(57)【要約】【課題】温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００を越える程度まで確保でき、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるＮｉ基合金等を提供する。【解決手段】摩擦撹拌接合用ツール１に、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下のＣ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下のＢ、並びに残部のＮｉから成って、ＮｉとＡｌとの金属間化合物から成る相及びＮｉとＶとの金属間化合物から成る相を有する２重複相組織を呈するＮｉ基合金を用いる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢ、並びに残部のＮｉから成って、前記Ｎｉと前記Ａｌとの金属間化合物から成る相及び前記Ｎｉと前記Ｖとの金属間化合物から成る相を有する２重複相組織を呈するＮｉ基合金。
【請求項２】
摩擦撹拌接合時に加工対象部品に対して侵入自在なプローブを備え、
前記プローブは、請求項１に記載のＮｉ基合金を含む摩擦撹拌接合用ツール。
【請求項３】
０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣ_GoBack_GoBack、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢ、並びに残部のＮｉから成る原料金属の溶湯を鋳型に流し込んでそれを凝固させ精密鋳造物を得る精密鋳造工程と、
前記精密鋳造物に熱処理を施して時効硬化及び固溶硬化する工程と、
を備えた請求項２に記載の摩擦撹拌接合用ツールを製造する製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉ基合金、それを用いた摩擦撹拌接合用ツール及びその製造方法に関し、特に、高温下での耐摩耗性及び延性に優れたＮｉ基合金、それを用いた摩擦撹拌接合用ツール及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、鉄板やＡｌ板等の複数の金属板から成る加工対象部品における所定の接合部位を高速で回転するプローブで摩擦撹拌して、その金属板同士を接合する摩擦撹拌接合装置が提案されてきており、自動車等の移動体の強度部品においても、摩擦撹拌接合装置で接合された接合部を有する構成が実現されるようになってきている。
【０００３】
かかる摩擦撹拌接合装置では、加工対象部品に挿入したプローブを高速回転しながら加工対象部品に対して相対移動して、所定の部位を接合していくものであるから、プローブは、耐熱性や強度が高い材料から構成されることが重要である。
【０００４】
かかる状況下で、特許文献１は、摩擦撹拌接合装置に関するものではないが、Ｎｉ基超合金に対して異種金属である鉄鋼材料を溶接により接合するに際して、両者を溶け合わせた金属とＮｉ基超合金との境界に割れの無い健全な溶接継手を得ることが可能であるＮｉ基超合金に対する鉄鋼材料の溶接方法及び溶接継手を提供することを目的とし、Ｎｉ基超合金であるタービン翼車４と、鉄鋼材料であるロータ軸２とを各々の境界部で溶接により互いに溶け合わせて接合するに際して、電子ビームＥＢの照射位置を制御して、タービン翼車４のＮｉ基超合金とロータ軸２の鉄鋼材料との境界部で互いに溶け合わせて成る溶接金属６の混合比を０．５〜０．８とした構成を開示する。
【０００５】
また、特許文献２も、摩擦撹拌接合装置に関するものではないが、Ｎｉ基超合金に対して異種金属である鉄鋼材料を溶接により接合するに際して、両者を溶け合わせた金属とＮｉ基超合金との境界に割れの無い健全な溶接継手を得ることが可能であるＮｉ基超合金に対する鉄鋼材料の溶接方法及び溶接継手を提供することを目的として、Ｎｉ基超合金であるタービン翼車４と、鉄鋼材料であるロータ軸２とを各々の境界部で溶接により互いに溶け合わせて接合するに際して、タービン翼車４のＮｉ基超合金及びロータ軸２の鉄鋼材料を溶け合わせた溶接金属６と、タービン翼車４との境界部分に対して、電子ビームＥＢを周期的に偏向させつつ照射する構成を開示する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１２−６１４９８号公報
