(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：３．００〜３．８０％、Ｆｅ：３０％以下、Ｍｇ：０．０００７〜０．０１０％を含有し、残部はＮｉと不純物からなり、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．７以上、Ａ値が０．０１５以上０．０２７未満であることを特徴とする高強度Ｎｉ基合金。
Ａ値＝Ａｌ／（Ａｌ＋１．７７（Ｔｉ−１．３６Ｃ）＋３．４４（Ｎｂ−５．１Ｃ））
【請求項２】
前記Ａ値が０．０１５〜０．０２５である請求項１に記載の高強度Ｎｉ基合金。
【請求項３】
時効硬化処理後の断面金属組織は、板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率が１２．５％以下である請求項１または２に記載の高強度Ｎｉ基合金。
【請求項４】
時効硬化処理後の断面金属組織は、板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率が１０．０％以下である請求項１または２に記載の高強度Ｎｉ基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に時効処理によって析出強化することができ、室温付近での高強度と耐粒界腐食性等の耐食性が要求される用途に使用されるＮｉ基合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂを含むＮｉ基合金は、時効処理を行うことによって、オーステナイト（γ）母相中に析出強化相であるγ’（ガンマプライム）相および／またはγ”（ガンマダブルプライム）相を微細析出させて析出強化により室温および高温で高い引張強度やクリープ強度を得ることができることが知られている。特に高温でのクリープ強度を重視するγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金では、析出強化相の微細析出による粒内強化のみでなく、クリープ変形が起こる粒界の強化が重要であり、粒界に炭化物、金属間化合物などを析出させて粒界強化を図っている。また、粒界には、クリープ強度に有害な微量不純物であるＰ、Ｓなどの元素も偏析しやすく、これらの元素が単独で偏析しないよう、粒界に炭化物を微量析出させて析出物に固溶させることで粒界から除去するなどの手段が取られる。このため、０．０２％〜０．０５％程度のＣを添加し、あえてＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ等を含む炭化物を粒界および／または粒内に微量に析出させることが多い。
また、Ｔｉ、Ｎｂは時効処理時に析出して強化に寄与するγ’および／またはγ”相の主要構成元素でもあるため、Ｔｉ、Ｎｂを含む一次炭化物が多く存在すると、時効析出時のγ’および／またはγ”相の析出量が減少し、強度が十分出なくなる可能性がある。このため、炭化物を析出させることを前提にする合金では、炭化物に消費されるＴｉ、Ｎｂ量を考慮してやや多めに添加される。
【０００３】
一方、Ｃｒ、Ｍｏ等が添加されているγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金は、室温付近での強度が良好なだけでなく、、良好な耐食性を有しており、高強度かつ耐食性が必要とされる用途に用いられる。ここでいう室温付近とは、クリープが起こる温度より低い温度を指しており、たとえば、２００℃や３００℃付近までを含むものとする。
耐食性に対しては、ステンレス鋼と同様、Ｃｒを含む炭化物の粒界析出によって低下するため、Ｃが低い方が好ましい。室温付近で使用される一般的なγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金は、０．０２〜０．０５％程度のＣを含む場合が多く、このＣ量はステンレス鋼と同等の低い量であるので、良好な耐食性を示すことが多い。
【０００４】
