(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
所望形状の合金部材に加工して700〜900℃の温度範囲で使用した場合に母相となるγ相中に36〜60体積％のγ’相が析出する組成を有するNi基合金からなるNi基合金製品であって、
前記γ相の結晶粒と、該γ相結晶粒と結晶格子が不整合なγ’相（非整合γ’相）の結晶粒とが、非整合な粒界を介して並んでいる２相組織を有し、
該非整合γ’相が20体積％以上析出していることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項２】
請求項１に記載のNi基合金製品において、
ビッカース硬さが400以下であることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載のNi基合金製品において、
前記γ相結晶粒および前記非整合γ’相結晶粒がともに100μm以下の平均粒径であることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載のNi基合金製品において、
前記非整合γ’相が25体積％以上析出していることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項５】
請求項２乃至請求項４のいずれか一項に記載のNi基合金製品において、
ビッカース硬さが370以下であることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項６】
請求項３乃至請求項５のいずれか一項に記載のNi基合金製品において、
前記γ相結晶粒および前記非整合γ’相結晶粒がともに50μm以下の平均粒径であることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項７】
請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載のNi基合金製品において、
前記γ相および前記非整合γ’相と異なる相の総和析出量が15体積％以下であることを特徴とするNi基合金製品。
【請求項８】
請求項１乃至請求項７のいずれか一項に記載のNi基合金製品の製造方法であって、
所望形状の合金部材に加工して700〜900℃の温度範囲で使用した場合に母相となるγ相中に36〜60体積％のγ’相が析出する組成を有するNi基合金を溶解・鋳造する工程と、
鋳造した前記Ni基合金を熱間鍛造する工程とを有し、
前記熱間鍛造工程は、1000℃以上の温度、かつ前記γ相と前記γ’相との２相が共存する温度範囲で行う鍛造工程からなることを特徴とするNi基合金製品の製造方法。
【請求項９】
請求項８に記載のNi基合金製品の製造方法において、
前記熱間鍛造工程は、前記Ni基合金中に10体積％以上のγ’相が存在する状態で行うことを特徴とするNi基合金製品の製造方法。
【請求項１０】
請求項８または請求項９に記載のNi基合金製品の製造方法において、
前記熱間鍛造工程の後に、均質化熱処理を施す工程を更に有し、
前記均質化熱処理は、1000℃以上の温度、前記γ相と前記γ’相との２相が共存する温度、かつ前記熱間鍛造の温度以下の温度で保持した後、当該保持温度より100℃以上低い温度まで徐冷する工程であることを特徴とするNi基合金製品の製造方法。
【請求項１１】
請求項１０に記載のNi基合金製品の製造方法において、
前記徐冷は、100℃/hよりも遅い冷却速度で行うことを特徴とするNi基合金製品の製造方法。
【請求項１２】
請求項１１に記載のNi基合金製品の製造方法において、
前記徐冷は、5℃/h以上50℃/h以下の冷却速度で行うことを特徴とするNi基合金製品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ni基合金製品とこのNi基合金製品から製造されたNi基合金部材、および、Ni基合金製品とNi基合金部材それぞれの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンやジェットエンジンといった高温機器の熱効率の向上は環境影響低減をはじめとする様々な理由から重要な課題となっているが、この熱効率向上のためには、稼働温度を上昇させることが有効である。【０００３】
現在、ガスタービンの入り口温度は1300℃程度が主流であるが、1700℃程度の温度に対応可能なタービン部材の実用化もなされつつある。そして、ガスタービンの構成部材であるタービン動翼等には超高耐熱合金であるNi基合金が用いられている。【０００４】
