(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、
Ｎｉ：２５．０〜４０．０％、
Ｔｉ：０．１０〜１．６０％、
Ａｌ：０．０５〜１．００％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｏ：０．００８％以下、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
Ｔａ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜２．０％、
Ｃｏ：０〜３．０％、及び、
Ｃｕ：０〜３．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）〜（３）式を満たす化学組成を有するＮｉＣｒＦｅ合金。
０．５０≦Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７≦２．２０  （１）
０．４０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）≦０．８０  （２）
Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６≧０  （３）
ここで、式（１）〜（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（３）中のＡ（ＲＥＭ）には、各希土類元素の原子量が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載のＮｉＣｒＦｅ合金であって、
前記化学組成は、
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％を含有する、ＮｉＣｒＦｅ合金。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のＮｉＣｒＦｅ合金であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、及び、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有する、ＮｉＣｒＦｅ合金。
【請求項４】
請求項１〜請求項３に記載のＮｉＣｒＦｅ合金であって、
前記化学組成は、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、
Ｔａ：０．０１〜１．０％、及び、
Ｈｆ：０．０１〜１．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ＮｉＣｒＦｅ合金。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のＮｉＣｒＦｅ合金であって、
前記化学組成は、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜３．０％、及び、
Ｃｕ：０．０１〜３．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ＮｉＣｒＦｅ合金。
【請求項６】
請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のＮｉＣｒＦｅ合金であって、断面減少率２０％で冷間圧延を実施した後、６５０℃の大気雰囲気下、ひずみ速度０．０５ｍｉｎ-1で引張ひずみを１０％付加したまま保持した応力緩和試験において、３００時間以上破断しない、ＮｉＣｒＦｅ合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、オーステナイト系耐熱合金に関し、さらに詳しくはＮｉＣｒＦｅ合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、火力発電ボイラや化学プラント等の設備は、高温環境（たとえば、４００〜８００℃）で稼動し、さらに、硫化物及び／又は塩化物を含むプロセス流体と接触する。そのため、これらの設備に使用される材料には、高温でのクリープ強度及び耐食性が求められる。【０００３】
そのような設備に用いられる材料はたとえば、ＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ等の１８−８系ステンレス鋼や、ＪＩＳ規格でＮＣＦ８００Ｈと規定されるＡｌｌｏｙ８００Ｈに代表されるＮｉＣｒＦｅ合金がある。【０００４】
ＮｉＣｒＦｅ合金は１８−８系ステンレス鋼に比較して耐食性と高温強度に優れている。ＮｉＣｒＦｅ合金はさらに、Ａｌｌｏｙ６１７に代表されるＮｉ基合金に比較して経済性に優れている。そのため、ＮｉＣｒＦｅ合金は、過酷な使用環境の部位に広く用いられている。【０００５】
このような過酷な使用環境で用いられるＮｉＣｒＦｅ合金が、特開２０１３−２２７６４４号公報（特許文献１）、特開平６−２６４１６９号公報（特許文献２）、特開２００２−２５６３９８号公報（特許文献３）、及び、特開平８−１３１０４号公報（特許文献４）に提案されている。【０００６】
特許文献１に開示されたオーステナイト系耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：２０％以上２８％未満、Ｎｉ：３５％を超えて５０％以下、Ｗ：２．０〜７．０％、Ｍｏ：２．５％未満（０％を含む）、Ｎｂ：２．５％未満（０％を含む）、Ｔｉ：３．０％未満（０％を含む）、Ａｌ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、ｆ１＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏが１．０〜５．０、ｆ２＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋２Ｔｉが２．０〜８．０およびｆ３＝Ｎｂ＋２Ｔｉが０．５〜５．０である。【０００７】
特許文献２に開示された耐熱および耐腐食性合金は、重量％で、ニッケル５５〜６５％、クロム１９〜２５％、アルミニウム１〜４．５％、イットリウム０．０４５〜０．３％、チタン０．１５〜１％、炭素０．００５〜０．５％、ケイ素０．１〜１．５％、マンガン１％以下、マグネシウム、カルシウムおよびセリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素の合計０．００５％、マグネシウムおよびカルシウムの合計０．５％未満、セリウム１％未満、ホウ素０．０００１〜０．１％、ジルコニウム０．５％以下、窒素０．０００１〜０．２％、コバルト１０％以下および残りが鉄および付随不純物からなる。【０００８】
特許文献３に開示されたオーステナイト系合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｃｒ：１９〜２６％、Ｎｉ：１０〜３５％を含有し、Ｓｉの含有量が式０．０１＜Ｓｉ＜（Ｃｒ＋０．１５×Ｎｉ−１８）／１０を満足する。【０００９】