【特許文献２】特開２０１２−６１４９９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ここで、本発明者の検討によれば、Ａｌ合金同士を摩擦撹拌接合する際には、Ａｌ合金は変形抵抗が低いため、摩擦撹拌接合用ツールには熱間工具鋼等が用いられている。ところが、近年の車体設計の多様化等の観点から、Ａｌ合金に高張力鋼板を組み合わせるといった異材接合が求められる要請が強くなっている。かかるＡｌ合金及び高張力鋼板に対して、摩擦撹拌接合用ツールのプローブを挿入させて高速回転しながら撹拌する場合には、その撹拌部の温度が５００℃以上になる。かかる温度になると、熱間工具鋼の焼き戻し温度を超えるため、その硬さは急激に減少して摩耗が激しくなる傾向にある。
【０００８】
一方で、特許文献１及び特許文献２に開示されるように、ジェットエンジンなどのタービン翼車では、Ｎｉ基超合金を用いることが提案されており、かかるＮｉ基超合金としては、具体的にはＭａｒ−Ｍ材であるＭａｒ−Ｍ２４６等が用いられことが開示されている。
【０００９】
Ｍａｒ−Ｍ２４６の化学成分は、Ｃが０．１５ｗｔ％、Ｃｒが９ｗｔ％、Ｃｏが１０ｗｔ％、Ｍｏが２．５ｗｔ％、Ｗが１０ｗｔ％、Ｔａが１．５ｗｔ％、Ｔｉが１．５ｗｔ％、Ａｌが５．５ｗｔ％、及び残部のＮｉから成るものであり、かかるＭａｒ−Ｍ２４６は、確かにタービン翼車に使用できるものであるため、耐熱性には優れている。
【００１０】
しかしながら、Ｍａｒ−Ｍ２４６は、その硬さがビッカース硬度Ｈｖ４００（ロックウェル硬度ＨＲＣ４１）程度と低いものであるために、Ａｌ合金及び高張力鋼板に対して摩擦撹拌接合するプローブにＭａｒ−Ｍ２４６を用いた場合には、その摩耗が大きくなってしまう。
【００１１】
つまり、現状では、Ｎｉ基超合金の耐熱性は維持したままでその硬度をより向上したＮｉ基合金、具体的には温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越えるような新規な構造のＮｉ基合金が望まれている状況にある。
【００１２】
また、かかるＮｉ基超合金を精密鋳造法により製造した場合には、その凝固速度が遅いため結晶粒径が３ｍｍから４ｍｍ程度に粗大化する傾向が強い。つまり、精密鋳造法により得られたＮｉ基超合金は、延性に欠ける傾向が強く、摩擦撹拌接合用ツールに適用した場合には、加工対象部品に挿入されて回転される部分が破損する傾向も考えられる。
【００１３】
よって、現状では、温度５００℃以上でその硬さがビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を有することができる新規な構造のＮｉ基合金が望まれている状況にある。
【００１４】
本発明は、以上の検討を経てなされたもので、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるＮｉ基合金、それを用いた摩擦撹拌接合用ツール及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
以上の目的を達成すべく、本発明の第１の局面におけるＮｉ基合金は、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢ、並びに残部のＮｉから成って、前記Ｎｉと前記Ａｌとの金属間化合物から成る相及び前記Ｎｉと前記Ｖとの金属間化合物から成る相を有する２重複相組織を呈する。
【００１６】
また、本発明の第２の局面における摩擦撹拌接合用ツールは、摩擦撹拌接合時に加工対象部品に対して侵入自在なプローブを備え、前記プローブは、第１の局面のＮｉ基合金を
含む摩擦撹拌接合用ツール。
【００１７】
また、本発明の第３の局面における摩擦撹拌接合用ツールの製造方法は、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢ、並びに残部のＮｉから成る原料金属の溶湯を鋳型に流し込んでそれを凝固させ精密鋳造物を得る精密鋳造工程と、前記精密鋳造物に熱処理を施して時効硬化及び固溶硬化する工程と、を備えた請求項２に記載の摩擦撹拌接合用ツールを製造する。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の第１の局面における構成によれば、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢ、並びに残部のＮｉから成って、ＮｉとＡｌとの金属間化合物から成る相及びＮｉとＶとの金属間化合物から成る相を有する２重複相組織を呈することにより、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるＮｉ基合金を実現することができる。
【００１９】
また、本発明の第２の局面における構成によれば、摩擦撹拌接合時に加工対象部品に対して侵入自在なプローブが、かかる第１の局面のＮｉ基合金を含むことにより、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるプローブを備えた摩擦撹拌接合用ツールを実現することができる。