ところで、特殊な用途、例えば原子力発電プラントに使用されるγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金においては、例えば、特許文献１に開示されるように、Ｌａｖｅｓ相（Ｍ２Ｎｂ）を消失させてオーステナイト組織の基地にＭＣ型炭化物（ＭはＴｉ、Ｎｂなど）およびγ”相を析出させることで耐応力腐食割れ性を改善する原子炉炉内部材の製造方法の発明がある。更に、特許文献２に開示されるように、オーステナイト結晶粒と整合なＭ２３Ｃ６型炭化物を粒界析出させることで粒界をジグザグ状にし、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を改善する耐ＳＣＣ性Ｎｉ基合金部材およびその熱処理方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公昭６１−２８７４６号公報
【特許文献２】特公平４−４２４６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１および特許文献２に示される合金部材は、その製造方法や熱処理方法によって、炭化物をあえて析出させることで、原子炉内の高温高圧水環境での耐応力腐食割れ性を改善しようとするものである。そのため、合金組成中のＣ量にはＣの下限規定はないものの、実施例においては、特許文献１では０．０６％のＣ量、特許文献２では０．０２５〜０．０５％のＣ量を含む合金が開示されており、これらの特許文献に示される製法による効果を発揮させるためには、合金中に炭化物形成に必要なＣを含むことが必要とされることが明白である。これは、原子炉の高温高圧水環境といったステンレス鋼、Ｎｉ基合金が全面腐食を起こさないと思われる環境での使用を前提としていることも影響しており、ある程度Ｃを含むことが許容されると考えられる。
また、ＭＣ型炭化物は、一般に凝固偏析部に多く形成され、不均一にストリンガー状に分布することが多い。ＭＣ型炭化物がオーステナイト結晶粒をピン止めする効果を有するため、ＭＣ型炭化物の不均一分布に伴うオーステナイト結晶粒の不均一や引張強度、延性のばらつきが生じやすいという問題があった。
本発明の目的は、室温付近で良好な耐食性と高強度、高延性を併せ持つ高強度Ｎｉ基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者等は、特許文献１に記載の合金をベースとして、Ｃ量をさらに低下させることによって、耐食性を改善することを検討した。一方で、低Ｃ化によるＭＣ型炭化物が減少することによってフリーのＴｉ、Ｎｂ等が増加する。そのため、好ましくない脆化相である金属間化合物、η（イータ）相やδ（デルタ）相などが析出しやすくなり、合金の相安定性の低下が起こる可能性がある。また低Ｃ化による粒界炭化物の減少によって起こる粒界へのＳ偏析による熱間加工性および耐粒界腐食性の低下が懸念された。そこで、これらの弊害を解消する組成を鋭意検討した。
その結果、Ｃを低減するとともにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃの組成バランスを最適化すること、Ｓ固定元素として適正量のＭｇを添加することが高強度と耐食性の良好なバランスを得るのに有効であることを知見し、本発明に至った。
【０００８】
すなわち、本発明は、質量％でＣ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：３．００〜３．８０％、Ｆｅ：３０％以下、Ｍｇ：０．０００７〜０．０１０％を含有し、残部はＮｉと不純物からなり、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．７以上、Ａ値が０．０１５以上０．０２７未満である高強度Ｎｉ基合金である。
Ａ値＝Ａｌ／（Ａｌ＋１．７７（Ｔｉ−１．３６Ｃ）＋３．４４（Ｎｂ−５．１Ｃ））
前記Ａ値は０．０１５〜０．０２５の範囲が好ましい。
また、本発明は、時効硬化処理後の断面金属組織は、板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率が１２．５％以下である高強度Ｎｉ基合金である。
前記の面積率は１０．０％以下が好ましい。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のＮｉ基合金は、室温付近での良好な耐食性と高強度を両立できることから、原子炉内環境より腐食性の強い化学プラント、石油、天然ガス等の掘削用部品、海水環境に使用される部品などに使用すると、より高い信頼性を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】時効処理後に行った引張試験で得られた０．２％耐力とＡ値の関係を示す図である。
