(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｃｏ：５〜３０％、Ｍｏ：１〜９％未満、Ｗ：５〜２０％、Ａｌ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．３〜２．５％、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする偏析性に優れたＮｉ基超合金。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｚｒ：０．２％以下、Ｈｆ：０．８％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
【請求項３】
質量％で、さらに、ＮｂとＴａの１種または２種を合計でＮｂ＋１／２Ｔａ≦１．５％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
【請求項４】
発電機部材の鍛造品または発電機部材の鋳造品用の素材に用いるものであることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に大型鋳塊の製造に好適であり、鋳塊製造時にストリーク状偏析の発生を軽減させることができるＮｉ基超合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
化石燃料の消費量低減および地球温暖化防止などの観点から、ＵＳＣ（超々臨界圧）プラントの更なる高効率化に期待が寄せられている。特に近年、２１世紀の発電プラントとして高効率石炭火力発電を指向する動きが盛んであり、主蒸気温度が７００℃を超えた次世代超々臨界圧蒸気発電に対応したタービンロータやボイラー部材等の開発が進められている。
７００℃を超える高温の蒸気に晒されるタービンロータ素材に使用される耐熱材料は、もはや従来までのフェライト系耐熱鋼では耐用温度の観点から使用することができず、Ｎｉ基合金を適用せざるを得ない。
【０００３】
Ｎｉ基耐熱合金は良好な高温強度を得るために、ＴｉやＡｌ、或いはＮｂを少量添加してオーステナイト（以下γと記す）のマトリクス中にＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）からなるガンマプライム相（以後γ’と記す）あるいは／およびＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）Ｎｂ）からなるガンマダブルプライム相（γ”と記す）と呼ばれる析出相を整合的に微細析出させて強化する析出強化型の合金が多い。インコネル（商標、以下同じ）７０６や７１８はこれに当たる。
また、ワスパロイのように、γ’相の析出強化に加え、固溶強化とＭ２３Ｃ６炭化物の分散強化により複合的に強化するタイプの合金や、インコネル２３０に代表されるように析出強化元素を殆ど含有せず、ＭｏやＷにより固溶強化する、所謂、固溶強化型の合金も存在する。
また、最近では、他のフェライト系の部材との熱膨張差の問題、あるいは熱疲労強度の問題から特許文献１や特許文献２、特許文献３、或いは特許文献４のように、フェライト系耐熱鋼と同等以上の低い線膨張係数を有しながら、かつフェライト系耐熱鋼の高温材料特性を上回る析出強化型Ｎｉ基合金も提案されている。
【特許文献１】特開２００５−３１４７２８公報
【特許文献２】特開２００３−１３１６１号公報
【特許文献３】特開平９−１５７７７９号公報
【特許文献４】特開２００６−１２４７７６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
一方、主蒸気温度が７００℃を超えるような高温の環境下では、材料特性は製品の不均質性に対しても極めて敏感となる。材料の不均質性は微小な偏析や非金属介在物、有害な金属間化合物を生成し、材料特性を大きく低下させることから、このような環境下で使用する材料には高い均質性が要求される。特に、特許文献１、特許文献２、特許文献３、或いは特許文献４に添加されているＷは、線膨張係数を低減させ、材料特性を向上させる効果はあるものの、Ｎｉとの密度の差が非常に大きく、凝固形態を複雑にして、種々の欠陥の原因となるストリーク状の偏析の発生を促進させる主な原因となる。さらに大型インゴットは凝固速度が遅いため、マクロ偏析が発生し易く、Ｗのような偏析ストリークの生成を促進する元素を含有した場合には、タービンロータやケーシングに用いるような品質の優れた大型インゴットを製造することは困難である。