特許文献４に開示された耐熱合金は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．７０〜３．００％、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｎｉ：３０．０〜４０．０％、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ａｌ：０．５０〜２．００％、Ｔｉ：０．１０〜１．００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０１３−２２７６４４号公報
【特許文献２】特開平６−２６４１６９号公報
【特許文献３】特開２００２−２５６３９８号公報
【特許文献４】特開平８−１３１０４号公報
【非特許文献】
【００１１】
【非特許文献１】Ｈａｎｓ  ｖａｎ  Ｗｏｒｔｅｌ：“Ｃｏｎｔｒｏｌ  ｏｆ  Ｒｅｌａｘａｔｉｏｎ  Ｃｒａｃｋｉｎｇ  ｉｎ  Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ  Ｈｉｇｈ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  Ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ”，  ＣＯＲＲＯＳＩＯＮ２００７（２００７），  ＮＡＣＥ，  Ｐａｐｅｒ  Ｎｏ．０７４２３
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
特許文献１に開示されたオーステナイト系耐熱合金は、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量を規定することによりラーベス相の生成を制御し、クリープ強度及び靭性を改良している。特許文献２に開示された耐熱及び耐腐食性合金は、クリープ中にγ’を析出させることにより、耐高温酸化性を改良している。特許文献３に開示されたオーステナイト系合金は、材料表面に形成したＣｒ2Ｏ3を主体とする酸化皮膜の剥離を抑制することにより、浸炭性を向上している。特許文献４に開示された耐熱合金は、特定量のＣｒを含有し、Ｍｎを低減し、Ｓｉを一定量含有することにより、Ｎｉ含有量を低減しても良好な耐酸化性が得られている。【００１３】
一方、ＮｉＣｒＦｅ合金は応力緩和割れ感受性が高いことが、非特許文献１に開示されている。すなわち、ＮｉＣｒＦｅ合金は、残留応力が存在する曲げ部や溶接部には施工後に応力除去熱処理を施す必要がある。したがって、ＮｉＣｒＦｅ合金には、優れたクリープ強度だけでなく、優れた耐応力緩和割れ性も求められる。【００１４】
本発明の目的は、クリープ強度と、耐応力緩和割れ性とに優れたＮｉＣｒＦｅ合金とを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｎｉ：２５．０〜４０．０％、Ｔｉ：０．１０〜１．６０％、Ａｌ：０．０５〜１．００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００８％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０〜０．０１０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜１．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜２．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、及びＣｕ：０〜３．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜（３）を満たす化学組成を有する。
０．５０≦Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７≦２．２０  （１）
０．４０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）≦０．８０  （２）
Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６≧０  （３）
ここで、上記式における元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（３）中のＡ（ＲＥＭ）には、各希土類元素の原子量が代入される。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金は、クリープ強度と、耐応力緩和割れ性とに優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、実施例の各試験番号のｆｎ２と、時効処理後のγ’及びη相の和（質量％）との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、ＮｉＣｒＦｅ合金のクリープ強度及び耐応力緩和割れ性について詳細に調査した。その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。
【００１９】
（Ａ）優れたクリープ強度を得るためには、高温環境下でクリープ中に析出するγ’（金属間化合物：Ｎｉ3（Ｔｉ，Ａｌ））の析出量を増加させればよい。高温環境下でクリープ中にγ’が十分に析出すれば、析出強化により、合金のクリープ強度が高まる。しかしながら、γ’が過剰に析出すれば、オーステナイト粒内の変形能が低下し、粒界面に応力集中が生じる。その結果、合金の耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、優れたクリープ強度と優れた耐応力緩和割れ性とを両立するためには、高温環境下でクリープ中に析出するγ’量を調整する必要がある。γ’析出量を適量とするためには、γ’を構成するＴｉ及びＡｌの含有量を調整すればよい。
【００２０】
具体的には、ＮｉＣｒＦｅ合金の化学組成は、クリープ強度を確保しつつ、耐応力緩和割れ性を維持するために、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７≦２．２０  （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２１】
ｆｎ１＝Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７と定義する。ｆｎ１は、クリープ中に析出するγ’の量を示す指標である。ｆｎ１はＴｉ量に換算したＡｌ及びＴｉの総含有量である。ｆｎ１が０．５０よりも低ければ、γ’の十分な析出量が得られない。そのため、ＮｉＣｒＦｅ合金は優れたクリープ強度が得られない。一方、ｆｎ１が２．２０より高ければ、γ’の多量の析出により、ＮｉＣｒＦｅ合金の耐応力緩和割れ性が低下する。
【００２２】
（Ｂ）高温環境下でクリープ中に析出したγ’は、時間の経過とともに、その形態が変化する場合がある。具体的には、クリープ初期には微細なγ’が析出するが、時間の経過とともに、高温環境下でクリープ中にγ’が粗大で針状のη相（Ｎｉ3Ｔｉ）に変化する場合がある。η相が形成すれば、ＮｉＣｒＦｅ合金のクリープ強度は低下する。