【図２】時効処理後に行った引張試験で得られた引張強さとＡ値の関係を示す図である。
【図３】時効処理後に行った引張試験で得られた伸びとＡ値の関係を示す図である。
【図４】時効処理後に行った引張試験で得られた絞りとＡ値の関係を示す図である。
【図５】時効処理後に行った粒界腐食試験で得られた最大腐食深さとＡ値の関係を示す図である。
【図６】時効処理後の板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率と粒界腐食試験で得られた最大腐食深さの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
先ず、本発明で規定した各元素とその含有量について説明する。なお、特に記載のない限り含有量は質量％として記す。
Ｃ：０．０１％未満
Ｃは、Ｃｒと結合してＭ２３Ｃ６型炭化物を主としてオーステナイト粒界に生成し、全面腐食性および粒界腐食性を悪化させるだけでなく、Ｔｉ、Ｎｂと結合してストリンガー状のＭＣ型炭化物を生成して、結晶粒を不均一化し強度、延性の不均一化をもたらす。粒界に生成するＣｒを含むＭ２３Ｃ６型炭化物は、高温での粒界すべりを抑制して高温強度、延性を高めるが、室温付近での使用を前提にした場合、粒界への析出による耐食性低下の悪影響の方が大きいため、Ｃは低くする必要がある。０．０１％以上添加すると、耐食性低下が大きくなることから、０．０１％未満に制限する。Ｃは０．００８％以下が好ましく、さらに好ましくは０．００６％以下、さらには０．００５％以下がよい。
【００１２】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、合金溶製時に脱酸剤として用いられる。しかし、過度に含有すると延性、加工性が低下するため、０．５％以下に限定する。特に好ましいＳｉの上限は０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは、合金溶製時に脱酸剤や脱硫剤として用いられる。不可避的不純物としてＯやＳが含有していると粒界に偏析して低融点化することにより熱間加工時に粒界が局部溶融する熱間脆性を引き起こすため、Ｍｎを用いて脱酸、脱硫を行う。しかし、過度に含有すると延性が低下するため、０．５％以下に限定する。好ましいＭｎの上限は０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
【００１３】
Ｃｒ：１５〜２５％
Ｃｒは、オーステナイト母相に固溶して耐食性を高める重要な元素である。しかし、１５％未満では上記の効果が得られず、また過度の添加は合金の製造性や加工性の低下をもたらすことから、１５〜２５％に限定する。好ましい範囲は１８．０〜２４．０％であり、さらに好ましい範囲は１８．０〜２３．０％である。
Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：１．０〜５．０％
Ｍｏは、Ｃｒとともにオーステナイト母相に固溶して全面腐食性および耐孔食性を高める重要な元素であり、一部を当量のＷに置換してＭｏ＋０．５Ｗ量として規定することができる。Ｍｏ単独あるいはＭｏを必須としてＭｏ＋０．５Ｗの値は、１．０％未満では耐食性向上の効果が少なく、一方５．０％を超えて添加すると加工性が低下することから、Ｍｏ単独あるいはＭｏを必須としてＭｏ＋０．５Ｗの値は、１．０〜５．０％とする。好ましい範囲は、２．０〜４．５％であり、さらに好ましい範囲は、２．５〜３．５％である。
【００１４】
Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％