【０００５】
この発明は上記のような課題を解決するためになされたもので、Ｗを含有するＮｉ基合金の偏析性の低減に有効である。この発明を適用することにより、材料特性を大きく低下させずに、ストリーク状偏析の出現を軽減させ、大型部材の製造に適する偏析の少ない品質の優れた大型鋳塊の製造方法を提供することができる。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
Ｎｉ基合金に添加するＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂといった析出強化元素やＭｏやＷ等の固溶強化元素は、その組み合わせや含有量により凝固界面への分配係数が変化する。特に、Ｎｉとの密度差が大きい元素では、分配係数が１から乖離するほど、母溶鋼および濃化溶鋼の密度差が大きくなり、ストリーク状の偏析の発生を促進させる。従って、Ｗを含有するＮｉ基合金の偏析性を大きく改善させるには、Ｎｉとの密度差が小さいＭｏや、添加量の小さいＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂよりも、固溶強化元素で比較的添加量が大きく、Ｎｉとの密度差が非常に大きいＷの分配係数を１に近づけることが重要である。
Ｃｏは従来、固溶強化元素として高温組織安定性に寄与する元素であることが一般的に知られているが、本願発明者らは、Ｃｏを添加することにより、析出強化元素のＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂだけでなく、偏析ストリーク発生を大きく促進させるＷの分配係数を１に近づけて、母溶鋼および濃化溶鋼の密度差を小さく出来ることを見出した。その結果、Ｗを含むＮｉ基超合金中のストリーク状偏析の生成を大幅に低減できることが明らかとなり、本発明を完成するに至ったものである。
この発明は、以下に示す手段により上記目的を達成するものである。
【０００７】
すなわち、本発明の偏析性に優れたＮｉ基超合金のうち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｃｏ：５〜３０％、Ｍｏ：１〜９％未満、Ｗ：５〜２０％、Ａｌ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．３〜２．５％、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００８】
第２の本発明の偏析性に優れたＮｉ基超合金は、前記第１の本発明において、質量％で、さらに、Ｚｒ：０．２％以下、Ｈｆ：０．８％以下の１種または２種を含有することを特徴とする。
【０００９】
第３の本発明の偏析性に優れたＮｉ基超合金は、前記第１または第２の本発明のいずれかにおいて、質量％で、さらに、ＮｂとＴａの１種または２種を合計でＮｂ＋１／２Ｔａ≦１．５％を含有することを特徴とする。
【００１０】
第４の本発明の偏析性に優れたＮｉ基超合金は、前記第１〜第３の本発明のいずれかにおいて、発電機部材の鍛造品または発電機部材の鋳造品用の素材に用いるものであることを特徴とする。
【００１１】
以下に、本発明の合金組成を設定した理由を以下に説明する。
なお、以下の含有量はいずれも質量％で示されている。
【００１２】
＜合金組成＞
Ｃ：０．００５〜０．１５％
Ｃは、ＴｉとはＴｉＣを形成し、またＣｒ、ＭｏとはＭ６Ｃ、Ｍ７Ｃ３、およびＭ２３Ｃ６タイプの炭化物を形成し、合金の結晶粒の粗大化を抑制するとともに、高温強度の向上にも寄与する。更に、Ｍ６ＣやＭ２３Ｃ６は結晶粒界に適量の炭化物を析出させることで粒界を強化するために、本発明では必須の元素である。Ｃが０．００５％以上含まれないと上記の効果が得られず、０．１５％を越えると析出強化に必要なＴｉ量が減少するだけでなく、時効処理時に粒界へ析出するＣｒ炭化物が多くなりすぎて粒界が脆弱化し、延性が低下する。従って、Ｃの添加量は０．００５〜０．１５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で、下限を０．０１％、上限を０．０８％とするのが望ましい。
