(57)【要約】【課題】  低偏析でかつ結晶粒微細化が実現するＮｉ−Ｆｅ基合金を得る。【解決手段】  Ｎｉ：２４．０〜５５．０％、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ａｌ：０．０５〜５．０％、Ｔｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜１２．０％、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１５％以下を含有し、さらに所望によりＭｏ：０．１〜５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。該当合金を熱間鍛造した後、粒内析出相を固溶させる溶体化処理を行い、その後、時効処理を施す。低偏析で製造が可能であり、さらに熱間鍛造に供する際にも粒界ピンニングによる結晶粒微細化が十分に得られ、延性、靱性、低サイクル疲労特性に優れた材料が得られる。発電機部材や航空機部材等の大型化、低サイクル疲労特性向上による適用範囲拡大が期待される。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｎｉ：２４．０〜５５．０％、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ａｌ：０．０５〜５．０％、Ｔｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜１２．０％、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項２】
質量％で、Ｎｉ：２４．０〜５５．０％、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ｍｏ：０．１〜５．０％、Ａｌ：０．０５〜５．０％、Ｔｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜１２．０％、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項３】
前記Ｖ含有量が、質量％で２．０〜１０．０％であることを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ−Ｆｅ基合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するＮｉ−Ｆｅ基合金を熱間鍛造した後、粒内析出相を固溶させる溶体化処理を行い、その後、時効処理を施すことを特徴とするＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、例えば発電機部材や航空機部材等の高温強度を必要とする素材に用いられ、特に良好な鍛造性と疲労特性を有するＮｉ−Ｆｅ基合金および該合金を用いたＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
析出強化型のＮｉ基合金は極低温から高温まで高い組織安定性と良好な機械的特性を有しているため、各種の発電機部材や航空機部材等に広く用いられている。
この析出強化型Ｎｉ基合金の特徴として、溶体化処理及び時効処理の組み合わせによって製造されるのが一般的である。溶体化処理とは、前段階までの製造工程、例えば鍛造工程で不可避的に生じた析出物を一旦マトリックス中に固溶させる製造工程である。時効処理とは合金組成によって決定される所定温度で所定時間の熱処理を施して、所望の機械的性質が得られるように特定の析出物を出現させる製造工程である。この特定の析出物は合金組成及び時効処理条件によって決定される。
【０００３】
主としてオーステナイト（以下γと記す）のマトリックス中に出現する析出相の典型例としては、インコネル７０６（インコアロイズ社の商標、以下同じ）の場合には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γ’とＮｉ３Ｎｂからなるガンマダブルプライム相（以後γ”と記す）との共析出相（以後γ’―γ”と記す）と呼ばれる析出相を整合的に微細析出させる。一方インコネル７１８（インコアロイズ社の商標）の場合には、γ”により合金の強化を成し遂げている。このように出現する析出相が異なる原因は、基本的には各合金の組成が異なるからであると言われている。
【０００４】