ＡｌおよびＴｉは、Ｎｉとともにγ’相と呼ばれる金属間化合物Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）を形成し、合金の高温強度を高めるために添加する。Ａｌは０．２％未満では上記効果が得られず、また過度の添加は合金の製造性や加工性が劣化するため、Ａｌは０．２〜０．８％に限定する。また、Ｔｉは、室温付近での強度向上の効果が大きく、高い強度を必要とする場合には、多めに添加される。Ｔｉは１．０％未満では十分な強度向上の効果が得られず、一方過度の添加は合金の製造性や強化に寄与しない粗大な板状のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）と呼ばれる脆い金属間化合物をオーステナイト粒界近傍に板状で単独または板状でオーステナイト相とともに層状に生成して強度、延性、耐食性を低下させることから、Ｔｉは１．０〜２．０％に限定する。好ましいＡｌの下限は０．２％、上限は０．６％であり、好ましいＴｉの下限は１．２％、上限は１．８％である。さらに好ましいＡｌの下限は０．２５％、上限は０．４０％であり、さらに好ましいＴｉの下限は１．４％、上限は１．７％である。
【００１５】
Ｎｂ：３．００〜３．８０％
Ｎｂは、Ｎｉとともにγ”相と呼ばれる金属間化合物Ｎｉ３Ｎｂを形成するか、または、γ’相（Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）に固溶して、合金の高温強度を高めるために添加する。Ｎｂは、３．００％より少ないと十分な強度が得られず、一方３．８０％より多いと強化に寄与しない粗大な金属間化合物δ相（Ｎｉ３Ｎｂ）が生成しやすくなり、十分な強度、延性が得られにくくなる恐れがあることから、Ｎｂは３．００〜３．８０％に限定する。好ましいＮｂの下限は、３．２０％、上限は３．７０％であり、より好ましいＮｂの下限は、３．３０％である。
Ｆｅ：３０％以下
Ｆｅは、後述する、残部を構成するＮｉの一部を置換可能な元素である。Ｎｉの一部をＦｅに置換することで製造コストを低減することができる。一方で過剰なＦｅは全面腐食性を低下させたり、脆化相であるδ相やＬａｖｅｓ相などを生成しやすくするため、低い方が好ましく、３０％以下に制限する。好ましいＦｅの上限は２０％以下であり、より好ましい上限は１８％以下である。  
【００１６】
Ｍｇ：０．０００７〜０．０１０％
Ｃを０．０１％未満に低く抑えた場合に、粒界析出炭化物の量が少なくなりすぎることにより、粒界へ偏析したＳを固定できなくなり、粒界へのＳ偏析による熱間加工性の低下、耐粒界腐食性の低下が起こりやすくなる。そのため、Ｍｇは粒界偏析したＳと結合してＳを固定して、熱間加工性や耐粒界腐食性を改善するために添加する。Ｍｇは０．０００７％より少ないと効果が十分でなく、一方０．０１０％を超えて添加すると酸化物や硫化物が多くなり、介在物として清浄度を低下させたり、Ｎｉとの結合による低融点化合物が多くなり、熱間加工性を低下させることから、Ｍｇは０．０００７〜０．０１０％に限定する。好ましいＭｇの上限は０．００５％であり、更に好ましい上限は０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
Ｍｇの添加の目的は、粒界偏析するＳの固定であるため、Ｓ量に応じて添加量が規定される。Ｓを有効に固定するためには、ＭｇはＳとの原子量比で１：１以上の添加が必要であることから、質量％比でＭｇ／Ｓの値を０．７以上に限定する。好ましくは、０．８以上がよい。
Ｎｉ（残部）
残部のＮｉはオーステナイト生成元素である。オーステナイト相は原子が稠密に充填されているため、高温でも原子の拡散が遅くフェライト相と比較して高温強度が高い。また、オーステナイト基地は合金元素の固溶限が大きく、析出強化の要であるγ’相、γ”相の析出や、固溶強化によるオーステナイト基地自身の強化に有利である。オーステナイト基地を構成する最も有効な元素はＮｉであるため、本発明では残部をＮｉとする。勿論、残部には前述のＮｉの他、製造上不可避的に含有される不純物も含まれる。
【００１７】
前述した不純物のうち、特に制限すべき不純物は以下の通りである。
不純物であるＰ、Ｓは粒界に偏析しやすく、耐食性の低下や熱間加工性の低下を招くことから、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％未満に限定する。Ｓについては、０．００３％以下が好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。