このようなガスタービンやジェットエンジン等に適用される高強度のNi基合金は、γ’相（ガンマプライム相、N3Al）を析出させることで高い強度を得ている。γ’相は結晶格子がγ相と整合であり、γ相中に整合析出したγ’相(以下、整合γ’相と称する)は強度向上に大きく寄与する。すなわち、γ’相の析出量を増加させることでガスタービン等のNi基合金部材の強度を向上させることができるが、γ’相の析出量の多い高強度Ni基合金部材では硬度が高いために冷間加工性が極めて悪く、したがって冷間加工にて高強度Ni基合金部材を加工することはおこなわれていない。【０００５】
たとえば上記するタービン動翼においては、γ’相が36〜60体積%析出しているNi基合金を精密鍛造にて製造されており、硬度が高すぎるために冷間加工は実施されていない。【０００６】
一方で、冷間加工にて製造される燃焼器部品では、γ’相の析出量が30体積%以下に抑制されたNi基合金を使用することで硬度を下げることができ、このことによって冷間加工を可能にしている。しかしながら、このように冷間加工が可能な燃焼器部品等は、γ’相が36〜60体積%析出しているNi基合金からなるタービン動翼等に比べて強度が低く、上記するように高温化の一途を辿っている高い耐用温度に対する要請に十分に対応し難い。【０００７】
以上のことから、γ’相が36〜60体積%析出しているNi基合金からなり、したがって高い耐用温度を有するNi基合金部材において、その冷間加工性も良好なNi基合金部材やその製造方法の開発が当該技術分野にて切望されている。【０００８】
ここで、特許文献１には、最初の鍛造作業に熱間金型鍛造を、その後の作業に等温鍛造を適用することからなるニッケル基超合金における結晶粒度の制御方法が開示されている。この制御方法によれば、初期アップセットとして熱間金型鍛造をした後に等温鍛造し、必要に応じて、スーパーソルバス熱処理に適したミクロ組織を提供するべくサブソルバスアニーリングをすると、約６〜８という均一な結晶粒度が得られるとしている。さらに、熱間金型鍛造では、ミクロ組織の部分的または完全な再結晶を起こしてその後の等温鍛造作業において超塑性変形を起こしやすくできるとしている。さらに、特許文献１で開示される実施例には、1850°F、1900°F、1925°Fにて熱処理した際の結晶粒度に関する記載がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平９−３０２４５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献１で記載されるニッケル基超合金における結晶粒度の制御方法によれば、均一な結晶粒度が得られ、さらには超塑性変形を起こしやすくできるとしている。しかしながら、上記する課題、すなわち、γ’相が36〜60体積%析出していて高い耐用温度を有し、さらに冷間加工性も良好なNi基合金部材やその製造方法を提供することを可能とするものではない。【００１１】
本発明は上記する問題に鑑みてなされたものであり、γ’相が36〜60体積%析出していて高い耐用温度を有するNi基合金部材に関し、その冷間加工性も良好なNi基合金部材とその製造方法、さらには、Ni基合金部材の前駆体となるNi基合金製品と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】
【００１２】
前記目的を達成すべく、本発明によるNi基合金製品は、γ相と、該γ相と結晶格子が不整合なγ’相(以下非整合γ’相と称する)と、からなる２相組織を有し、非整合γ’相が20体積%以上含有されているものである。【００１３】
非整合γ’相を増やすほど硬さが低下し、冷間加工が容易となることから、もっとも好ましい非整合γ’相の析出量は25％以上である。また、望ましい硬さは400以下、最も好ましい硬さは370以下である。【００１４】
また、冷間での延性を向上させ、冷間加工性を改善するべく、γ相と非整合γ’相の平均粒径を100μm以下とすることが望ましく、50μm以下とすることが最適である。【００１５】
非整合γ’相のほか、炭化物、η相などの異なる相が混じっても発明の効果は変わらないが、異なる相の総和は体積率で15％以下であることが望ましい。【００１６】
γ相中には微細な整合γ’相が析出していても本発明の効果は得られるが、整合γ’ 相をより少なくすることが望ましい。【００１７】
本発明によるNi基合金製品は、冷間加工性だけでなく、切削加工性も極めて良好である。【００１８】