【００２３】
そこで本発明者らは、高温環境下でγ’相がη相に変化する場合について詳細に検討した。その結果、Ｔｉ量に換算したＡｌ及びＴｉの総含有量に対するＴｉ含有量が、γ’相からη相への変化に関係があるのではないかと考えた。そこで本発明者らは、Ｔｉ量に換算したＡｌ及びＴｉの総含有量に対するＴｉ含有量と、クリープ中の組織とについて、詳細に検討した。
【００２４】
ｆｎ２＝Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）と定義する。ｆｎ２はＴｉ量に換算したＡｌ及びＴｉの総含有量に対するＴｉ含有量の比である。図１は、ｆｎ２と、時効処理後のγ’及びη相の和との関係を示す。図１は次の方法で得られた。後述する実施例のうち、化学組成が本発明の範囲内にあり、上述する式（１）及び後述する式（３）が本発明の範囲内であるＮｉＣｒＦｅ合金について、ｆｎ２と、後述する方法で得られた時効処理後のγ’及びη相中のＴｉ、Ａｌ、及びＮｉ含有量とを用いて作成した。さらに、後述する方法でγ’とη相とを判別した。図１中の「○」は、時効処理後のη相の個数密度が５個／１００μｍ2未満であった実施例を意味する。一方、図１中の「●」は、時効処理後のη相の個数密度が５個／１００μｍ2以上であった実施例を意味する。
【００２５】
図１を参照して、ｆｎ２が０．４０未満であれば、γ’の析出量が十分に得られない。この場合、ＮｉＣｒＦｅ合金は、優れたクリープ強度が得られない。一方、ｆｎ２が０．８０を超えれば、γ’がη相に変化する。その結果、ＮｉＣｒＦｅ合金は、優れたクリープ強度が得られない。したがって、ｆｎ２が０．４０〜０．８０であれば、ＮｉＣｒＦｅ合金のクリープ強度を高めることができる。
【００２６】
以上より、本発明のＮｉＣｒＦｅ合金の化学組成が式（２）を満たせば、γ’が適量析出し、かつ、時間が経過してもη相の析出が抑えられ、優れたクリープ強度が得られる。
０．４０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）≦０．８０  （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２７】
（Ｃ）応力緩和割れは、粒界に偏析するＳが原因の１つとして挙げられる。したがって、粒界に偏析し粒界脆化をもたらす不純物のＳを低減することにより、ＮｉＣｒＦｅ合金の耐応力緩和割れ性を高めることができる。一方、希土類元素（ＲＥＭ）は、精錬で取り除くことが出来ない合金中の微量なＳと結合して介在物を形成する。つまり、ＲＥＭは、Ｓを介在物として固定することができる。
【００２８】
したがって、ＲＥＭの含有量を適切な量に調整すれば、ＮｉＣｒＦｅ合金の耐応力緩和割れ性を高めることができる。ＲＥＭはＳと結合するとともに、Ｏとも容易に結合しやすい。したがって、ＲＥＭによりＳを固定化するには、Ｏと結合するＲＥＭ量も考慮して、ＲＥＭ含有量を調整すべきである。
【００２９】
本発明のＮｉＣｒＦｅ合金の化学組成が式（３）を満たせば、ＲＥＭによりＳが十分に固定され、優れた耐応力緩和割れ性が得られる。
Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６≧０  （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、Ａ（ＲＥＭ）には、各希土類元素の原子量が代入される。
【００３０】
Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］には、ＮｉＣｒＦｅ合金に含有される各ＲＥＭ含有量（質量％）をそのＲＥＭの原子量で除した値の加算和が代入される。
【００３１】
ｆｎ３＝Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６と定義する。ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称である。ｆｎ３が０以上であれば、ＲＥＭはＳを介在物として十分に固定でき、耐応力緩和割れ性を高めることができる。
【００３２】
以上の知見に基づいて完成した本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｎｉ：２５．０〜４０．０％、Ｔｉ：０．１０〜１．６０％、Ａｌ：０．０５〜１．００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００８％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０〜０．０１０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜１．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜２．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、及び、Ｃｕ：０〜３．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）〜（３）式を満たす化学組成を有する。
０．５０≦Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７≦２．２０  （１）
０．４０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）≦０．８０  （２）
Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６≧０  （３）
ここで、式（１）〜（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（３）中のＡ（ＲＥＭ）には、各希土類元素の原子量が代入される。
【００３３】
上記化学組成は、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％を含有してもよい。
【００３４】
上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、及び、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
【００３５】
上記化学組成は、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｔａ：０．０１〜１．０％、及び、Ｈｆ：０．０１〜１．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３６】
上記化学組成は、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜３．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３７】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金は、優れたクリープ強度及び優れた耐応力緩和割れ性を有する。より具体的には、ＮｉＣｒＦｅ合金は、断面減少率２０％の冷間圧延を実施後、６５０℃の大気雰囲気下、ひずみ速度０．０５ｍｉｎ-1で引張ひずみを１０％付加したまま保持しても、３００時間以上破断しない。