また、Ｏ、Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と結合して酸化物系、窒化物系の介在物を形成して清浄度を低下させ、耐食性や疲労強度を劣化させるだけでなく、γ’相を形成するＡｌ、Ｔｉ量を低減して析出強化による強度上昇を阻害する恐れがあることから、できるだけ低く抑えることが好ましい。このため、好ましいＯは０．００９％以下、Ｎは０．００４％以下がよく、さらに好ましいＯは０．００６％以下、Ｎは０．００３％以下がよい。
Ｎｂ添加を行う場合に少量のＴａが不純物として混入する場合があるが、Ｔａは０．２％以下の範囲であれば影響は少なく、特別に低く制限する必要はなく、混入しても差し支えない。
Ｎｉを添加する場合に少量のＣｏが不純物として混入する場合があるが、Ｃｏは１％以下の範囲であれば影響は少なく、特別に低く制限する必要はなく、混入しても差し支えない。
Ｂ、Ｚｒは粒界に偏析して熱間加工性を改善するが、過度に添加または混入すると逆に脆い化合物を生成して熱間加工性を害することから、Ｂは０．００２％以下、Ｚｒは０．０５％以下に制限する。
【００１８】
Ａ値＝Ａｌ／（Ａｌ＋１．７７（Ｔｉ−１．３６Ｃ）＋３．４４（Ｎｂ−５．１Ｃ））：０．０１５以上０．０２７未満
上述のように、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂは、時効処理によってオーステナイト母相中にγ’および／またはγ’’相を微細に析出させることによって強度を向上させる元素であるが、そのバランスが強度に大きく影響する。また、Ｔｉについては、一部Ｃと結合してＭＣ型炭化物も形成するので、ＭＣ型炭化物を形成した後の残りのオーステナイト母相に固溶するＴｉ量が微細なγ’相や粗大な金属間化合物η相の形成に寄与する。Ｎｂもまた、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成するため、ＭＣ型炭化物を形成した後の残りのオーステナイト母相に固溶するＮｂ量が微細なγ’相、γ’’相の析出や粗大な金属間化合物Ｌａｖｅｓ相やδ相の形成に寄与する。合金中のＣはＴｉとＮｂの両方を固定することになる。ＴｉとＮｂがＣと結合して、ほぼ同量のＭＣ型炭化物を生成すると考え、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃの原子量比を考慮すると、ＭＣ型炭化物として固定されるＴｉ量は１．３６Ｃ、ＭＣ型炭化物として固定されるＮｂ量は５．１Ｃとなる。ＭＣ型炭化物として固定された後にオーステナイト母相に残るＴｉ、Ｎｂ量は、質量％でそれぞれＴｉ−１．３６Ｃ、Ｎｂ−５．１Ｃと表されるので、γ’相を構成するＡｌ，Ｔｉ、Ｎｂ量の合計はＡｌ＋１．７７（Ｔｉ−１．３６Ｃ）＋３．４４（Ｎｂ−５．１Ｃ）となる。本合金の強度、延性のバランスを向上させるには、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂのバランスをとることが重要であるので、Ａｌとの質量％の比、Ａｌ／（Ａｌ＋１．７７（Ｔｉ−１．３６Ｃ）＋３．４４（Ｎｂ−５．１Ｃ））なるＡ値を設定し、Ａ値の範囲を検討した結果、０．０１５未満では強度が高くなるものの十分な延性が得られない可能性があり、一方０．０２７以上では強度が低下することから、Ａ値は、０．０１５以上０．０２７未満に限定する。好ましいＡ値の上限は０．０２５である。
本発明合金の場合、Ｃを低く制限するため、ＭＣ型炭化物に固定されるＴｉ、Ｎｂ量は少ないので、ＭＣ型炭化物の影響は小さいと考えられるが、その分、０．０２〜０．０５％程度のＣを含む合金に比べて、γ’相を形成するＴｉ量が多くなることから、脆い板状η相を単独またはオーステナイト相とともに層状に生成しやすい傾向をもつ。特に強度を高めるために時効温度を７６０℃付近に高めると、脆い板状のη相がオーステナイト粒界に単独またはオーステナイト相とともに層状に生成しやすくなり、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ量およびそのバランスが適正でない場合には、高強度が得られる７６０℃付近の高温時効処理を適用することが困難となり、高強度が得にくくなる。そのため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ量とそのバランスを適正化することが高強度と良好な耐食性を得るためには重要である。一方でＴｉ、Ｎｂは室温付近での強度向上の効果が大きいことから、高い強度を得るためには、多めの添加を行う。このため、Ｃ量の少ない合金ではγ’相を生成するＴｉ、Ｎｂ量をより正確に見積もって相安定性を評価する必要がある。したがって、上記の数値を設定することで、より正確な相安定性を確保する成分範囲を限定できる。