【００１３】
Ｃｒ：８〜１５％
Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性、強度を高めるに不可欠な元素である。また、Ｃと結びついて炭化物を析出させ、高温強度を高める。それらの効果を発揮させるためには、最低８％以上の含有量が必要である。しかしながら、多すぎる含有量はマトリクスの安定性を阻害し、σ相やα−Ｃｒなどの有害なＴＣＰ相の生成を助長することになり、延性や靭性に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｒの含有量は８〜１５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を１０％、上限を１３％とするのが望ましい。
【００１４】
Ｃｏ：５〜３０％
ＣｏはＮｉとの密度差が大きく、ストリーク状偏析の発生原因となるＷの分配係数を１に近づけ、偏析性を大きく改善させるために、本発明では必須の元素である。また、ＣｏはＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂといった析出強化元素の分配係数も１に近づけることができる。Ｃｏを５％以上含まないと上記の効果が十分得られず、３０％を超えると鍛造性を悪化させるだけでなく、μ相（Ｌａｖｅｓ相）と呼ばれるＴＣＰ相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがってＣｏの含有量は５〜３０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で、下限を１０％、上限を２０％とすることが望ましい。
【００１５】
Ｍｏ：１〜９％未満
Ｍｏは主にマトリクスに固溶してマトリクス自体を強化する固溶強化元素として有効であるとともに、γ’相に固溶してγ’相のＡｌサイトに置換することによりγ’相の安定性を高めるので高温での強度を高めるとともに組織の安定性を高めるのに有効である。Ｍｏ含有量が１％未満では上記効果が不十分であり、９％以上になるとμ相（Ｌａｖｅｓ相）と呼ばれるＴＣＰ相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがって、Ｍｏの含有量は１％〜９％未満の範囲に限定する。同様の理由で下限を３．０％、上限を７．０％とするのが望ましい。
【００１６】
Ｗ：５〜２０％
ＷもＭｏと同様にマトリクスに固溶してマトリクス自体を強化する固溶強化元素として有効であるとともに、γ’相に固溶してγ’相のＡｌサイトに置換することによりγ’相の安定性を高めるので高温での強度を高めるとともに組織の安定性を高めるのに有効である。また、線膨張係数を下げる効果も有しており、適切な含有量であれば、ＴＣＰ相が析出しないので組織安定性を損なうことはない。ただし、多すぎる含有ではα−Ｗが析出し組織安定性を低下させるのみならず、熱間加工性も著しく劣化させる。従って、Ｗの含有量は５〜２０％の範囲に限定する。同様の理由で下限を７．０％、上限を１５．０％とするのが望ましい。
【００１７】
Ａｌ：０．１〜２．０％
ＡｌはＮｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。Ａｌが０．1％未満では十分な析出強化を得ることが出来ないが、多すぎる含有はγ’相の粒界への粗大凝集により、濃化領域と無析出帯とができ、高温特性の低下、切り欠き感受性の劣化を招き、機械的特性が大幅に低下する。また、過剰に含有すると熱間加工性が低下し、鍛造が困難になる。従って、Ａｌの含有量は０．１〜２．０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を０．５％、上限を１．５％とするのが望ましい。
【００１８】
Ｔｉ：０．３〜２．５％
