(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．０１〜０．３質量％のＣ、１４〜３５質量％のＣｒを含有し、
Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆから選ばれる１種又は２種以上を、合計で０．１〜６質量％含有し、０．０４３〜０．５質量％のＳ、又はＳの一部を置換する形態で０．０００５〜０．１質量％のＳｅが含有される場合には合計で０．０４３〜０．５質量％のＳ及びＳｅを含有し、
４質量％以下のＳｉ、１質量％以下のＭｎ、０．１〜５質量％のＡｌを含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいずれかの金属元素成分と、該金属元素成分との結合成分として、Ｃを必須とし、Ｓ及びＳｅのうちいずれかを含有する快削性付与化合物相が組織中に分散形成されており、
さらに、Ｔｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの含有量をＷZr(質量％)、Ｈｆの含有量をＷHf(質量％)、Ｃの含有量をＷC(質量％)、Ｓの含有量をＷS(質量％)として、
ＷTi＋０．５３ＷZr＋０．２７ＷHf＞２ＷC＋０．７５ＷS、及び、
ＷC＞０．３７ＷS
を満足することを特徴とする快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項２】
前記快削性付与化合物相は、組成式Ｍ４Ｑ２Ｃ２（ただし、ＭはＴｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいずれかとする金属元素成分、ＱはＳ及びＳｅのうちいずれか）にて表される化合物相を主体とするものである請求項１に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項３】
０．３７ＷS＋０．１＞ＷC、を満足する請求項１又は２に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項４】
０．１〜２０質量％のＣｏ、０．１〜２０質量％のＭｏと、０．１〜２０質量％のＷから選ばれる１種又は２種以上を含有する請求項１ないし３のいずれか１項に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項５】
Ｆｅの含有量が２０質量％以下とされる請求項１ないし４のいずれか１項に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項６】
０．１〜５質量％のＣｕを含有する請求項１ないし５のいずれか１項に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項７】
Ｎｂ及びＴａを、合計で０．１〜７質量％含有する請求項１ないし６のいずれか１項に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項８】
０．０００５〜０．０１質量％のＢを含有する請求項１ないし７のいずれか１項に記載の快削性Ｎｉ基耐熱合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、被削性に優れた快削性Ｎｉ基耐熱合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
エンジンの排気バルブや、それに使用されるボルト等は、その使用環境が高温となるため、より優れた高温強度が要求される。また、化学工場等の排気パイプ及びバルブ等は、廃熱に対する耐熱性に加えて、排気ガスによる腐食も防止することが要求される。そのため、これらを構成する構造材料としては、高温における強度及び耐食性が優れているＮｉ基耐熱合金が使用される場合が多い。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記のようなＮｉ基耐熱合金においては、強度及び耐食性には優れるものの、従来、被削性が良好でないという問題があった。また、構造用鋼やステンレス鋼においては、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅといった、いわゆる被削性向上元素を添加して、その被削性を向上させることができるが、Ｎｉ基耐熱合金において上記のような被削性向上元素を含有させると、著しく熱間加工性を低下させてしまう。そのため、Ｎｉ基耐熱合金においては、従来、積極的に被削性を向上させようとする試みも殆ど行われておらず、その結果、該Ｎｉ基耐熱合金の製品化における切削コストは非常に高いものになっている。
【０００４】
本発明の目的は、高温における強度及び耐食性が良好で、被削性に優れる快削性Ｎｉ基耐熱合金を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記課題を解決するために、本発明の快削性Ｎｉ基耐熱合金は、
０．０１〜０．３質量％のＣ、１４〜３５質量％のＣｒを含有し、
Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆから選ばれる１種又は２種以上を、合計で０．１〜６質量％含有し、０．０４３〜０．５質量％のＳ、又はＳの一部を置換する形態で０．０００５〜０．１質量％のＳｅが含有される場合には合計で０．０４３〜０．５質量％のＳ及びＳｅを含有し、