【００１９】
以上の低い不純物レベルを量産規模の製造にて得るには、例えば、１次溶解である真空誘導溶解（ＶＩＭ）と２次溶解である真空アーク再溶解（ＶＡＲ）との組み合わせで溶解してインゴットを製造することが好ましいが、さらに経済性を考慮する場合には、１次溶解である真空誘導溶解（ＶＩＭ）と２次溶解であるエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）との組み合わせで溶解してインゴットを製造することがさらに好ましい。また、ＥＳＲ溶解を用いるとＳを効率的に低減できることから、Ｓを低く制限したい本発明合金の場合はＥＳＲ溶解を採用することが好ましい。
また、再溶解により製造したインゴットにおいてもミクロ偏析が生じやすいため、均質化熱処理を行うことが好ましい。均質化処理は１次溶解による電極および２次溶解によるインゴットの両方に対して、または２次溶解によるインゴットのみに対して行うことが好ましい。均質化処理条件は、１１７０〜１２１０℃で３０〜５０時間保持する条件で行うことが好ましい。
【００２０】
本発明のＮｉ基合金は適切な時効処理を行うことにより、優れた０．２％耐力および引張強さが得られ、更に、良好な耐粒界腐食性を兼備させることができる。具体的には、９００〜１１００℃の固溶化処理を行い、続いて７００〜７７０℃で５〜１０時間保持後、そのまま次の保持温度まで徐冷し、６００〜６６０℃で５〜１０時間保持をする２段時効処理を行うことにより前述の効果を確実に得ることができる。
その場合、時効処理後の断面金属組織は、板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率が１２．５％以下の独特の金属組織を呈する。なお、前記の時効処理後の断面金属組織の面積率は低い方が前記の効果が向上し、特に板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率が１０．０％以下とするのが好ましい。
前記の板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率の測定は、時効処理後のＮｉ基合金の塑性加工方向に平行断面を光学顕微鏡観察にて、視野面積率で０．０９０〜０．１００ｍｍ２を画像処理装置を用いて測定すると良い。測定面積は広ければ広いほど良いが、０．１００ｍｍ２を超える範囲で測定を行っても測定値には殆ど変化がないことから測定面積の上限は０．１００ｍｍ２で十分である。一方で、測定面積が過度に狭いと金属組織のばらつきの影響が懸念されることから０．０９０ｍｍ２を下限とすると良い。
【実施例】
【００２１】
真空誘導溶解により１０ｋｇのインゴットを作製した。表１に作製した本発明合金Ｎｏ．１〜４および比較合金Ｎｏ．２１〜２４の化学成分を示す。なお、表１に示さない不純物として、本発明合金のＯ（酸素）は全て０．００８％以下、Ｎ（窒素）は０．００２％以下であった。
【００２２】
【表１】
0006347408.tif 000002
【００２３】
表１に示すインゴットを１１８０℃で３０時間の均質化処理の後、熱間鍛造を行い、断面が２５ｍｍ×４０ｍｍのバー材に仕上げた。その後、１０００℃で１時間保持後、空冷の固溶化処理を行い、さらに２条件の時効処理を行った。
時効処理条件は、７２０℃で８時間保持後、２時間で６２０℃まで冷却し、６２０℃で８時間保持後、空冷の条件（この条件をＨ１熱処理と呼ぶ）、および７６０℃で８時間保持後、２時間で６５０℃まで冷却し、６５０℃で８時間保持後、空冷の条件（この条件をＨ２熱処理と呼ぶ）、の２条件で実施した。
【００２４】
時効処理後に、バー材の長手方向に沿って試験片を採取して室温での引張試験を行った。引張試験片は平行部６．３５ｍｍ、標点間距離２５．４ｍｍの丸棒試験片を用い、室温にてＡＳＴＭに準拠して試験した。その結果を表２および図１〜４に示す。