本発明のNi基合金製品を製造するには、γ相とγ’相の２相が共存する温度範囲で熱間鍛造する必要がある。これは、非整合γ’相を析出させるとともに、γ相の粗大化をγ’相が抑制することで微細な組織が得られるためである。【００１９】
熱間鍛造は、γ’相の強度が低下する1000℃以上で行う必要があり、熱間鍛造時には10%以上のγ’相が存在することが望ましい。【００２０】
鍛造後、非整合γ'相を増やすことで硬さが低下し、冷間加工性がより一層高まる。
【００２１】
非整合γ’相を増やすには、1000℃以上で、かつ、γ相とγ’相の２相が共存する温度範囲、望ましくは、最終鍛造加熱温度で均質化処理を行い、その後、均質化処理温度よりも100℃以上低い温度まで徐冷することが有効である。【００２２】
徐冷することで、γ相内への整合γ’相の析出を抑制し、非整合γ’相を増加させることが可能となる。【００２３】
冷却速度は、100℃/hよりも遅くすることで効果があり、50℃/hよりも遅くすることで効果が顕著となり、20℃/hよりも遅くすることが最も好ましい。【００２４】
また、本発明によるNi基合金部材は、前記Ni基合金製品が冷間加工(切削加工も含む)、焼鈍処理および溶体化・時効処理を経て製造されたNi基合金部材であって、γ相と、整合γ’相と、からなり、整合γ’相が36〜60体積%含有されていて、所定形状を呈しているものである。【００２５】
溶体化処理でγ’相を再溶体化させる際には、非整合γ’相を完全に固溶する温度以上で熱処理することも有効であるが、結晶粒度が粗大になりすぎて特性が劣化する場合には、非整合γ’相が残留する温度で溶体化することで、結晶粒の粗大化が抑制できる。この場合、残留させる非整合γ’相の量は、10%以下であることが望ましい。【００２６】
さらに、本発明によるNi基合金部材の製造方法は、前記製造方法で製造されたNi基合金製品を冷間加工して所定形状を呈しているNi基合金部材前駆体を製造し、該Ni基合金部材前駆体を溶体化・時効処理することにより、γ相と、整合γ’相と、からなり、整合γ’相が36〜60体積%含有されているNi基合金部材を製造するものである。
【発明の効果】
【００２７】
本発明のNi基合金製品とその製造方法、およびNi基合金部材とその製造方法によれば、熱間鍛造によって製造されたNi基合金製品が、γ相と、該γ相と不整合なγ’相と、からなる2相組織を有し、γ’相が20体積%以上含有されていることにより、冷間加工性に優れたNi基合金製品となっている。そして、このNi基合金製品を使用して冷間加工を実施し、所定形状に加工した後に溶体化・時効処理をおこなうことにより、γ相と、整合γ’相と、からなり、整合γ’相が36〜60体積%以上含有されていて、高い耐用温度を有するNi基合金部材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】本発明のNi基合金部材の製造方法の実施の形態１のフロー図である。
【図２】本発明のNi基合金製品の実施の形態の斜視図である。
【図３】（ａ）は比較例のNi基合金製品の組織図であり、（ｂ）は熱間鍛造を経た実施例のNi基合製品の組織図であり、（ｃ）は（ｂ）のNi基合製品を冷間加工してなるNi基合金部材前駆体を溶体化・時効処理した後のNi基合金部材の組織図である。
【図４】（ａ）、（ｂ）、（ｃ）はともに本発明のNi基合金部材の実施の形態の模式図である。
【図５】本発明のNi基合金部材の製造方法の実施の形態２のフロー図である。
【図６】熱間鍛造後のNi基合金製品におけるγ相と不整合なγ’相の析出量の最適範囲を規定する実験結果を示した図である。
【図７】熱間鍛造−溶体化・時効材と熱間鍛造−冷間加工−溶体化・時効材の特性比を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、図面を参照して本発明のNi基合金製品とその製造方法、およびNi基合金部材とその製造方法の実施の形態を説明する。
【００３０】
（Ni基合金部材の製造方法の実施の形態１）
図１は本発明のNi基合金部材の製造方法の実施の形態１のフロー図であり、図２は本発明のNi基合金製品の実施の形態の斜視図である。また、図３ａは比較例のNi基合金製品の組織図であり、図３ｂは熱間鍛造を経た実施例のNi基合製品の組織図であり、図３ｃは図３ｂのNi基合製品を冷間加工してなるNi基合金部材前駆体を溶体化・時効処理した後のNi基合金部材の組織図である。
【００３１】
図１のフロー図で示すNi基合金部材の製造方法では、まず、Ni基合金部材の素材となるNi基合金製品を製造し、このNi基合金製品を使用してNi基合金部材を製造するものである。