Ｔｉは主にＭＣ炭化物を形成して合金の結晶粒の粗大化を抑制するとともに、Ａｌと同様、Ｎｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。この作用を十分に得るためには、０．５％以上の含有が必要である。しかしながら、多すぎる含有は、高温におけるγ’相の安定性を低下させると共にη相が析出するため強度と延性、靭性、及び長時間組織安定性の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．３〜２．５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を０．５％、上限を２．０％とするのが望ましい。
【００１９】
Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦１．５％
Ｎｂ及びＴａはＡｌ、及びＴｉと同様に析出強化元素であり、γ”相を析出し合金の強化に寄与するので所望により含有させる。しかしながら、多量の含有はＬａｖｅｓ相やσ相等の金属間化合物が析出しやすくなり、組織安定性を著しく損なう。したがって、所望により含有させるＮｂ及びＴａの含有量はＮｂ＋１／２Ｔａの値で１．５％以下とする。また上記と同様の理由により、さらに上限をＮｂ＋１／２Ｔａの値で１．０％以下とすることが望ましい。なお、上記作用を十分に得るため、Ｎｂ＋１／２Ｔａは、０．１％以上とするのが望ましく、さらには０．２％以上とするのが一層望ましい。
【００２０】
Ｂ：０．０１５％以下
Ｂは粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界脆化を招く。したがって、所望により含有させるＢの含有量は０．０１５％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．０００５％以上含有するのが望ましく、また上記と同様の理由により、さらに上限を０．０１％とするのが望ましい。
【００２１】
Ｚｒ：０．２％以下
ＺｒはＢと同様に粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は合金の熱間加工性が低下させる。したがって、所望により含有させるＺｒの含有量は０．２％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．００１％以上含有するのが望ましく、さらに０．０２％以上含有するのが一層望ましい。また上記と同様の理由により、さらに上限を０．０８％とするのが望ましい。
【００２２】
Ｈｆ：０．８％以下
ＨｆはＢ、Ｚｒと同様に粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は合金の熱間加工性が低下させる。したがって、所望により含有させるＨｆの含有量は０．８％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．０５％以上含有するのが望ましく、さらに０．１％以上含有するのが一層望ましい。また上記と同様の理由により、さらに上限を０．５％とするのが望ましい。
【００２３】
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは主にＳと結合して硫化物を形成し、熱間加工性を高める効果があるので所望により含有させる。ただし、多すぎる含有は逆に粒界脆化を招き、熱間加工性を著しく低下させる。従って、Ｍｇの含有量は０．０１％以下の範囲に限定する。なお、上記作用を十分に得るため、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とするのが望ましい。
【００２４】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは脱酸材として合金溶解時に所望により添加される。しかしながら、多すぎる添加は合金の延性を低下させると共に、偏析性を悪化させる。従って、Ｓｉの含有量は０．３％以下に限定するのが望ましい。なお、同様の理由により、０．１％未満とするのが一層望ましく、０．０５％未満とするのが一層望ましい。
【発明の効果】
【００２５】