またこれら強化に寄与するγ’、γ”に対して、主として粒界近傍に出現し、γ粒界をピンニングする析出相も存在する。インコネル７０６の場合にはＮｉ３Ｔｉからなるイータ相（以後ηと記す）があり、インコネル７１８の場合にはＮｉ３Ｎｂからなるデルタ相（以後δと記す）があることが知られている。これらη、δといった異なる析出相が生じる原因は、強化に寄与するγ’、γ”同様、各合金の組成が異なることに起因している。例えばδ相を析出させるために本願出願人は、Ｎｂを積極的に添加する合金を提案している（特許文献１参照）。
【特許文献１】特開平１０−２３７５７４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ところで近年は、発電効率の上昇に伴って発電用のガスタービン部材等は大型化、さらに部材のさらなる信頼性向上のため、低サイクル疲労特性向上が望まれている。近年ではこれら課題に対して、鍛造型Ｎｉ−Ｆｅ基合金のインコネル７０６、７１８では、種々の問題点があることが明らかになってきた。
【０００６】
すなわち、このような部材は一般的に鋼塊製造、鍛造、熱処理、機械加工といった工程を経て製造されるが、インコネル７０６においては、ηが９８０℃以上では固溶してしまうため、９８０℃以上での鍛造中における粒界ピンニングによる結晶粒微細化が期待できない。
一方、インコネル７１８では、γ粒界ピンニング効果のあるδが析出する。δの固溶温度は１０００℃以上であり、鍛造中の結晶粒微細化を行うための加工熱処理に利用する事ができる。このδを析出させるには、前記特許文献１に示すように、比重８．５６であるＮｂを少なくとも１．５％以上添加する必要がある。しかしこのＮｂは強化元素の中では最も重い元素であるため、多量の添加は、鋼塊製造時、すなわち凝固時に液相部下部に滞留しやすく、偏析性を著しく促進する。したがってＮｂの多量の添加は、発電用もしくは航空機用のブレードへの適用といった小型の部材であれば、比較的偏析性の問題もなく製造可能となるが、タービンロータやガスタービンディスクといったｔｏｎオーダーの大型部材製造に関しては不適である。
このような観点から、γ粒径をより高温にてピンニングでき、かつ偏析性の高いＮｂを低減した低偏析でかつ結晶粒微細化能に優れたＮｉ−Ｆｅ基合金の開発が望まれる。
【０００７】
本発明は、上記の実状に鑑みなされたものであり、δあるいはγ”−Ｎｉ３Ｎｂに代わる新たな金属間化合物を利用した低偏析でかつ結晶粒微細粒化能に優れたＮｉ−Ｆｅ基合金および該合金を用いたＮｉ−Ｆｅ基合金材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
Ｖは、Ｎｉ３Ｎｂ金属間化合物と複合添加されることにより、より高温安定なＮｉ３Ｖ（Ｎｂ）−δあるいはγ”を生成させることができる。このため本発明では、前述の課題を解決するため、比重８．５６であるＮｂよりも、５．９８と比重が低いＶを利用することに着目した。すなわち、Ｎｉ−Ｆｅ基合金においてＮｂ量を少量に抑え、その一方で、Ｖを添加することでＮｉ３Ｖ（Ｎｂ）を生成させることにより、低偏析でかつ結晶粒微細粒化能に優れた新規Ｎｉ−Ｆｅ基合金を開発するに至った。
【０００９】
すなわち、本発明のＮｉ−Ｆｅ基合金の発明は、質量％で、Ｎｉ：２４．０〜５５．０％、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ａｌ：０．０５〜５．０％、Ｔｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜１２．０％、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１０】
請求項２記載のＮｉ−Ｆｅ基合金の発明は、質量％で、Ｎｉ：２４．０〜５５．０％、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ｍｏ：０．１〜５．０％、Ａｌ：０．０５〜５．０％、Ｔｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜１２．０％、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１１】
請求項３記載のＮｉ−Ｆｅ基合金の発明は、請求項１または２に記載の発明において、前記Ｖ含有量が、質量％で２．０〜１０．０％であることを特徴とする。
【００１２】
