％の場合、図２には同率が10％の場合、図３には同率が20％の場合、図４には同率が50％の場合の結果を示す。この結果から、塑性加工・焼鈍処理後の組成１−４の合金に対して、断面減少率5〜50％で冷間加工した後に加熱したものは、示差走査熱量分析において、熱エネルギーの発生量が230℃付近にピーク（最大値）となる変化が認められたことから、これらのFe-Aｌ合金は、加熱中に原子配列が変化して短範囲規則性を備えたと予測される。また、断面減少率が高い程、示差走査熱量分析における熱エネルギーの変化量が大きいことから、断面減少率が高くなるように冷間圧延加工することにより、Fe-Aｌ合金における短範囲規則度を高められることも示唆された。

実施例１加工特性の評価
Al含有量8重量％となるように、純鉄と99.9重量％のAlを所定量秤量し、高周波真空溶解した（最終組成；Al:7.78重量％、C:0.004重量％、Si:0.02重量％、Mn:0.05重量％、P:0.005重量％、S:0.002重量％、Cr:0.02重量％、Ni：0.05重量％、及びFe:残部）。溶解後、1100℃で、200×100×4000mmに熱間加工を行い、これから一部を切り出し、4mmの厚さまで更に1100℃で熱間圧延を行った。次いで、700℃で１時間焼鈍処理を行なった後、常温にまで、空冷した。冷却後の合金に対して20℃で断面減少率が50％となる各々の加工条件で、冷間圧延加工を行った。次いで、800℃で1時間焼鈍処理を行った後、冷却速度1℃／分で600℃まで冷却し、空冷した。

斯くして得られたFe-Aｌ合金を用いて、200℃で高速加工してフライパン状に成形した。その結果、割れ等の不都合無く、フライパン状への加工が容易に行えた（図５参照）。これに対して、上記と同組成で冷間加工を施すことなく製したFe-Aｌ合金（厚さ2mm）を使用して、同条件で高速加工してフライパン状に成形したところ、加工品に割れが生じた。

更に、斯くして得られたFe-Aｌ合金を、200℃の温度条件下で引張試験機にて破砕するまで引張り、その破砕断面を顕微鏡にて観察したところ、破砕断面にディンプルの存在が観察された。このことから、当該Fe-Aｌ合金は加工特性が優れていることが確認された（図６参照）。

以上の結果から、本Fe-Aｌ合金は、加工性に優れており、約200℃での温間加工において強加工が可能であることが確認された。

実施例２強度の評価
上記実施例１に記載の方法に従って調製したFe-Aｌ合金の強度を評価するために、引張強さ及び伸びを以下の方法に従って測定した。即ち、インストロンデジタル万能材料試験機（5582型、インストロン社製）を用いて、−30℃、26℃、及び160℃の温度条件下での引張強さ及び伸びを測定した（ｎ＝２）。また、比較として、冷間圧延加工を行うことなく、900℃で１時間焼鈍を行った後、500℃まで1℃／分で冷却し、更に室温まで放冷すること以外は、上記実施例２と同様の方法でFe-Aｌ合金を製造し、この合金の26℃での引張強さ及び伸びを測定した（比較例１）。

得られた結果を表２に示す。この結果から、本Fe-Aｌ合金は、−30〜160℃という広範囲の温度下でも、高い引張強度を示しており、優れた強度を有していることが明らかになった。特に、本Fe-Aｌ合金は、伸びにおいて、比較例１の合金に比して、顕著に優れていることが確認された。

実施例３強度の評価
冷間加工後の焼鈍処理において500〜1200℃の各種焼鈍温度で焼鈍する以外は、上記実施例１と同様の方法に従って、Fe-Aｌ合金を調製した。得られた各Fe-Aｌ合金の引張強度（引張強さ(Ultimate tensile strength)、降伏強度(Yield strength)及び伸び（Elongation））を上記実施例２と同様の方法で測定した。