以上説明したように、この発明の偏析性に優れたＮｉ基超合金による効果として、材料特性を維持したまま、Ｎｉとの密度差が大きいＷの凝固界面への分配係数を１に近づけ、母溶鋼および濃化溶鋼の密度差を小さくすることができる。このことより、ストリーク状偏析の出現を軽減させ、大型部材の製造に適する偏析の少ない品質の優れた大型鋳塊を製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明のＮｉ基合金は常法により溶製することができ、その製造方法が特に限定をされるものではない。ただし、本発明合金は、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの不純物をできる限り含有しないのが望ましく、したがって、好適には、ＶＩＭ−ＥＳＲプロセスをとる所謂ダブルメルト法、あるいはＶＩＭ−ＥＳＲ−ＶＡＲプロセスをとる所謂トリプルメルト法などの溶解法が望ましい。なお、好適には、それぞれ、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、Ｎ：６０ｐｐｍ以下が望ましい。
【００２７】
溶製されたＮｉ基合金は、通常は、熱間鍛造が施されて鋳造組織の破壊、内部空隙の圧着、ならびに成分偏析の拡散がなされる。なお、本発明としては、熱間鍛造の条件等が特に限定されるものではなく、例えば常法に従って行うことができる。
上記熱間鍛造後に、再結晶温度以上に加熱して溶体化処理を行う。この溶体化処理は、例えば１０００〜１２５０℃において行うことができる。溶体化処理時間としては、材料の大きさ、形状などに応じて、適宜の時間を設定する。溶体化処理は、既知の加熱炉を用いて行うことができ、本発明としては加熱方法や加熱設備が特に限定されるものではない。溶体化処理後には、空冷などにより冷却する。
上記の溶体化処理後に既知の加熱炉などを用いて第１回目の時効処理を行う。該時効処理は、７００℃〜１０００℃の温度において行われる。該時効処理温度に至る昇温では、本発明としては特に昇温速度が限定されるものではない。第１回目の時効処理後は、第２回目の時効処理を行うが、連続して行ってもよく、一旦冷材を経由した後、行ってもよい。冷材を経由した後の第２回目の時効処理では、同一の加熱炉などを用いてもよく、また、他の加熱炉などを用いることもできる。
なお、第１回目の時効処理から第２回目の時効処理にかけては、炉冷、あるいはファン冷却などによって冷却をして、連続的に行うのが望ましく、その際の冷却速度は２０℃／時間以上とするのが望ましい。
第２回目の時効処理後は、特に冷却速度が限定されるものではなく、放冷、強制冷却などにより冷却することができる。なお、本発明方法では、上記のように第１回目、第２回目の時効処理について規定をしているが、それ以降の時効処理を排除するものではなく、必要に応じて第３回目以降の時効処理を施すことも可能である。
【００２８】
本発明のＮｉ基合金材は、発電機部材のタービンロータなどの素材に用いることができる。ただし、本発明の用途がこれらに限定をされるものではなく、高温での強度特性などが要求される種々の用途に用いることができる。また、高温での長期安定性にも優れており、例えば６００〜６５０℃程度の従来の発電機部材の温度域においても当然に使用することが可能である。
【実施例１】
【００２９】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
表１の化学組成を有する供試材約１００ｇを文献（日本製鋼所技報Ｎｏ．５４（１９９８．８）、”Ｎｉ基超合金の偏析出現機構”、ｐ１０６）に記載された試験と同様の一方向凝固試験により、底面から一方向凝固させた試料を作製した。すなわち、該試験では、縦型の電気抵抗炉を用いて行った。この試験炉は発熱体を備える炉体部に昇降装置を有しており、試験中に炉体部の上下位置を変化させることが可能である。試験では、供試材約１００ｇをタンマン管に入れ、溶解時の供試材表面が均熱帯の最下部になるように設置し、供試材上下に温度勾配を有するように設定した。試料中で最も温度が低いるつぼ最下部においても試料が十分溶解するように供試材温度を設定し、Ａｒ雰囲気下（流量：５００ｃｃ／ｍｉｎ）で昇温した。供試材が全量溶解したことを確認した後、制御温度を約５０℃低下させ、炉体を約１ｍｍ／ｍｉｎの速度で２０〜３０ｍｍ上昇させた。これにより試料の下部が均熱帯をはずれ試料下面から上方に一方向凝固する。上昇終了後、凝固前面に平滑界面を得るために、ただちに炉体を上昇時と同一速度にて５ｍｍ下降させた。下降終了後、炉蓋を開き、試料をるつぼごと取り出し、速やかに水中に導入して急冷凝固させた。
【００３０】