請求項４記載のＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法の発明は、請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するＮｉ−Ｆｅ基合金を熱間鍛造した後、粒内析出相を固溶させる溶体化処理を行い、その後、時効処理を施すことを特徴とする。
【００１３】
以下に、本発明で規定する成分の作用及び限定理由について説明する。なお、以下における含有量はいずれも質量％を意味している。
【００１４】
Ｎｉ：２４．０〜５５．０％
Ｎｉは合金のマトリックスであるγを安定化させると共に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂと結合してγ’、γ”相を形成させる重要な元素である。その効果を発揮させるには、最低２４．０％以上の添加が必要であるが、過剰な添加は合金全体のコスト増を招いて従来合金よりも、高価格化してしまう。したがってその添加量は、２４．０〜５５．０％の範囲に限定する。なお、同様に理由により、下限を３５．０％、上限を４５．０％とするのが望ましい。
【００１５】
Ｃｒ：１３．０〜２１．０％
Ｃｒは耐酸化性、耐食性、強度を高める上で必須元素であると同時に、非磁性を維持する上でも必要になる。それらの効果を発揮するためには、最低１３．０％以上の添加量が必要である。しかし過剰な添加は、マトリックスであるγの安定性を悪化させ、σ相等のＴＣＰ相を析出して延靭性を低下させる。したがって添加量は、１３．０〜２１．０％の範囲に限定する。なお、同様に理由により、下限を１５．０％、上限２０．０％とするのが望ましい。
【００１６】
Ｍｏ：添加なし又は０．１〜５．０％
Ｍｏは比重が１０．２８と強偏析であるため、大型鋼塊製造には不適な元素である。したがって、今回の発明材では無添加とすることが望ましい。したがって、Ｍｏを積極的に添加しない場合、不純物量としてのＭｏ量は０．１％未満となる。ただし、偏析防止の観点からは、未添加の場合０．０５％以下が望ましく、さらに０．０２％以下が望ましい。一方でＭｏは、マトリックス中に固溶してマトリックス自体を固溶強化する元素でもあり、０．１％程度の添加であれば、鋼塊サイズによる偏析性を悪化させずに、強化にのみ寄与させることが可能となる。それでも過剰な添加はやはり偏析性を助長するため、Ｍｏを積極的に添加する場合には、その添加量は０．１〜５．０％とすることが望ましい。
【００１７】
Ａｌ：０．１〜５．０％
ＡｌはＮｉと結合してγ’を析出し、合金の強化に寄与する。またＡｌ２Ｏ３保護皮膜を形成することで、耐酸化性及び耐食性の向上、また鋼塊中の脱酸元素としても寄与するため、最低０．０５％以上添加する必要がある。但し、過剰な添加はγ’相の粗大化を招き、それにともなって延性が低下する。したがって、その添加量は、０．０５〜５．０％の範囲に限定する。なお、同様の理由により、下限を０．０５％、上限を３．０％とするのが望ましい。
【００１８】
Ｔｉ：３．０％以下
ＴｉはＡｌと同様にＮｉと結合してγ’を析出し、合金の強化に寄与する。また、耐食性、脱酸元素としても、寄与する。但し過剰な添加は、ηを析出して、延靭性を低下させる。したがってその添加量は、３．０％以下の範囲に限定する。なお、上記作用を得るためには０．１％以上添加するのが望ましく、また、同様の理由により、下限を０．１％、上限を１．５％とするのがさらに望ましい。
【００１９】
Ｎｂ：０．１〜３．０％
ＮｂはＮｉと結合してγ”を析出し、合金の強化に寄与する。また高温側ではδを析出し、粒界ピンニングによる結晶粒微細化に寄与するので、０．１％以上含有させる。但し、Ｎｂは強化元素の中で最も重い元素であるために、鋼塊製造時、すなわち凝固時には液相部下部に滞留しやすく、偏析しやすい元素である。したがって過剰な添加はγ”相の粗大化を招くとともに、偏析性を助長させる。したがってその添加量は、０．１〜３．０％とする。なお、同様に理由により、下限を０．６０％、上限を２．５％とするのが望ましい。
【００２０】
Ｖ：２．０〜１２．０％
ＶはＮｉ３Ｎｂと同様、Ｎｉと結合しＮｉ３Ｖ−γ”を析出させ、合金の強化に寄与する。また高温側でもδを析出し、粒界ピンニングによる結晶粒微細化に寄与する。特にＮｂとＶを複合添加することにより、Ｎｉ３Ｎｂより高温安定性に優れたＮｉ３Ｖ（Ｎｂ）が生成される。これによりＮｉ３Ｔｉ−η、Ｎｉ３Ｎｂ−δの固溶温度領域で鍛造を行っても、γ粒界ピンニングによる結晶粒微細化が達成できる。したがってＶの添加は、結晶粒微細化による延性、靭性、低サイクル疲労特性向上に寄与する。またＮｂは比重８．５６であるのに対してＶは比重５．９８であるため、凝固時での偏析は生じにくい。しかしＶの過剰な添加は、Ｃｒ、Ｖからなる脆化相を生成させるとともに酸化しやすい元素であるため、鍛造加熱時に大量の酸化スケールを発生させ、粒界脆弱化、熱間加工性低下を招く。したがってその添加量は２．０〜１２．０％とするが、望ましくは２．０〜１０．０％とする。なお、同様の理由により、下限を７．０％、上限を１０．０％とするのがさらに望ましい。