【００３８】
以下、本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【００３９】
［化学組成］
本発明のＮｉＣｒＦｅ合金の化学組成は、次の元素を含有する。
【００４０】
Ｃ：０．０３〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定させ、かつ合金の高温でのクリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物が多量に析出し、粒界の延性が低下する。さらに、合金の靱性及びクリープ強度が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましくは０．０４％超であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、より好ましくは０．１０％である。
【００４１】
Ｓｉ：１．００％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避的に含有される。Ｓｉは、合金を脱酸し、かつ合金の高温での耐食性及び耐酸化性を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下し、合金の靱性及びクリープ強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．６０％未満である。Ｓｉ含有量の極端な低減は、脱酸効果を低下させ、合金の高温での耐食性及び耐酸化性が低下する。さらに製造コストを大幅に高める。したがって、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０５％である。
【００４２】
Ｍｎ：２．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避的に含有される。Ｍｎは、合金を脱酸し、かつオーステナイトを安定化する。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、脆化が発生し、かつ合金の靱性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましくは１．５０％である。Ｍｎ含有量の極端な低減は、脱酸効果及びオーステナイトの安定化を低減する。さらに製造コストを大幅に高める。したがって、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％超である。
【００４３】
Ｐ：０．０４０％以下
リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは合金の熱間加工性及び溶接性を低下し、かつ長時間使用後の合金のクリープ延性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は製造コストを増大する。したがって、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．０００８％である。
【００４４】
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは合金の耐応力緩和割れ性を低下し、かつ合金の熱間加工性、溶接性及びクリープ延性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は製造コストを増大する。したがって、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、より好ましくは０．０００３％である。
【００４５】
Ｃｒ：１８．０〜２５．０％
クロム（Ｃｒ）は、合金の高温での耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温でのオーステナイトの安定性が低下し、合金のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１８．０〜２５．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１８．５％であり、より好ましくは１９．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．５％であり、より好ましくは２４．０％である。
【００４６】
Ｎｉ：２５．０〜４０．０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイト組織を安定化する。Ｎｉはさらに、γ’を形成し、合金のクリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、γ’が形成されにくくなり、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、製造コストが増大する。したがって、Ｎｉ含有量は２５．０〜４０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２６．０％であり、より好ましくは２７．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３７．０％であり、より好ましくは３５．０％である。
【００４７】
Ｔｉ：０．１０〜１．６０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｉと結合してγ’を形成する。Ｔｉはさらに、Ｃと結合してＴｉＣを形成し、高温での合金のクリープ強度及び引張強さを高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、γ’が過剰に析出し、合金の耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０〜１．６０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、より好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．６０％超である。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましくは１．５０％未満であり、さらに好ましくは１．４０％である。
【００４８】
Ａｌ：０．０５〜１．００％