得られた試料を縦断し、腐食を施して界面を確認した後、ＥＰＭＡライン分析により固相部と液相部の濃度を測定して、平衡分配係数の値を算出した。得られた平衡分配係数から母溶鋼および濃化溶鋼の密度を計算して、母溶鋼と濃化溶鋼の密度差Δρを求めた。母溶鋼と濃化溶鋼の密度差Δρは合金の偏析傾向を示しており、Δρが小さいほど偏析が生じにくいことを示している。このようにして求めたΔρを比較材Ｎｏ．１３を１として比較した相対評価結果を図１に示した。
【００３１】
図１から明らかなように、比較材（Ｎｏ．１３〜１６）では、Ｗ量を増加させるほど濃化溶鋼との密度差が大きくなったが、本発明の供試材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２）では、Ｗの含有量に関わらずＣｏ量を増加させるほど、Δρが小さくなる結果が得られた。一方、Ｗが無添加の比較材（Ｎｏ．１３）にＣｏを添加した比較材（Ｎｏ．１７〜Ｎｏ．２０）では、Δρに殆ど変化が認められなかった。即ち、Ｗを含有したＮｉ基超合金にＣｏを添加することでΔρを小さくすることができ、偏析が生じにくくなることが明らかとなった。
【００３２】
【表１】
0005232492.tif 000002
【００３３】
次に、該文献（日本製鋼所技報Ｎｏ．５４（１９９８．８）、”Ｎｉ基超合金の偏析出現機構”、ｐ１０５）と同様に横型一方向凝固炉を用いたマクロ偏析試験を行って、ストリーク状偏析の生成し易さを実験的に比較した。横一方向凝固試験は実機の凝固条件を模擬し、実験室的にストリーク状偏析を再現する最も基本的な実験方法である。
この横型一方向凝固炉は角形シリコニット抵抗炉、角型のアルミナ製２重坩堝および冷却体よりなっており、冷却用の圧搾空気を用いて側面から一定の速度で凝固を進行させることができる。大型鋼塊に出現する偏析を小型鋼塊に生成させるためには鋼塊の凝固速度を遅くする必要があり、本装置では冷却用空気の量と炉の保持温度を調整することで大型鋼塊の凝固条件を再現することが可能である。
【００３４】
試験では、表２に示す組成（残部Ｎｉとその他不可避不純物）のＮｉ基合金１４ｋｇを溶解し、アルミナ製角型坩堝に鋳込んだ後、直ちに坩堝内側面に設置した冷却体内に圧縮空気を流し、冷却体側面から横方向に一方向凝固させて供試材を作製した。一例として、図２に比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）と本発明材（Ｎｏ．Ｂ３）のマクロ偏析試験結果を示す。なお、図中の矢印は鋳塊中の偏析線の出現位置を示している。
【００３５】
【表２】
0005232492.tif 000003
【００３６】
図から明らかなように、比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）の鋳塊中には多数の明瞭な偏析線が出現した。一方、本発明の供試材（Ｎｏ．Ｂ３）では、比較材と比較して偏析線の数が著しく減少しており、偏析性が大きく改善されていることが確認された。
【００３７】
さらに、各合金の横一方向凝固試験結果より偏析生成臨界値αを算出し、全ての合金に対してストリーク状偏析の生成し易さを定量的に比較した。偏析生成臨界値αは、文献（鉄と鋼  第６３年（１９７７）第１号、”逆Ｖ偏析の生成条件について”、ｐ５３−ｐ６２）に記載されているように凝固前面における冷却速度ε（℃／ｍｉｎ）と凝固速度Ｒ（ｍｍ／ｍｉｎ）の関係からε・Ｒ１．１≦αの条件で与えられ、合金により異なる値である。すなわちストリーク状偏析の生成には、凝固前面の冷却速度と凝固速度の２つの熱的状態を示す因子が大きく影響しており、偏析生成臨界値αがε・Ｒ１．１≦αの条件を満たすときにはストリーク状偏析は生成しないことが実験的に明らかとなっている。
本試験で使用した横型一方向凝固炉は、炉内に設置した６ケ所の熱電対から各合金についての温度降下曲線を測定することができる。この温度降下曲線から、各合金についてのストリーク状偏析が発生した位置の凝固前面における固相率が０．３に相当する温度での冷却速度ε（℃／ｍｉｎ）を算出した。また、同様にストリーク状偏析が発生した位置と固相率が０．３に相当する温度に達した時間から凝固速度Ｒ（ｍｍ／ｍｉｎ）を算出し、各合金の偏析生成臨界値αを求めた。なお、計算に用いた固相率０．３は、固液共存層内でデンドライトが網目をなす部分と、デンドライトが十分成長せず未だ網目を作らない部分との境界であり、ストリーク状偏析の生成位置と推定されている値である。