【００２０】
また、本発明の第３の局面における構成によれば、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるプローブを備えた摩擦撹拌接合用ツールを確実に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明の実施形態における摩擦撹拌接合用ツールの部分側面図である。
【図２】本実施形態の摩擦撹拌接合用ツールのプローブに用いられるＮｉ基合金の熱処理前におけるＣ添加量とビッカース硬度Ｈｖとの関係を示すグラフである。
【図３】本実施形態の摩擦撹拌接合用ツールのプローブに用いられるＮｉ基合金に関する熱処理時間とビッカース硬度Ｈｖとの関係を示すグラフである。
【図４】本実施形態における摩擦撹拌接合用ツールのプローブに用いられるＮｉ基合金に関するＣを添加した場合のシャルピー衝撃値の値を、Ｃを添加しなかった場合のシャルピー衝撃値の値と比較して示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、図面を適宜参照して、本発明の実施形態におけるＮｉ基合金、摩擦撹拌接合用ツ
ール及びその製造方法につき詳細に説明する。
【００２３】
まず、本実施形態におけるＮｉ基合金、及びそれを用いた摩擦撹拌接合用ツールの構成について、図１から図４を参照して、詳細に説明する。
【００２４】
図１は、本実施形態における摩擦撹拌接合用ツールの部分側面図である。図２は、本実施形態の摩擦撹拌接合用ツールのプローブに用いられるＮｉ基合金の熱処理前におけるＣ添加量とビッカース硬度Ｈｖとの関係を示すグラフである。図３は、本実施形態の摩擦撹拌接合用ツールのプローブに用いられるＮｉ基合金に関する熱処理時間とビッカース硬度Ｈｖとの関係を示すグラフである。また、図４は、本実施形態における摩擦撹拌接合用ツールのプローブに用いられるＮｉ基合金に関するＣを添加した場合のシャルピー衝撃値の値を、Ｃを添加しなかった場合のシャルピー衝撃値の値と比較して示すグラフである。
【００２５】
図１に示すように、本実施形態における摩擦撹拌接合用ツール１は、摩擦撹拌接合時に典型的にはＡｌ合金及び高張力鋼板等から成り図示を省略する加工対象部材に挿入されて高速回転される単一部材であるＮｉ基合金製のプローブ１０を備える。
【００２６】
プローブ１０は、図示を省略する摩擦撹拌接合装置側に固定されるホルダ１２に装脱自在及び回動自在に保持されると共に、摩擦撹拌接合装置の駆動部に接続されて、その先端部が加工対象部材に対して挿入自在及び回転自在である。
【００２７】
詳しくは、プローブ１０を構成するＮｉ基合金の化学成分は、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣと、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせと、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせと、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌと、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａと、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶと、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢと、これらの化学成分と合わせて１００ｗｔ％となるように調整された残部のＮｉと、から成る。もちろん、かかる化学成分には、不可避の混合物が含まれることが許容される。
【００２８】
ここで、Ｃの成分範囲を０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下と規定したのは、熱処理と相俟って、Ｃの添加量が０．００１ｗｔ％になるとビッカース硬度Ｈｖ及び延性が明確に増加し始め、Ｃの添加量が０．０１ｗｔ％を超えるとビッカース硬度Ｈｖ及び延性が実質変化しなくなるという理由による。Ｒｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせの成分範囲を３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下と規定したのは、時効硬化処理と相俟って、Ｒｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせの添加量が３ｗｔ％になるとビッカース硬度Ｈｖが明確に増加し始め、Ｒｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせの添加量が６ｗｔ％を越えるとビッカース硬度Ｈｖは実質変化しなくなるという理由による。