アルミニウム（Ａｌ）は、合金を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎｉと結合してγ’を形成し、高温での合金のクリープ強度及び引張強さを高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、γ’が多量に析出し、合金の耐応力緩和割れ性、クリープ延性及び靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５〜１．００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、より好ましくは０．１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
【００４９】
Ｎ：０．０２０％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは粗大なＴｉＮとして析出することにより、固溶Ｔｉ量を低下させ、合金のクリープ強度を低下する。Ｎはさらに、合金の靭性や熱間加工性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１７％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｎ含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、極端な低減は製造コストを増大する。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、より好ましくは０．００４％である。
【００５０】
Ｏ：０．００８％以下
Ｏ（酸素）は、不純物である。Ｏは合金の熱間加工性を低下し、かつ合金の靭性及び延性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００８％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００６％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｏ含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、極端な低減は製造コストを増大する。したがって、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．０００８％である。
【００５１】
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｓと化合物を形成することにより、マトリックス中に固溶しているＳ含有量を低減し、合金の耐応力緩和割れ性を高める。ＲＥＭはさらに、合金の熱間加工性及び耐酸化性を向上する。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、合金の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．００１〜０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、より好ましくは０．０８０％である。
【００５２】
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は、ＲＥＭのうちの１種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルとして溶融金属に添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように調整してもよい。
【００５３】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ＮｉＣｒＦｅ合金を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のＮｉＣｒＦｅ合金に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００５４】
［任意元素について］
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金はさらに、Ｆｅの一部に代えてＢを含有してもよい。
【００５５】
Ｂ：０〜０．０１０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは粒界炭化物を微細分散させることにより、合金のクリープ強度を向上させる。Ｂはさらに、粒界に偏析してＲＥＭの効果を補助する。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、合金の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８％である。上記効果を有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００５％である。
【００５６】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金はさらに、Ｆｅの一部に代えてＣａ及びＭｇからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素はいずれも、Ｓと化合物を形成し、ＲＥＭの効果を補助する。
【００５７】
Ｃａ：０〜０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｓと化合物を形成し、ＲＥＭのＳ固定化効果を補助する。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、酸化物を形成し、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％である。上記効果を有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
【００５８】
Ｍｇ：０〜０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｓと化合物を形成し、ＲＥＭのＳ固定化効果を補助する。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、酸化物を形成し、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％である。上記効果を有効に得るためのＭｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
【００５９】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金はさらに、Ｆｅの一部に代えてＶ、Ｎｂ、Ｔａ及びＨｆからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、炭化物や炭窒化物を形成し、合金のクリープ強度を高める。
【００６０】
Ｖ：０〜０．５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＶはＣやＮと微細な炭化物や炭窒化物を形成し、合金のクリープ強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物や炭窒化物が多量に析出し、合金のクリープ延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４％である。上記効果を有効に得るためのＶ含有量の下限は０．０１％である。