【００３２】
本発明の製造方法にて製造されるNi基合金部材は、γ相と、γ相と整合γ’相と、からなり、γ’相が36〜60体積%含有されていて高い耐用温度を有している部材である。より詳細には、Ni基合金部材が使用される700℃〜900℃の温度範囲において熱力学的に安定なγ’相が36〜60体積%含有されているNi基合金部材を本発明の製造方法の製造対象とする。
【００３３】
このような高強度のNi基合金部材の製造に際し、まず、γ’相が36〜60体積%含有されているNi基合金材料を1000℃以上で、かつ、γ’相が10%体積%以上析出する温度で熱間鍛造することにより、γ相と、非整合γ’相と、からなる2相組織を有し、非整合γ’相が20体積%以上含有されている2相組織構造を有しているNi基合金製品（Ni基合金部材の製造材料となる製品）を製造する（図１のステップＳ１０）。
【００３４】
Ni基合金製品の成分組成の一例として、Co12%-Cr14%-Al3.7%-Ti2.6%-Nb1%- W1%-Mo2%-C0.01%-Nibal（全て体積%）で、非整合γ’相を20体積%以上含んでいる成分組成を挙げることができる。
【００３５】
熱間鍛造にて製造された実施例にかかるNi基合金製品は、図３ｂで示すような組織構造を有している。
【００３６】
同図において、γ相Ｍ’と、非整合γ’相Ｐ’は、双方の結晶の並びが完全に異なっており、粒界Ｂを非整合な界面として並んでいる。
【００３７】
なお、γ相Ｍ’はNiとAlがランダムに配列しており、γ’相Ｐ’はNiとAlが規則正しく配列しており、いずれも面心立方格子を基本としているが析出物としては相違している。
【００３８】
図３ｂで示す実施例にかかるNi基合金製品の組織構造と比較するべく、図３ａには熱間鍛造を経ることなく製造された比較例にかかるNi基合金製品の組織図を示している。
【００３９】
同図で示すように、熱間鍛造を経ずに製造されたNi基合金製品では、粒界Ｂを介して隣接するγ相Ｍ内に、γ’相Ｐが円形状（略円形状）に析出し、γ相Ｍとγ’相Ｐの双方の結晶粒が繋がっていることで双方の界面には整合界面が形成されており、このγ’相Ｐは整合γ’相Ｐと称することができる。
【００４０】
一般にγ’相は母相であるγ相と格子整合性がよく、図３ａのようにγ相Ｍ中にγ’相Ｐを析出させると、γ’相Ｐはγ相Ｍと整合析出する。
【００４１】
本発明者等は、このγ’相Ｐがγ相Ｍに対して強度が大幅に高いわけではなく、γ相Ｍとγ’相Ｐの整合界面がNi基合金部材の強度を向上させているという知見に着目している。
【００４２】
すなわち、図３ａで示すようにγ相Ｍとγ’相Ｐの整合界面が存在するために高強度のNi基合金部材の冷間加工性が悪くなっているとの知見に基づき、冷間加工の前段階ではγ相とγ’相の整合界面が存在しない組織構造を形成すれば、加工段階でのNi基合金部材の強度および硬度を一時的に低下させることができ、冷間加工性を良好にできるという画期的な技術思想に至っている。
【００４３】
そこで、図３ａで示すようにγ相とγ’相の整合界面を形成する代わりに、1000℃以上で、かつ、γ相とγ’相の２相が存在する温度で熱間鍛造、あるいは鍛造後に熱処理を加えることにより、図３ｂで示すように、γ相Ｍ’と、このγ相Ｍ’と非整合γ’相Ｐ’が非整合な粒界Ｂを介して並んだ２相組織構造を呈するNi基合金製品を製造し、比較的軟質なNi基合金製品を使用して冷間加工することにより、所望形状のNi基合金部材を容易に製造可能としたものである。
【００４４】
図１に戻り、熱間加工にて製造されたNi基合金製品１を冷間加工して所望形状のNi基合金部材前駆体を製造する（ステップＳ２０）。
【００４５】
ここで、「冷間加工」とは、たとえば常温にてNi基合金製品１を鍛造や圧延、モールド等することにより、最終的に得たいNi基合金部材の形状に加工することを意味している。
【００４６】
図３ｂで示す組織構造を有して比較的軟質なNi基合金製品１を使用することから、その室温での強度は低く、したがって冷間加工性は極めて良好となる。
【００４７】
この冷間加工性をより一層向上させるには、延性を高めることが有効であり、Ni基合金製品１を形成するγ相Ｍ’と非整合γ’相Ｐ’のそれぞれの結晶粒をともに100μm以下の粒径に調整しておくのが好ましく、50μm以下の粒径に調整しておくのがより一層好ましい。
【００４８】