得られた結果を図７（引張強さ及び降伏強度）及び８（伸び）に示す。この結果から、焼鈍温度を800K（523℃）以下に設定して製造された本Fe-Aｌ合金は、一層優れた引張強度を備えていることが確認された。

実施例４硬度の評価
冷間加工後の焼鈍処理において500〜1200℃の各種焼鈍温度で焼鈍する以外は、上記実施例１と同様の方法で、Fe-Aｌ合金を調製した。得られた各Fe-Aｌ合金の硬度（Hardness HV0.3）をヴィッカース硬度計（明石製作所製）を用いて測定した。

得られた結果を図９に示す。この結果から、本Ｆｅ−Ａｌ合金は、硬度の点でも優れていること、特に焼鈍温度を800K（523℃）以下で行うと一層高硬度の合金が得られることが確認された。

実施例５絶縁性の評価
上記実施例１に記載の方法に従って調製したFe-Aｌ合金の絶縁性を評価するために、4端子法にて、−40℃〜160℃における比抵抗ρ（mm・Ohm）を測定した。また、比較のため、自動車用として一般的に使用されている軟鋼についても、比抵抗を測定した。

測定結果を図１０に示す。この結果から、本Fe-Aｌ合金は、軟鋼に比して約７倍の比抵抗があり、しかもその比抵抗は温度変化を受けにくいことが明らかとなり、絶縁性に優れていることが確認された。

実施例６透磁性の評価
上記実施例１に記載の方法に従って、Fe-Aｌ合金を調製した。このFe-Aｌ合金について透磁性を評価するために、Electron Magnet For V.S.M（Toei Kogyo製）を用いて、磁化曲線を求めた（図１１中、本Ｆｅ−Ａｌ合金と表記する）。また、比較のため、冷間圧延加工及びその後の焼鈍処理の代わりに300℃で圧延加工すること以外は上記実施例１と同様の方法で製造した合金（比較合金１）；冷間圧延加工及びその後の焼鈍処理の代わりに600℃で圧延加工すること以外は上記実施例１と同様の方法で製造した合金（比較合金２）及び純鉄についても、同様に磁化曲線を求めた。

得られた結果を図１１に示す。この結果から、本Fe-Aｌ合金は、純鉄に比して透磁率が高く（磁化曲線の傾きが急であり）、純鉄よりも優れた透磁性を有していることが確認された。また、本Fe-Aｌ合金は、比較合金１及び２に比較して透磁率が高く、製造時の冷間圧延加工が透磁率の向上に寄与していることが明らかとなった。

実施例７制振性の評価
冷間加工後の焼鈍処理後の冷却速度を5℃/min（冷却条件１）又は1℃/min（冷却条件２）で放冷の条件下で冷却する以外は、上記実施例１と同様の方法でFe-Aｌ合金を調製した。得られた各Fe-Aｌ合金の制振性を評価するために、下記の試験を行った。また、比較のために、上記Fe-Aｌ合金と同組成であって、熱間圧延の後、900℃で１時間焼鈍処理を行ない、炉冷することにより製造したFe-Aｌ合金（比較合金３）についても、同様に制振性の評価を行った。

制振性の評価は横振動法を用いて行った。具体的には、Fe-Aｌ合金シート（0.8×30×300ｍｍ）の一端（端から130ｍｍ）に歪ゲージを接着してこれを歪計に接続した。このFe-Aｌ合金シートの他方の端を万力で固定し、自由長150mmの片持ち梁として、これに自由振動を発生させ、上記歪ゲージから歪を検出し、歪減衰曲線を求めた。また、加速度計も取り付けて、加速度からの減衰曲線を求めた。

得られた結果を図１２に示す。この結果から、焼鈍後の冷却速度が遅い程、優れた制振特性を備え得ることが確認された。また、本発明のFe-Aｌ合金は、冷間圧延を施すことなく900℃で焼鈍処理したFe-Aｌ合金（比較合金３）に比しても、優れた制振特性を備えていることが確認された。