【００６１】
Ｎｂ：０〜１．０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＣやＮと微細な炭化物や炭窒化物を形成し、合金のクリープ強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭化物や炭窒化物が多量に析出し、合金のクリープ延性及び靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜１．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４％である。上記効果を有効に得るためのＮｂ含有量の下限は０．０１％である。
【００６２】
Ｔａ：０〜１．０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＴａはＣやＮと微細な炭化物や炭窒化物を形成し、合金のクリープ強度を高める。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、炭化物や炭窒化物が多量に析出し、合金のクリープ延性及び靭性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０〜１．０％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．４％である。上記効果を有効に得るためのＴａ含有量の下限は０．０１％である。
【００６３】
Ｈｆ：０〜１．０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＨｆはＣやＮと微細な炭化物や炭窒化物を形成し、合金のクリープ強度を高める。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、炭化物や炭窒化物が多量に析出し、合金のクリープ延性及び靭性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０〜１．０％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．４％である。上記効果を有効に得るためのＨｆ含有量の下限は０．０１％である。
【００６４】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金はさらに、Ｆｅの一部に代えてＭｏ、Ｗ、Ｃｏ及びＣｕからなる群から選択される１種又は２種以上を含有させてもよい。
【００６５】
Ｍｏ：０〜１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは合金に固溶して、高温での合金のクリープ強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、この効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が失われ、合金の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜１．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．９％である。上記効果を有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
【００６６】
Ｗ：０〜２．０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは合金に固溶して、高温での合金のクリープ強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、この効果はある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が失われ、合金の靭性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜２．０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１．８％である。上記効果を有効に得るためのＷ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
【００６７】
Ｃｏ：０〜３．０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏはオーステナイトを安定にするとともに、合金に固溶して、高温での合金のクリープ強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、製造コストが増大する。したがって、Ｃｏ含有量は０〜３．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は２．８％である。上記効果を有効に得るためのＣｏ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
【００６８】
Ｃｕ：０〜３．０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはオーステナイトを安定にし、高温での使用中におけるσ相等の脆化相の析出を抑制する。Ｃｕが少しでも含有されれば、この効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜３．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．５％であり、より好ましくは２．０％未満である。上記効果を有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
【００６９】
［式（１）について］
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金はさらに、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７≦２．２０  （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００７０】
ｆｎ１＝Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７は、γ’の析出量を示す指標である。ｆｎ１はＡｌをＴｉ量に換算した場合における、Ｔｉの総量を示す。ｆｎ１が０．５０より低ければ、γ’の十分な析出量が得られず、合金の良好なクリープ特性が得られない。一方、ｆｎ１が２．２０より高ければ、γ’の析出量が多くなりすぎ、合金の耐応力緩和割れ性、クリープ延性及び靭性が低下する。したがって、ｆｎ１は０．５０〜２．２０である。この場合、γ’は適切な析出量となり、良好なクリープ特性が得られる。ｆｎ１の好ましい上限は２．００である。ｆｎ１の好ましい下限は０．６５である。
【００７１】