Ｖの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせの成分範囲を３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下と規定したのは、これらの各成分が３ｗｔ％を下回るとプローブ１０のＮｉ基合金の粒径が０．５ｍｍから０．９ｍｍ程度を越えて粗大化してしまう一方で、これらの各成分が６ｗｔ％を超えてもプローブ１０のＮｉ基合金の粒径には実質的な変化がないという理由による。Ａｌの成分範囲を２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下、Ｔａの成分範囲を１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下、及びＶの成分範囲を１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下と各々規定したのは、詳しくは後述するＮｉ３Ａｌ相及びＮｉ３Ｖ相から成る２重複相組織が形成されるための成分範囲であるという理由によるもので、かかる条件から外れると、このような２重複相組織は実質的に発生しない。また、Ｂの成分範囲を０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下と規定したのは、０．００３ｗｔ％未満ではいわゆる粒界強化の効果が得られないためであり、０
．０１ｗｔ％を越えると却って不要な硼化物を形成してしまうという理由による。
【００２９】
更に、プローブ１０のＮｉ基合金においては、Ｎｉ３Ａｌから成る析出相であるγ’相に加えて、Ｎｉ３Ｖから成る析出相であるγ”相が存在し（以下、かかるＮｉ基合金をＮｉ基超々合金という）、プローブ１０は、これらの共析２相が強化相として機能する２重複相組織を有する。かかるγ’相及びγ”相は、典型的には精密鋳造により析出して得られ、必要な場合には精密鋳造後に溶体化処理等の熱処理を加えてもよい。
【００３０】
つまり、一般的なＭａｒ−Ｍ２４６等のＮｉ基超合金は、Ｎｉ３Ａｌから成るγ’相による単相組織強化合金であるが、よりプローブ１０の合金の硬さを上げるためには、第２相の析出物を考えることが必要であるという観点から、合金の化学成分としてＶを添加したものである。かかるＶの添加により、Ｎｉ３Ｖから成るγ”相を析出させて、γ’相に加えてγ”相をも呈した２重複相組織を有するＮｉ基超々合金を実現している。
【００３１】
更に、かかるＮｉ基超々合金においては、Ｖの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれかの成分範囲を３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下に設定して添加しているため、２重複相組織の結晶粒径が大型化せずに高い延性を実現している。
【００３２】
更に加えて、このようにプローブ１０のＮｉ基超々合金において結晶粒径を小型化しながら２重複相組織を形成した後に、かかるプローブ１０のＮｉ基超々合金に熱処理を行って時効硬化処理を施している。かかる時効硬化処理により、Ｎｉ基超々合金にＲｅを３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲で添加している場合には、Ｎｉ基超々合金内でＮｉ固溶体が残存するいわゆるチャネル部がＮｉ３Ａｌ及びＮｉ３Ｖから成る共析組織に変化すると共に、ｂｃｃ構造のＲｅリッチ相が白色の針状析出物として形成される。これにより、プローブ１０のＮｉ基超々合金の硬度はより増大されている。かかる事情は、Ｒｕ及びＲｈのいずれかを添加した場合、又はＲｅ、Ｒｕ及びＲｈの組み合わせを同様の成分範囲で添加していた場合において同様である。
【００３３】
また、更に加えて、かかるＮｉ基超々合金には０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣが添加されているため、かかる時効硬化処理における熱処理により、Ｃによる固溶硬化が発生すると共に、Ｃが結晶粒界に析出する。これにより、プローブ１０のＮｉ基超々合金の硬度はより増大されている。
【００３４】