【００２１】
Ｃ：０．００５〜０．１％
ＣはＴｉとＴｉＣを形成し、またＣｒ、ＭｏとはＭ６Ｃ、Ｍ７Ｃ３及びＭ２３Ｃ６タイプの炭化物を形成し、合金の粗大化を抑制する。特にＭ６Ｃ、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働きをもつ。これらの作用のために、Ｃを０．００５％以上含有させる。しかし、炭素を過剰に含有させると、安定化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を脆弱化させ、延性を低下させるので０．１％以下にする。したがってＣの添加量は、０．００５〜０．１ｗｔ％の範囲に限定する。なお、同様の理由により、下限を０．００５％、上限を０．０１％とするのがさらに望ましい。
【００２２】
Ｂ：０．００１５％以下
Ｂは粒界に偏析してマトリックスを強化させ、高温強度及び延性向上を促す。しかし、多量の添加は硼化物を形成しやすくし、逆に粒界脆弱化を招く。したがって、Ｂの添加量は０．０１５ｗｔ％以下の範囲に限定する。なお、上記作用を得るために、０．００１％以上を含有するのが望ましい。さらに、同様の理由により、下限を０．００１％、上限を０．００５％とするのが一層望ましい。
【発明の効果】
【００２３】
以上、説明したように、本発明のＮｉ−Ｆｅ基合金によれば、質量％で、Ｎｉ：２４．０〜５５．０％、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ａｌ：０．０５〜５．０％、Ｔｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜１２．０％、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１５％以下を含有し、さらに所望によりＭｏ：０．１〜５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるので、低偏析で製造が可能であり、さらに熱間鍛造に供する際にも粒界ピンニングによる結晶粒微細化が十分に得られる。
すなわち、本発明のＮｉ−Ｆｅ基合金により、インコネル７０６、７１８に代表されるＮｂを含有したＮｉ−Ｆｅ基合金よりも低偏析でかつ結晶粒微細化能に優れたＮｉ−Ｆｅ基合金が製造可能となり、発電機部材や航空機部材等の大型化、低サイクル疲労特性向上による適用範囲拡大が期待される。
【００２４】
また、本発明のＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法によれば、上記組成を有するＮｉ−Ｆｅ基合金を熱間鍛造した後、粒内析出相を固溶させる溶体化処理を行い、その後、時効処理を施すので、低偏析でかつ結晶粒微細粒化を実現させた合金材が得られ、さらに、延性、靱性、低サイクル疲労特性に優れた材料が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明のＮｉ−Ｆｅ基合金は、規定された組成となるように合金成分を調整して溶製することができる。なお、本発明合金は常法により作製することができ、その製造方法が特に限定されるものではない。
上記Ｎｉ−Ｆｅ基合金は、必要に応じて拡散熱処理等の熱処理を施すことができる。拡散熱処理としては、例えば１１５０〜１２００℃の加熱温度、３〜７０時間の保持時間が例示される。その後、熱間鍛造に供する。
熱間鍛造は、例えば９４０〜１１５０℃に加熱して鍛造を行うことができ、鍛造工程における条件について本発明は特に限定されない。
【００２６】
熱間鍛造後には、溶体化処理を行う。溶体化処理では、再結晶温度以上に加熱して、γ’、γ”といった粒内析出相を固溶させる。ただし、この際に、結晶粒粗大化が開始する温度以下が望ましい。すなわち、熱間鍛造後の溶体化処理では、該合金の再結晶温度以上で、かつγ’、γ”といった粒内析出相が固溶する温度であるとともに、結晶粒粗大化が開始する温度以下とするのが望ましい。この温度は、成分によって多少の違いがあるが、例えば９４０〜１０２０℃の温度を例示することができる。また、溶体化処理は、１〜３時間の保持によりおこなうことができる。上記加熱後には、０．５℃／分以上で急冷するのが望ましい。