実施例８微細組織の観察−１
冷間加工後の焼鈍処理において600、700、800、850又は900℃の各種焼鈍温度で焼鈍する以外は、上記実施例１と同様の方法でFe-Aｌ合金を調製した。得られた各Fe-Aｌ合金の微細組織を金属顕微鏡にて観察した。また、比較のために、冷間圧延後の焼鈍処理を行わなかったFe-Aｌ合金（比較合金４）についても、同様に微細組織を金属顕微鏡にて観察した。

得られた結果を図１３に示す。この結果から、冷間圧延加工後に焼鈍処理を行うことにより、合金の結晶粒子径が小さくなることが確認された。また、図１３から、本発明のFe-Aｌ合金の平均粒子径は、800℃で焼鈍した場合でも250μｍ以下であることも明らかとなった。

更に、冷間圧延加工後に600〜800℃で焼鈍したFe-Aｌ合金では、組織が細かくなっているいることが確認された。かかる実験結果と実施例３の結果（図８）を総合すると、Fe-Aｌ合金の伸びは、組織が小さい程高い傾向にあることが示唆されている。

実施例９微細組織の観察−２
冷間加工時の断面減少率を92.5％、85又は60％にして加工すること以外は、上記実施例１と同様の方法でFe-Aｌ合金を調製した。

得られた各Fe-Aｌ合金の結晶粒子の平均粒子径をJIS G0551「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に従って測定した。また、得られた各Fe-Aｌ合金について、実施例２と同様の方法で引張強さを測定した（(20)℃温度条件下で測定）。更に、得られた各Fe-Aｌ合金について、曲げ半径を板厚の３倍として180°曲げを行い、試験片の曲げた外側に避け疵の有無の確認を行った。

得られた結果を表３に示す。製造されたFe-Aｌ合金は、何れも、平均結晶粒子径が250μｍ以下であった。また、この結果から、冷間加工時の断面減少率を大きくすることによって、結晶粒子径の小さいFe-Aｌ合金が得られることが確認された。更に、Fe-Aｌ合金の結晶粒子径が小さい程、強度や曲げの点で優れた特性を備え得ることも明らかとなった。

本発明によれば、Al含有量2〜12重量％のFe-Aｌ合金において結晶粒子径の平均を250μｍ以下にすることにより、優れた加工性、絶縁性、透磁性、制振性、高強度等をFe-Aｌ合金に備えさせることができる。従って、本発明によれば、従来のFe-Aｌ合金に比べて、多岐の分野で応用でき有用性が高い合金を提供することができる。

Claims

下記工程（i）〜（iii）を含む製造方法により製造されたAl含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が250μｍ以下であるFe-Aｌ合金を下記工程（iv）により成形するFe-Aｌ合金の成形方法：
(i)Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなる合金を熱間加工により塑性加工する工程、
(ii)塑性加工した合金を断面減少率が5％以上となる条件で冷間圧延加工する工程、
(iii)冷間圧延加工後の合金を400〜1200℃の温度条件下で焼鈍する工程、
(iv)200℃での温間加工において強加工する工程。
下記工程（i）〜（iii）を経て製造されたAl含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が250μｍ以下であるFe-Aｌ合金を下記工程（iv）により成形したFe-Aｌ合金の成形物：
(i)Al含有量2〜12重量％、残部Fe及び不可避的不純物からなる合金を熱間加工により塑性加工する工程、
(ii)塑性加工した合金を断面減少率が5％以上となる条件で冷間圧延加工する工程、
(iii)冷間圧延加工後の合金を400〜1200℃の温度条件下で焼鈍する工程。
(iv)200℃での温間加工において強加工する工程。
前記工程（i）〜（iii）を経て製造されたFe-Aｌ合金の平均結晶粒子径が10〜40μｍである、請求項２に記載の成形物。