図１、２より０．２％耐力および引張強さは、Ａ値が大きくなるにつれて低下する傾向が見られ、Ａ値が低めの方が高強度が得られやすいことがわかる。また、Ｈ１熱処理よりＨ２熱処理の方が高い０．２％耐力、引張強さが得られ、Ａ値が０．２７未満では、Ｈ１熱処理で約９００ＭＰａを超える０．２％耐力、Ｈ２熱処理で約９９０ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られる。一方、図４よりＡ値によって絞りは大きく変化しないものの、図３よりＡ値が低下するにつれて伸びは低下する傾向がみられる。しかし、Ａ値が０．０１５以上であれば、十分な伸びが得られることがわかる。したがって成分およびＡ値が本発明の範囲内にある本発明合金Ｎｏ．１〜４は良好な強度と延性のバランスを有しているといえる。
【００２５】
【表２】
0006347408.tif 000003
【００２６】
前記の時効処理後に、バー材の長手方向に沿って試験片を採取して粒界腐食試験を行った。粒界腐食試験片は、厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ約１００ｍｍの短冊状試験片を用い、ＪＩＳ−Ｇ０５７２に規定される硫酸−硫酸第二鉄腐食試験を沸騰液中に２４時間浸漬する条件で行った。浸漬終了後、試験片を取り出し、長手方向を円弧状に曲げた後、幅の１／２で縦断面に沿って切断、研磨し、曲げ外周表面からの最大粒界腐食深さを測定した。その結果を表３および図５に示す。
表３および図５よりＡ値が本発明の範囲内にある本発明合金Ｎｏ．１〜４は、Ｈ１熱処理、Ｈ２熱処理ともに最大粒界腐食深さが小さく、良好な耐粒界腐食性を示すことがわかる。一方、Ａ値が本発明の範囲より高い比較合金Ｎｏ．２１〜２４では、Ｈ１熱処理においても大きな最大粒界腐食深さを示したり、Ｈ２熱処理においてさらに大きな最大粒界腐食深さを示すことから、良好な耐粒界腐食性が得られにくいことがわかる。
【００２７】
【表３】
0006347408.tif 000004
【００２８】
また、時効処理後の縦断面の光学顕微鏡組織を観察し、観察された板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率を画像処理によって測定した。その結果を表４に示す。なお、面積率の測定は時効処理後のＮｉ基合金の塑性加工方向に平行断面を光学顕微鏡観察にて、視野面積率で０．０９４ｍｍ２とした。
表４より、面積率は化学成分だけでなく、熱処理条件にも大きく依存しており、Ｈ２熱処理を行ったときに大きな面積率を示し、多くの板状の粗大な金属間化合物が析出していることがわかる。また、粒界腐食試験後の腐食形態を観察した結果、オーステナイト粒界だけでなく、粗大な板状が単独および層状に析出した金属間化合物に沿って腐食が進行していることがわかった。板状金属間化合物単独領域および板状金属間化合物相とγ相の２相からなる層状領域の面積率と粒界腐食試験による最大粒界腐食深さの関係を図６に示す。図６より、ばらつきが大きいものの、面積率が大きい方が最大粒界腐食深さが大きくなる傾向があることがわかり、特に面積率が１２．５％を超えると大きな最大粒界腐食深さを示すことがわかる。
【００２９】
【表４】
0006347408.tif 000005
【００３０】
以上の結果から、本発明のＮｉ基合金は、室温付近での良好な耐食性と高強度を両立できることがわかる。本発明のＮｉ基合金を原子炉内環境より腐食性の強い化学プラント、石油、天然ガス等の掘削用部品、海水環境に使用される部品などに使用すると、より高い信頼性を得ることができる。
【産業上の利用可能性】
【００３１】
本発明のＮｉ基合金を用いれば、低いＣ量に起因する良好な耐食性と室温付近での高い強度、延性を得ることが可能となることから、例えば、原子炉内環境より腐食性の強い化学プラント、石油、天然ガス等の掘削用部品、海水環境に使用される部品などに使用すると、高い信頼性をもたらすものと期待される。
【図１】
0006347408.tif 000006
【図２】
0006347408.tif 000007
【図３】
0006347408.tif 000008
【図４】
0006347408.tif 000009
【図５】
0006347408.tif 000010
【図６】
0006347408.tif 000011