つまり、一般的なＭａｒ−Ｍ２４６等のＮｉ基超合金は、Ｎｉ３Ａｌから成るγ'相による単相組織強化合金であるが、よりプローブ１０の合金の硬さを上げるためには、第２相の析出物を考えることが必要であるという観点から、合金の化学成分として１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲でＶを添加している。そして、かかるＶの添加により、Ｎｉ３Ｖから成るγ"相を析出させて、γ'相に加えてγ"相をも呈した２重複相組織を有するＮｉ基超々合金を得ることができる。また、この際に併せて、かかるＮｉ基超々合金においては、Ｖの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせを３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲で添加しているため、２重複相組織の結晶粒径が大型化せずに高い延性を実現することができる。また、かかるＮｉ基超々合金においては、Ｒｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせを３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲で添加しているため、その後に、更にそれに時効硬化処理を施してＲｅリッチ相等を析出により形成することにより、その硬度をより増大することができる。また、更に、かかるＮｉ基超々合金においては、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲でＣを予め添加しておけば、かかる時効硬化処理における熱処理により、それが固溶効果処理の効果をも発揮してＣによる固溶硬化が発生すると共に、Ｃが結晶粒界に析出し、これにより、プローブ１０のＮｉ基超々合金の硬度をよ
り増大することができるという新たな知見を得て、このような化学成分を付加的に添加したものである。
【００３５】
具体的には、図２に示すように、以上の組成でのＮｉ基超合金のＣに関しては、Ｃの添加量が０．００１ｗｔ％になるとビッカース硬度Ｈｖが増加し始めていることが分かり、Ｃの添加量が０．００５ｗｔ％になるまでは、ビッカース硬度Ｈｖの増加速度が増している。そして、Ｃの添加量が０．００５ｗｔ％を越えると、ビッカース硬度Ｈｖの増加速度は緩やかになり、Ｃの添加量が０．０１ｗｔ％を越えると、ビッカース硬度Ｈｖは実質変化しなくなることが分かる。かかる特性は、Ｎｉ基超合金を例えば９５０℃の温度下で２時間保持する熱処理を施すとより顕著に現れる。
【００３６】
つまり、図３に示すように、以上の組成でＮｉ基超合金のＣの添加量が０．００５ｗｔ％であるときに、更にＮｉ基超合金を９５０℃の温度下で保持する熱処理を施したところ、その処理時間が２時間程度となるとビッカース硬度Ｈｖが明確に増大してＨｖ７００程度からＨｖ８４０程度に変化し、それ以降は熱処理時間を延長してもさほどビッカース硬度Ｈｖは変化せず、熱処理時間が５時間程度になるとビッカース硬度Ｈｖはやや減少傾向となっていることが分かる。更に、かかるビッカース硬度Ｈｖの上昇は、Ｃの成分範囲が０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下である場合において確認された。
【００３７】
更に、図４に示すように、以上の組成でＮｉ基超合金のＣの添加量が０ｗｔ％であるときには、シャルピー衝撃値が６であるのに対して、以上の組成でＮｉ基超合金のＣの添加量が０．００５ｗｔ％であるときには、シャルピー衝撃値が７に上昇していることが分かり、延性が向上したＮｉ基超々合金を得られることが分かる。なお、かかる場合には、９５０℃の温度下で２時間保持する熱処理を施している。
【００３８】
以下、本実施形態における摩擦撹拌接合用ツール１の製造方法について、詳細に説明する。
【００３９】
まず、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣと、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせと、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌと、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａと、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶと、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢと、これらの化学成分と合わせて１００ｗｔ％となるように調整された残部のＮｉと、から成る金属材料を溶融して、溶融金属材料を用意する。
【００４０】