この粒径に関し、本発明者等によれば、ステップＳ１０によるNi基合金材料を1000℃以上で、かつ、γ’相とγ相が存在する温度で熱間鍛造するステップを経ることにより、γ相と不整合なγ’相が析出し、この析出したγ’相によってγ相の粒成長が抑制され、結果としてγ相とγ’相の粒径がともに100μm以下に調整されることが分かっている。
【００４９】
この冷間加工により、板材や棒状のワイヤ、さらにはガスタービンの構成部材であるタービン動翼等のNi基合金部材の前駆体であるNi基合金部材前駆体が製造される。
【００５０】
ステップＳ２０で製造されたNi基合金部材前駆体は、その組織構造において強度向上に寄与するγ相とγ’相の整合界面が存在せず、したがって高強度部材としては適さない。
【００５１】
そこで、Ni基合金部材前駆体を溶体化処理して非整合γ’相の再溶体化を図り、その後の時効処理でγ相中に整合γ’相を析出させてγ相とγ’相の整合界面を形成することにより、図３ｃで示す組織構造を有するNi基合金部材が製造される（ステップＳ３０）。
【００５２】
ここで、図３ｃで示す組織構造では、母相であるγ相Ｍ中にγ’相Ｐが整合析出しており、γ相Ｍとγ’相Ｐの整合界面が形成されており、熱力学的に安定なγ’相Ｐが36〜60体積%含有されているNi基合金部材となっている。
【００５３】
ステップＳ３０で製造されたNi基合金部材の実施の形態を図４ａ〜ｃに示しており、図４ａで示すNi基合金部材１０は板材であり、図４ｂで示すNi基合金部材１０Ａはワイヤであり、図４ｃで示すNi基合金部材１０Ｂはタービン動翼である。
【００５４】
これらのNi基合金部材１０，１０Ａ，１０Ｂはいずれも、γ’相が36〜60体積%以上含有されており、γ相とこのγ相に整合なγ’相の間に整合界面が形成されていることで高い耐用温度を有している。
【００５５】
このように、図１で示す製造フローによれば、γ’相の析出量が36体積%以上の高強度なNi基合金材料を熱間鍛造してγ相と不整合なγ’相を析出させる組織制御をおこない、比較的軟質で冷間加工性に優れたNi基合金製品を製造し、このNi基合金製品を使用して冷間加工を実施し、所望形状に加工した後に溶体化・時効処理をおこなってγ相と整合なγ’相を析出させる組織制御をおこなって高強度のNi基合金部材を製造することにより、高い耐用温度を有し、かつ冷間加工性にも優れたNi基合金部材を提供することができる。熱間加工後、冷間加工前に最終鍛造温度に再び加熱して均質化後、空冷することも可能である。
【００５６】
（Ni基合金部材の製造方法の実施の形態２）
図５は本発明のNi基合金部材の製造方法の実施の形態２のフロー図である。
【００５７】
図５のフロー図で示すNi基合金部材の製造方法は、1000℃以上で熱間鍛造してNi基合金製品を製造するステップＳ１０に次いで、1000℃以上で、かつ、γ相とγ’相が共存する温度で均質化熱処理をし、その均質化熱処理温度より100℃以上低い温度まで徐冷（ステップＳ１０’）した後、室温まで冷却し、その後に冷間加工に移行するものであり、このNi基合金製品に熱処理をおこなうステップを有する点に特徴がある製造方法である。
【００５８】
たとえば熱間鍛造を初期段階で1200℃程度でおこない、終了段階で1150℃程度でおこなった後、その後の熱処理では熱間鍛造の終了段階の温度1150℃以下の温度である1100℃程度で所定時間熱処理をおこない、1000℃程度まで徐冷したり、900℃程度まで徐冷するといった温度制御をおこないながら熱処理を実施する。
【００５９】
このように熱間鍛造後に熱間鍛造時の温度以下の温度で所定時間熱処理をおこなうことにより、非整合γ’相が増加し、Ni基合金製品の硬度をより一層低くすることができ、冷間加工性を一層向上できることが本発明者等によって特定されている。
【００６０】
[冷間加工性を検証した実験とその結果]
本発明者等は、成分組成と製造条件の異なる複数の供試体を製作し、各供試体の冷間加工性を検証する実験をおこなった。以下の表１には各供試体の成分組成を示し、表２には各供試体の製造条件と冷間加工試験結果を示す。また、熱間鍛造後に熱処理をおこなう供試体に関し、表２中の熱処理A、B、Cの処理内容を表３に示す。
【００６１】
【表１】
0005985754.tif 000002
【００６２】
【表２】
0005985754.tif 000003
【００６３】
【表３】
0005985754.tif 000004
【００６４】
供試体の製作においては、真空誘導加熱溶解法にて20kgずつ溶解させ、均質化処理を施した後に表２に示す製造条件で熱間鍛造し、φ15mmの丸棒を製作した。
【００６５】