４質量％以下のＳｉ、１質量％以下のＭｎ、０．１〜５質量％のＡｌを含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいずれかの金属元素成分と、該金属元素成分との結合成分として、Ｃを必須とし、Ｓ及びＳｅのうちいずれかを含有する快削性付与化合物相が組織中に分散形成されており、
さらに、Ｔｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの含有量をＷZr(質量％)、Ｈｆの含有量をＷHf(質量％)、Ｃの含有量をＷC(質量％)、Ｓの含有量をＷS(質量％)として、
ＷTi＋０．５３ＷZr＋０．２７ＷHf＞２ＷC＋０．７５ＷS、及び、
ＷC＞０．３７ＷS
を満足することを特徴とする。
【０００６】
上記のような組成範囲のＴｉ、Ｚｒ及びＨｆの１種又は２種以上と、Ｃと、Ｓ及びＳｅのうちいずれかと、を含有させることにより、該Ｎｉ基耐熱合金の組織中に、これらの組成に基づく化合物（快削性付与化合物相）が形成される。本発明者等は、Ｎｉ基耐熱合金において、上記のような快削性付与化合物相を、その組織中に形成することによって、該Ｎｉ基耐熱合金の被削性が大幅に向上することを見出し、本発明の完成に至った。
【０００７】
上記快削性付与化合物相の形成によりＮｉ基耐熱合金の被削性が向上するのは、以下の理由によるものであると考えられる。すなわち、切削や研削などの加工を施す場合、除去される材料部分（本発明のＮｉ基耐熱合金）が加工により切り離される際に、細かく分散した粒状の快削性付与化合物相がいわばミシン目のように作用する。そして、該ミシン目として作用する快削性付与化合物相が切断面の形成を促進する結果、被削性が良好となるものと考えらえる。いずれにしても、快削性付与化合物相は、従来使用されてきた、前述の被削性向上元素等と同等以上の良好な被削性を実現しつつ、耐熱合金としての特性を劣化させないとともに、熱間加工性等も良好に維持できるものである。
【０００８】
従来、Ｎｉ基耐熱合金においては、良好な熱間加工性を維持するために、Ｓの含有を積極的に抑制する必要があった。例えば、Ｓが殆ど含有されていない高純度のＮｉ原料を使用する等の考慮が図られる場合があった。しかし、本発明においては、Ｓが快削性付与化合物相を構成する成分として、該化合物相に取り込まれるために、その含有が許容される。すなわち、本発明のＮｉ基耐熱合金に含有されるＳは、合金の熱間加工性に深刻な影響を与えるものではない。したがって、Ｓが比較的に多く含有されているような原料を使用することも可能であり、生産性の向上も期待できる。
【０００９】
従来、Ｓが添加されることにより、Ｎｉ基耐熱合金の熱間加工性が劣化していたのは、（Ｎｉ、Ｓ）化合物、特に、Ｎｉ３Ｓ２が合金組織中に形成されていたためであると考えられる。本発明においては、上記快削性付与化合物相の形成により、合金組織中に含有されているＳが該化合物相に取り込まれ、Ｎｉ３Ｓ２の形成が抑制されるためＳの含有量の割には熱間加工性が劣化しない。
【００１０】
さらに、該快削性付与化合物相の形成は、Ｎｉ基耐熱合金として最も重要な特性である、高温における強度及び耐食性に殆ど影響を与えない。すなわち、高温強度及び耐食性等の特質は、該快削性付与化合物相を除いた残余の組織の構成成分によって決定される。したがって、快削性付与化合物相以外の合金組織中の組成を調節することにより、所望の特質を有する耐熱合金を得ることができる。
【００１１】
本発明のＮｉ基耐熱合金において形成される快削性付与化合物相は、合金組織中にて分散形成することができる。特に、該化合物を合金組織中に微細に分散させることにより、Ｎｉ基耐熱合金の被削性をさらに高めることができる。なお、該効果をより効果的に高めるためには、Ｎｉ基耐熱合金の研磨断面組織において観察される快削性付与化合物相の寸法（観察される化合物粒子の外形線に位置を変えながら外接平行線を引いたときの、その外接平行線の最大間隔にて表す）の平均値を、例えば、１〜５μｍ程度とするのがよい。
【００１２】
また、Ｎｉ基耐熱合金の研磨表面にて観察される快削性付与化合物相の面積率が０．１〜１０％となるのがよい。快削性付与化合物相の形成により、被削性向上の効果が得られるためには、研磨断面組織における面積率にて０．１％以上含まれていることが必要である。一方、多すぎると、被削性向上の効果は飽和状態となる。そればかりか、耐熱合金としての他の特性（例えば、高温における強度及び耐食性）に悪影響を与えることも考えられる。したがって、快削性付与化合物相の、Ｎｉ基耐熱合金の研磨断面組織における面積率は１０％以下に留めておくのがよい。
【００１３】
快削性付与化合物相は、例えば組成式Ｍ４Ｑ２Ｃ２（ただし、ＭはＴｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいずれかとする金属元素成分、ＱはＳ及びＳｅのうちいずれか）にて表される化合物相を主体とするものとすることができる。以下、本明細書では、該組成式で表される化合物を、略称として「ＴＩＣＳ」と表記する場合がある。この化合物は、組織中への分散性も良好で、特に、被削性を高める効果に優れている。