次に、プローブ１０の外形状をキャビティ形状とする鋳型を用意する。
【００４１】
次に、かかる鋳型のキャビティ内に、溶融金属材料を溶湯として注入して、それを所定の温度管理及び時間管理に従って固化させる精密鋳造を行う。
【００４２】
次に、所定の精密鋳造時間が経過したならば、鋳型から鋳造物を取り出すことによりプローブ１０の形状に相当する鋳造物が得られる。かかる鋳造物の金属組織は、Ｎｉ３Ａｌから成る析出相であるγ’相に加えてＮｉ３Ｖから成る析出相であるγ”相が存在する２重複相組織を呈していた。また、かかる鋳造物においては、添加されたＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれかが結晶の核となって結晶が多数生成されるため、互いの結晶粒の成長が抑制されて、その粒径は小型化され、充分な延性を呈していた。
【００４３】
そして、かかる鋳造物に対して、９５０℃の温度に２時間維持する熱処理を施すことによりプローブ１０を得る。かかる処理により、プローブ１０のＮｉ基超合金の金属組織では、Ｒｅリッチ相等の析出相が生成されて時効硬化される一方で、Ｃによる固溶硬化が発生すると共に、Ｃが結晶粒界に析出した金属組織となる。つまり、かかる時効硬化及び固溶硬化により、プローブ１０の硬度はより増大されると共に充分な延性をも有しており、かかるＮｉ基超々合金を用いたプローブ１０は、摩擦撹拌接合時において耐摩耗性が向上すると共に、一部が欠ける等の破損が抑制されたものとなる。
【００４４】
なお、プローブ１０の再生産を考慮する場合には、摩擦撹拌接合時に加工対象部材内に挿入されるプローブ１０の先端層部分のみを、Ｎｉ基超々合金製としてもよい。かかる先端層部分のみをＮｉ基超々合金製とする場合には、レーザデポジション法によりＮｉ基合金材料をかかる先端部分に堆積して肉盛りした後に、更にその肉盛り層を溶体化処理してＮｉ３Ａｌから成る析出相であるγ’相に加えてＮｉ３Ｖから成る析出相であるγ”相が存在する２重複相組織を有する合金層を実現し、それに更に前述した熱処理を施せばよい。
【００４５】
以上の本実施形態の構成によれば、０．００１ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＣ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＲｅ、Ｒｕ及びＲｈのいずれか又はこれらの組み合わせ、３ｗｔ％以上６ｗｔ％以下の成分範囲のＶの炭化物、Ｃｒの炭化物、Ｔａの炭化物、Ｃｒの窒化物及びＴｉの窒化物のいずれか又はこれらの組み合わせ、２ｗｔ％以上４ｗｔ％以下の成分範囲のＡｌ、１４ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下の成分範囲のＴａ、１０ｗｔ％以上１２ｗｔ％以下の成分範囲のＶ、０．００３ｗｔ％以上０．０１ｗｔ％以下の成分範囲のＢ、並びに残部のＮｉから成って、ＮｉとＡｌとの金属間化合物から成る相及びＮｉとＶとの金属間化合物から成る相を有する２重複相組織を呈することにより、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるＮｉ基合金を実現することができる。
【００４６】
また、本実施形態の構成によれば、摩擦撹拌接合時に加工対象部品に対して侵入自在なプローブ１０が、かかるＮｉ基超々合金を含むことにより、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるプローブ１０を備えた摩擦撹拌接合用ツール１を実現することができる。
【００４７】
なお、本発明は、構成要素の形状、配置、個数等は前述の実施形態に限定されるものではなく、その構成要素を同等の作用効果を奏するものに適宜置換する等、発明の要旨を逸脱しない範囲で適宜変更可能であることはもちろんである。
【産業上の利用可能性】
【００４８】
以上のように、本発明においては、温度５００℃以上でその硬度がビッカース硬度Ｈｖ６００（ロックウェル硬度ＨＲＣ５５）を越える程度まで確保でき、かつ、精密鋳造法により得られたとしても結晶粒径が粗大化せず高い延性を確保することができるＮｉ基合金、それを用いた摩擦撹拌接合用ツール及びその製造方法を提供することができるものであるため、その汎用普遍的な性格から広範に自動車等の移動体の強度部品等の摩擦撹拌接合の分野に適用され得るものと期待される。
【符号の説明】
【００４９】
１…摩擦撹拌接合用ツール
１０…プローブ
１２…ホルダ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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