【００３８】
図３に、各合金の偏析生成臨界値αを供試材Ｎｏ．Ｂ１７を１として比較した相対評価結果を示す。図３から明らかなように、比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）と比較して、本発明の供試材（Ｎｏ．Ｂ１〜Ｎｏ．Ｂ４）では、Ｃｏ添加量の増加に伴ってαが減少しており、偏析性が改善されていることが確認された。また、比較材（Ｎｏ．Ｂ１８）にＣｏを２０％添加した本発明の供試材（Ｎｏ．Ｂ５）、あるいは比較材（Ｎｏ．Ｂ１９、Ｎｏ．Ｂ２０）にＣｏを添加した本発明の供試材（Ｎｏ．Ｂ６、Ｎｏ．Ｂ７、およびＮｏ．Ｂ８、Ｎｏ．Ｂ９）においてもαが低下し、偏析性が改善されている試験結果が得られた。一方、Ｗが無添加の比較材（Ｎｏ．Ｂ２２）にＣｏを添加した比較材（Ｎｏ．Ｂ２３）では、αの低下は殆ど認められなかった。即ち、Ｗを含有した合金に対してのみ、Ｃｏ添加量を増加させるほど偏析生成臨界値を減少させ、ストリーク状偏析の生成を抑える事ができることが明らかとなった。
【００３９】
次に、表２の（Ｎｏ．Ｂ１０〜Ｎｏ．Ｂ１７、Ｎｏ．Ｂ２１、Ｎｏ．Ｂ２４）を真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって５０ｋｇ鋳塊に溶製した。該試験鋳塊を拡散処理後、熱間鍛造を行い、熱間鍛造にて厚さ３０ｍｍの板材とした。ここで供試材（Ｎｏ．Ｂ１０〜Ｎｏ．Ｂ１７、Ｎｏ．Ｂ２１）は熱間鍛造にて厚さ３０ｍｍの板材とすることができたが、比較材（Ｎｏ．Ｂ２４）は、熱間加工性が悪く、鍛造中に大きな割れが発生したため、鍛造を中止した。板材とした供試材は、各供試材毎に再結晶温度以上にて溶体化処理を施し、その後空冷し一旦冷材とした。８４０℃×１０時間の安定化処理を行い、その後さらに第１回目の時効処理として８４０℃×１０時間の条件で加熱処理をし、炉冷（冷却速度５０℃／ｈ）によって冷却をして、連続的に第２回目の時効処理を行った。第２回目の時効処理では、７５０℃×２４時間の条件で加熱処理をし、その後、炉冷（冷却速度５０℃／ｈ）により冷却して供試材とした。
【００４０】
得られた供試材について、室温引張試験および高温（７００℃）引張試験、ならびにシャルピー衝撃試験を行った。供試材Ｎｏ．Ｂ１７の室温、ならびに７００℃における各種材料特性を１として比較した相対評価結果を図４に示す。それぞれ組成の異なる比較材（Ｎｏ．Ｂ１７、およびＮｏ．Ｂ２１）に対してＣｏを添加した本発明の供試材（Ｎｏ．Ｂ１０〜Ｎｏ．Ｂ１４、およびＮｏ．Ｂ１５、Ｎｏ．Ｂ１６）は、短時間引張特性においては室温及び７００℃共にＣｏ添加量の増加に伴って引張強さ、及び０．２％耐力が増加した。一方、強度が増加した分、本発明の供試材（Ｎｏ．Ｂ１０、Ｎｏ．Ｂ１１、およびＮｏ．Ｂ１５）の室温延性は比較材（Ｎｏ．Ｂ１７、およびＮｏ．Ｂ２１）よりも低くなったが、Ｃｏ添加量の増加に伴って延性は増加しており、供試材（Ｎｏ．Ｂ１２〜Ｎｏ．Ｂ１４、およびＮｏ．Ｂ１６）の室温延性は逆に比較材よりも高くなる結果が得られた。また、シャルピー衝撃吸収エネルギーに関しても、Ｃｏ添加量の増加に伴って増加しており、開発材の供試材（Ｎｏ．Ｂ１１〜Ｎｏ．Ｂ１３）では比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）よりも高くなっており、Ｃｏを添加しても十分な機械的特性を有していることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【００４１】
【図１】実施例における供試材の液相密度差の相対評価結果を示すグラフである。
【図２】同じく、供試材のマクロ偏析試験結果における金属組織を示す図面代用写真（倍率０．４倍）である。
【図３】同じく、供試材の偏析生成臨界値の相対評価結果を示すグラフである。
【図４】同じく、供試材の室温引張強度、高温（７００℃）引張強度、耐力、伸び、絞り、ならびにシャルピー吸収エネルギーを示すグラフである。
【図１】
0005232492.tif 000004
【図３】
0005232492.tif 000005
【図４】
0005232492.tif 000006
【図２】
0005232492.tif 000007