【００２７】
上記溶体化処理後には、時効処理を行って機械的性質を向上させる。該時効処理としては、７００℃〜８００℃で２４〜１００時間加熱する処理を例示することができる。
上記により得られるＮｉ−Ｆｅ基合金材は、微細な結晶組織を有しており、例えば、結晶粒度番号５．５以上の組織が得られる。
【００２８】
本発明のＮｉ−Ｆｅ基合金は、タービンロータやタービンディスクのような高温に曝される析出強化型合金に好適であり、特に鍛造性に優れ、低偏析でかつ結晶粒微細化に伴う延性、靭性、低サイクル疲労特性向上が期待できる大型部材に好適なものである。ただし、本発明は、タービンロータやタービンディスクのようなタービン部材に用途が限定されるものではなく、その特性を利用して種々の用途に利用することができるものである。
【実施例１】
【００２９】
以下、本発明の実施例を詳細に説明する。表１に示す組成（残部：不純物）を有する合金を真空誘導溶解炉により溶製した５０ｋｇ鋼塊を得た。該鋼塊を、１１７５℃×７０時間にて拡散処理後、熱間鍛造（加熱温度１０２０℃）により厚さ３０ｍｍ×１２０ｍｍ×Ｌの板材とした。各供試材毎に粒内析出相の固溶化を成し遂げられる領域で、かつ結晶粒粗大化が生じない最適な溶体化処理温度領域を選定した。
なお各供試材の最適な溶体化処理温度領域把握には、各供試材を９００〜１１００℃で１時間保持した後、水冷した試材を用いて、ミクロ組織観察と硬さ測定結果から求めた静的再結晶挙動、粒成長挙動に基づいて判断した。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
図１に鍛造まま材及び鍛造後９００℃〜１１００℃で１時間保持した各供試材の結晶粒度変化を示す。比較材Ｎｏ．５（インコネル７０６）、比較材Ｎｏ．６（インコネル７１８）では、再結晶と同時に粒内析出相が固溶し粒成長が開始するため、比較材Ｎｏ．５では９６０℃から比較材Ｎｏ．６では１０００℃から粒成長が開始している。
しかしながら発明材は、粒成長開始温度が９８０℃〜１０２０℃と高温側に移行していることから、比較材よりも高温側で結晶粒が微細な状態を維持できている。さらに発明材の中でもＶ添加量の増大に伴い、最適な溶体化処理温度領域での結晶粒サイズは微細化する。したがって発明材では、Ｎｉ３Ｖ（Ｎｂ）によるδ相がより高温域で安定に存在するため、γ粒界ピンニングによる結晶粒微細化が達成されている。結晶粒の微細化は、延性、靭性、疲労強度を大幅に向上させることから、最適溶体化処理温度は、再結晶温度以上、かつ粒成長開始温度以下であることが望ましい。
【００３２】
図２に、鍛造材及び鍛造後９００℃〜１１００℃で１時間保持した各供試材の硬さ変化を示す。比較材Ｎｏ．５（インコネル７０６）、比較材Ｎｏ．６（インコネル７１８）における粒内析出相固溶温度は、比較材Ｎｏ．５で９６０℃から、比較材Ｎｏ．６で１０００℃からである。しかしながら、発明材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４はいずれも９４０℃で粒内析出相固溶が開始している。発明材の粒内析出相の固溶温度が比較材よりも低温側に存在するということは、より低温側での変形抵抗が低減され、高温域での鍛造性が良好となる。
【００３３】
図３に比較材及び発明材の静的再結晶挙動、粒成長挙動、粒内析出相の固溶温度の比較を示す。比較材の結晶粒粗大化を抑制しつつ、粒内析出相の固溶化が成し遂げられる領域は比較材Ｎｏ．６で９６０℃及び比較材Ｎｏ．７で１０００℃のみであるのに対して、発明材Ｎｏ．１、４では９００℃〜９８０℃、発明材Ｎｏ．２、３では９４０℃〜１０２０℃とその範囲が大幅に拡大している。このことは、本発明材の鍛造でのプロセスウィンドウが比較材より大幅に拡大していることを意味し、より高温域での鍛造による結晶粒微細化が達成できる。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】比較材及び発明材の溶体化温度上昇に伴う結晶粒度の変化を示す図である。
【図２】比較材及び発明材の溶体化温度上昇に伴う硬さの変化を示す図である。
【図３】発明材及び比較材における静的再結晶挙動、粒成長挙動、粒内析出相固溶温度をまとめた模式図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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