比較例1は熱間鍛造をおこなわず、比較例2〜6は熱間鍛造をおこなっている。また、実施例1〜10も熱間鍛造をおこなっており、中でも実施例5〜10は、表３中の熱処理A〜Cのいずれかを熱間鍛造後に実施している。
【００６６】
熱間鍛造後、もしくはその後の熱処理後に、各供試体の組織観察をおこない、γ相と非整合γ’相の含有割合を測定している。
【００６７】
また、冷間加工試験は、以下の手順でおこなった。まず、φ15mmの丸棒を冷間引抜き加工によって1mmずつ縮径させ、3回の加工でφ12mmまで縮径させた。
【００６８】
供試体の中で引抜き加工ができない供試体は、表２における冷間加工試験結果を×としている。
【００６９】
一方、引抜き加工ができ、かつ割れも生じることなく、φ13mmの供試体が形成されたものは、表２における冷間加工試験結果を○としている。一部の試験片は、その後、1000〜1100℃での焼鈍処理と冷間加工を繰り返し、3mmの線材まで加工できた。
【００７０】
表２より、比較例1〜6の供試体の冷間加工試験結果は全て×であり、その一方で、実施例1〜10の供試体の冷間加工試験結果は全て○であった。特に、非整合γ’相の析出量が25％以上で硬さが370Hv以下の試料は冷間加工が容易であった。
【００７１】
比較例1〜6の供試体においては、熱間鍛造をおこなったにもかかわらず、不整合γ’の量が0体積%に留まっており、このことによって冷間加工前のビッカーズ硬さHvが400を超える値、すなわち、冷間加工不可の硬さとなっている。これは、比較例4以外では、鍛造温度がγ’相の固溶温度よりも高いため、鍛造中にγ’相が析出しなかったためである。比較例4では、鍛造温度がγ’相の固溶温度より若干低くなっていたため、非整合γ’相が少量析出したが、その析出量は、冷間加工性を改善するには十分ではなかった。比較例1〜6のγ’相固溶温度はそれぞれ、1134℃、1157℃、1183℃、1173℃、1115℃、1154℃であった。
【００７２】
それに対し、実施例1〜10の供試体のビッカーズ硬さHvは冷間加工が可能な400未満の値となっている。
【００７３】
中でも、熱処理A〜Cのいずれかをおこなった実施例5〜10のビッカーズ硬さHvは、熱処理を実施していない実施例1〜3に比して相対的に硬さが低下している。
【００７４】
このことより、上記の手法で鍛造を行った後に、1000℃以上で、かつ、γ相とγ’相の2相が共存する温度範囲で均質化処理を行い、その後、均質化処理温度より100℃以上低い温度まで徐冷することによってNi基合金製品の硬度をさらに低下させることができ、冷間加工性をより一層向上できることが実証されている。
【００７５】
なお、実施例1〜8の供試体では、１度目の冷間加工試験後に焼鈍処理を施し、冷間引抜きを繰り返すことにより、φ2mmのワイヤを加工することができた。
【００７６】
表２における冷間加工前の不整合なγ’相の析出量とビッカーズ硬さの相関を図６にグラフで示している。
【００７７】
同図より、γ相と不整合なγ’相の析出量が20体積%でグラフの変曲点を迎え、20体積%以上の範囲でビッカーズ硬さは大きく低下すること、および、この20体積%以上の範囲ではビッカーズ硬さが冷間加工可能な目安となるHv400未満となっていることが分かり、これらの結果に基づき、1000℃以上で熱間鍛造にて製造されたNi基合金製品における非整合γ’相の含有量を20体積%以上に規定するものとした。
【００７８】
また、図７は、熱間鍛造−溶体化・時効材と熱間鍛造−冷間加工−溶体化・時効材の特性比を示した図である。
【００７９】
ここでは、室温と700℃の温度下の2ケースで引張試験を実施し、さらに、700℃で負荷応力350MPaにてクリープ試験を実施した。
【００８０】
図７より、双方の供試体の引張特性とクリープ特性はほぼ同等であることが分かる。したがって、本発明の製造方法のごとく、熱間鍛造後に冷間加工を施し、その後に溶体化・時効処理をおこなって製造されたNi基合金部材は、冷間加工を実施しない製造方法によって製造されたNi基合金部材と同等の強度が得られることが分かった。
【００８１】
以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。
【符号の説明】
【００８２】
１…Ni基合金製品、１０，１０Ａ，１０Ｂ…Ni基合金部材、Ｂ…粒界、Ｍ…γ相（母相）、Ｐ…γ’相（γ相と整合なγ’相）、Ｐ’… γ’相（γ相と不整合なγ’相）
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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