［式（２）について］
上記化学組成はさらに、式（２）を満たす。
０．４０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）≦０．８０  （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００７２】
ｆｎ２＝Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８Ａｌ／２７）は、Ｔｉ量に換算したＡｌ及びＴｉの総含有量に対するＴｉ含有量の比である。ｆｎ２が０．４０よりも低ければ、Ｔｉ含有量がＡｌ含有量に対して少なすぎ、γ’の析出量が低下する。その結果、ＮｉＣｒＦｅは優れたクリープ強度が得られない。一方、ｆｎ２が０．８０より高ければ、Ｔｉ含有量がＡｌ含有量に対して多すぎ、クリープ初期には微細なγ’として析出するが、時間の経過とともに、粗大で針状のη相に変化する。その結果、合金のクリープ強度及び靭性が低下する。したがって、ｆｎ２は０．４０〜０．８０である。この場合、適切な量のγ’が析出し、さらに時間が経過してもη相に変化しないため、良好なクリープ強度が得られる。ｆｎ２の好ましい上限は０．７５である。
【００７３】
［式（３）について］
上記化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６≧０  （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、Ａ（ＲＥＭ）には、各ＲＥＭの原子量が代入される。
【００７４】
ｆｎ３＝Σ［ＲＥＭ／（Ａ（ＲＥＭ））］−Ｓ／３２−２／３・Ｏ／１６は、粒界に偏析するＳ量を示す指標である。ｆｎ３が負の値であれば、粒界にＳが偏析するために、粒界脆化をもたらし、合金の耐応力緩和割れ性が低下する。一方、ｆｎ３が０以上であれば、ＲＥＭがＳを介在物として固定し、マトリックス中のＳ含有量を低減する。その結果、合金の耐応力緩和割れ性を高めることができる。したがって、ｆｎ３は０以上である。
【００７５】
［製造方法］
本実施形態のＮｉＣｒＦｅ合金の製造方法の一例を説明する。本実施形態の製造方法は、インゴットを製造する工程（製鋼工程）と、熱延板を製造する工程（熱間加工工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
【００７６】
［製鋼工程］
初めに、上述の化学組成を有する合金を溶製する。溶製は、たとえば、高周波真空溶解を用いて実施する。続いて、造塊法によりインゴットを製造する。
【００７７】
［熱間加工工程］
熱間加工工程では通常、１回又は複数回の熱間加工を実施する。はじめにインゴットを加熱し、その後熱間加工を実施する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造や熱間圧延である。熱間加工は、周知の方法で実施されればよい。
【００７８】
さらに、熱間加工されたＮｉＣｒＦｅ合金に対して、冷間加工を実施してもよい。冷間加工はたとえば、冷間圧延である。
【００７９】
さらに、上記の加工がされたＮｉＣｒＦｅ合金に対して、熱処理を実施してもよい。好ましい熱処理温度は１０５０〜１２００℃である。さらに、加熱保持後のＮｉＣｒＦｅ合金は、水冷されることが好ましい。
【００８０】
上述の製造方法の一例では、ＮｉＣｒＦｅ合金板の製造方法について説明した。しかしながら、ＮｉＣｒＦｅ合金は棒材であってもよく、合金管であってもよい。すなわち、製品形状は限定されない。また、合金管の場合、熱間押出による熱間加工を実施するのが好ましい。
【００８１】
以上の工程により、製造されるＮｉＣｒＦｅ合金は、優れたクリープ強度及び優れた耐応力緩和割れ性を有する。
【００８２】
［ミクロ組織について］
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金は、高温での使用環境中において、γ’及びη相が析出する。すなわち、本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金の、６５０℃で３０００時間保持後のミクロ組織は、γ’及びη相を合計で２〜６質量％を含有し、η相の個数密度が５個／１００μｍ2未満である。なお、本明細書において、γ’とη相とを総称して、「時効析出物」ともいう。
【００８３】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金を、６５０℃で３０００時間保持する時効処理を実施した場合において、γ’及びη相の合計が２質量％未満であれば、合金中のγ’の析出量が少なくなる。その結果、ＮｉＣｒＦｅ合金は優れたクリープ強度が得られない。一方、同一の時効処理を実施した場合において、γ’及びη相の合計が６質量％を超えれば、γ’の析出量が多くなりすぎる場合がある。この場合、合金は優れた耐応力緩和割れ性が得られない。したがって、時効処理後のγ’及びη相の合計は２〜６質量％である。
【００８４】
具体的に、γ’及びη相の合計は、次の方法で測定できる。本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金を、６５０℃で３０００時間保持する時効処理を実施する。時効処理後のＮｉＣｒＦｅ合金から、１０ｍｍ×５ｍｍ×５０ｍｍの試験片を採取する。合金が合金板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。一方、合金が合金管である場合、合金管の肉厚中央部から試験片を採取する。なお、予め試験片の重量を測定しておく。
【００８５】
採取した試験片を１％酒石酸−１％（ＮＨ4）2ＳＯ4−水溶液中で電解し、電解液から残渣を採取する。採取した残渣を、６０℃のＨＣｌ（１＋４）−２０％酒石酸溶液で溶解し、溶液をろ過する。ろ液をＩＣＰ発光分光分析で定量し、残渣中のＴｉ、Ａｌ、及びＮｉ濃度を決定する。求めた残渣中のＴｉ、Ａｌ、及びＮｉ濃度、及び、試験片の重量から、試験片のγ’及びη相中のＴｉ、Ａｌ、及びＮｉ含有量を決定する。以上の方法で求めたＴｉ、Ａｌ、及びＮｉ含有量の和を、γ’及びη相の和（質量％）と定義する。
【００８６】
本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金を、６５０℃で３０００時間保持する時効処理を実施した場合において、η相の個数密度が５個／１００μｍ2以上であれば、γ’の一部がη相へ変化している。そのため、ＮｉＣｒＦｅ合金は優れたクリープ強度が得られない。したがって、時効処理後のη相の個数密度は５個／１００μｍ2未満である。
【００８７】
具体的に、η相の個数密度は、次の方法で測定できる。本発明によるＮｉＣｒＦｅ合金を、６５０℃で３０００時間保持する時効処理を実施する。時効処理後のＮｉＣｒＦｅ合金について、顕微鏡観察を実施する。具体的に、時効処理後のＮｉＣｒＦｅ合金からミクロ試験片を採取する。合金が合金板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。一方、合金が合金管である場合、合金管の肉厚中央部からミクロ試験片を採取する。採取したミクロ試験片を機械研磨する。機械研磨後のミクロ試験片の表面を、１０％シュウ酸で電解腐食する。電解腐食後のミクロ試験片について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で５視野観察し、各視野のＳＥＭ画像を生成する。観察倍率は１００００倍とし、観察視野は、たとえば、１２μｍ×９μｍである。
【００８８】
γ’とη相とは、その形状が異なる。具体的に、γ’は球状で、η相は針状で観察される。より具体的に、γ’のアスペクト比は３未満であり、η相のアスペクト比は３以上である。ここで、アスペクト比とは、各時効析出物について、長軸長さを短軸長さで除した値を意味する。
【００８９】
上述の各視野のＳＥＭ画像において、コントラストから時効析出物（γ’及びη相）を特定する。さらに、画像処理により、特定した時効析出物について、アスペクト比を算出する。アスペクト比の算出には、汎用のアプリケーションソフトを用いればよい。算出したアスペクト比が３以上であれば、時効析出物はη相であると特定する。
【００９０】
各視野のＳＥＭ画像について、特定したη相を計数し、全視野の和を求める。全視野におけるη相の個数と、全視野面積とを用いて、観察視野１００μｍ2中のη相の個数密度（個／１００μｍ2）を求める。
【実施例】
【００９１】
表１に示す化学組成の符号１〜１５に示す化学組成を有する合金を、高周波真空溶解法により溶製した。【００９２】
【表１】
0006705508.tif 000002
【００９３】
各符号の合金を用いて５０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造及び熱間圧延を実施し、厚さ１５ｍｍの板材とした。各板材に対して、１１５０℃で３０分保持し、その後板材を急冷（水冷）し、溶体化処理を実施した。以上の製造工程により、ＮｉＣｒＦｅ合金板材を製造した。製造されたＮｉＣｒＦｅ合金板材を用いて、次の試験を実施した。【００９４】
［クリープ破断試験］
製造された合金板材から、試験片を作製した。試験片は、合金板材の厚さ中心部から長手方向（圧延方向）に平行に採取した。試験片は丸棒試験片であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点間距離は３０ｍｍであった。試験片を用いて、クリープ破断試験を行った。クリープ破断試験は７５０℃の大気雰囲気において、７０ＭＰａの引張り負荷をかけて実施した。破断時間が３０００時間以上のものを「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）、３０００時間未満のものを「ＮＡ」（Ｎｏｔ  Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と評価した。【００９５】
【表２】
0006705508.tif 000003
【００９６】
［ミクロ組織観察］
製造された合金板材から、上述の方法で試験片を作製した。作製した試験片を、６５０℃で３０００時間保持する時効処理を実施し、上述の方法でγ’及びη相の和（質量％）を求めた。さらに、上述の方法でη相の個数密度（個／１００μｍ2）を求めた。γ’及びη相の和が２質量％未満を「Ｌ」（Ｌｅｓｓ）、２〜６質量％を「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）、６質量％を超えるものを「ＴＭ」（Ｔｏｏ  Ｍｕｃｈ）と評価した。さらに、η相の個数密度が５個／１００μｍ2以上であったものは「η」と評価した。【００９７】
［耐応力緩和割れ試験］
製造された合金板材にさらに、冷間加工を実施した。具体的には、合金板材に対して厚さ１２ｍｍになるまで冷間圧延を実施した。この冷間圧延の断面減少率は２０％であった。この合金板材から、試験片を作成した。合金板材の厚さ中心部から長手方向（圧延方向）に平行に採取した。試験片は丸棒試験片であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点間距離は３０ｍｍであった。試験片を用いて、応力緩和試験を行った。応力緩和試験は６５０℃の大気雰囲気において、ひずみ速度０．０５ｍｉｎ-1で１０％の引張ひずみを付与しそのまま３００時間保持した。３００時間保持して破断しなかったものを「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）、破断したものを「ＮＡ」（Ｎｏｔ  Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と評価した。【００９８】
［試験結果］
試験結果を表２に示す。【００９９】
表２を参照して、符号１〜８の化学組成は適切であり、ｆｎ１は０．５０〜２．２０、ｆｎ２は０．４０〜０．８０、ｆｎ３は０以上であった。そのため、ミクロ組織はγ’及びη相が２〜６質量％であった。さらに、η相の個数密度が５個／１００μｍ2未満であった。その結果、クリープ破断時間は３０００時間以上であり、優れたクリープ強度を示した。さらに、応力緩和割れ試験で試験片が破断せず、優れた耐応力緩和割れ性を示した。【０１００】
一方、符号９では、ｆｎ１の値が低すぎた。そのため、ミクロ組織はγ’及びη相の和が２質量％未満であり、少なすぎた。その結果、クリープ破断時間は３０００時間未満であり、優れたクリープ強度を示さなかった。【０１０１】
符号１０では、ｆｎ１の値が高すぎた。そのため、ミクロ組織はγ’及びη相の和が６質量％を超えた。さらに、η相の個数密度が５個／１００μｍ2未満であった。すなわち、ミクロ組織は、γ’が６質量％を超え、多すぎた。その結果、応力緩和割れ試験で試験片が破断し、優れた耐応力腐食割れ性を示さなかった。【０１０２】
符号１１及び１２では、ｆｎ２の値が低すぎた。そのため、ミクロ組織はγ’及びη相の和が２質量％未満であり、少なすぎた。その結果、クリープ破断時間は３０００時間未満であり、優れたクリープ強度を示さなかった。【０１０３】
符号１３では、ｆｎ２の値が高すぎた。そのため、ミクロ組織はη相の個数密度が５個／１００μｍ2以上であった。その結果、クリープ破断時間は３０００時間未満であり、優れたクリープ強度を示さなかった。【０１０４】
符号１４では、ｆｎ３の値が低すぎた。その結果、応力緩和割れ試験で試験片が破断し、優れた耐応力腐食割れ性を示さなかった。マトリックス中のＳを固定できなかったためと考えられる。【０１０５】
符号１５では、ＲＥＭ含有量が低すぎた。さらにｆｎ３の値が低すぎた。その結果、応力緩和割れ試験で試験片が破断し、優れた耐応力腐食割れ性を示さなかった。マトリックス中のＳを固定できなかったためと考えられる。【０１０６】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【産業上の利用可能性】
【０１０７】
本発明は、クリープ強度及び耐応力緩和割れ性が求められる用途に広く適用できる。本発明は特に、火力発電用ボイラや石油精製等化学工業プラント等の高温部材として好適に用いることができる。
【図１】
0006705508.tif 000004