【００１４】
なお、上記の化合物における成分Ｍについては、Ｔｉを必須成分として含有しているのがより望ましい。この場合、Ｚｒ及び／又はＨｆが含有されていてもよく、また、合金成分としてＶ、Ｎｂ及びＴａ等の成分が含有されている場合には、その一部が上記Ｍ成分に含まれていてもよい。また、Ｑ成分についても、Ｓを必須成分として含有しているのがより望ましい。この場合、Ｓの一部を置換する形態で、Ｓｅが含有されていてもよい。さらに、成分Ｍ及びＱともに、本発明の効果発現のため、上記快削性付与化合物相が備えているべき特性（被削性付与、分散性）が損なわれない範囲内にて、上記以外の成分が副成分として含有されていることを妨げない。前述のＶ、Ｎｂ及びＴａ等が快削性付与化合物相に含有される場合は、これらの成分の含有によって、該化合物の強度が向上する場合もありえる。
【００１５】
なお、鋼中のＭ４Ｑ２Ｃ２系化合物の同定は、Ｘ線回折（例えば、ディフラクトメータ法）や電子線プローブ微小分析（ＥＰＭＡ）法により行うことができる。例えば、Ｍ４Ｑ２Ｃ２系化合物が存在しているか否かは、Ｘ線ディフラクトメータ法による測定プロファイルに、対応する化合物のピークが現れるか否かにより確認できる。また、組織中における該化合物の形成領域は、鋼材の断面組織に対してＥＰＭＡによる面分析を行い、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓ、ＳｅあるいはＣの特性Ｘ線強度の二次元マッピング結果を比較することにより特定できる。
【００１６】
以下、本発明のＮｉ基耐熱合金における各成分の含有範囲の限定理由を述べる。
（１）Ｎｉ：主成分として含有する。
Ｎｉは本発明のＮｉ基耐熱合金を構成するのに必須の成分であるため、主成分として含有させる。なお、他の必須添加元素成分との兼ね合いから、その上限は８５質量％とする。また、一般的に使用されるＮｉ基耐熱合金にあっては、Ｎｉの含有量が８５質量％を超えないものが殆どであって、含有量が８５質量％を超えると、他の成分の含有量が相対的に減少して、耐熱合金としての特性を発揮できない場合もある。従って、Ｎｉの含有量は８５質量％以下に留めておくのがよく、望ましくはその含有量を５０〜８０質量％とするのがよい。
【００１７】
（２）Ｃ：０．０１〜０．３質量％
Ｃは、本発明において、被削性を向上させるのに必須の成分である。Ｃは、後述する（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）やＳと共存することにより、被削性の向上に寄与する快削性付与化合物相を形成する。Ｃの含有量が０．０１質量％未満では、Ｃの含有量が不充分で、被削性を顕著に向上させるほどの快削性付与化合物相を形成することができない。一方、含有量が０．３質量％を超えると、快削性付与化合物相の形成に寄与しないＣの含有量が増加して、その他の炭化物及び炭硫化物の形成量が過剰となる。このような炭化物及び炭硫化物が過剰に存在すると、熱間加工性及び延性を低下させるので好ましくない。なお、Ｃの含有量は、０．０３〜０．２質量％とするのがより望ましい。
【００１８】
（３）Ｃｒ：１４〜３５質量％
Ｃｒは、Ｎｉ基耐熱合金において、その耐食性及び耐酸化性を確保するのに重要な元素である。該効果を効果的に得るためには１４質量％以上含有させる。しかしながら、含有量が３５質量％を超えると、相安定性が損なわれて靭性の低下及び耐酸化性の低下を招く。Ｃｒの含有量は、望ましくは１６〜３０質量％の範囲で設定するのが良く、より望ましくは１８〜２５質量％の範囲で設定するのが良い。
【００１９】
（４）（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）のうち１種又は２種以上を、合計で０．１〜６質量％：
Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆとは、本発明の快削性Ｎｉ基耐熱合金において被削性向上効果の中心的な役割を果たす快削性付与化合物相を形成するのに必須の構成元素である。これらの元素の１種又は２種以上が合計で０．１質量％未満では快削性付与化合物相の形成量が不充分となり、十分な被削性向上効果が見込めなくなる。他方、合計含有量が過剰となる場合も、これら（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）が他の元素と化合物を形成し、逆に被削性が低下することになる。そのため、これら元素の合計含有量は６質量％以下に抑える必要がある。なお、上記快削性付与化合物相を構成する金属成分元素としての（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）の一部を、Ｎｂ及びＴａが置換する形態で含有されていてもよい。また、これらの成分は、Ｎｉ基耐熱合金においては、γ’相の形成に寄与し、合金の高温強度を向上させるという効果もある。以上のような被削性及び高温強度を向上させる効果は、Ｔｉと比較するとＺｒ及びＨｆにおいてはそれほど顕著に得られない。したがって、上記の成分のうちでもＴｉを主成分として含有させるのがより望ましい。この場合、Ｔｉの含有量は０．１〜４質量％の範囲に設定するのが、上記効果を効果的に得るのに都合がよい。一方、Ｚｒ及びＨｆは、被削性及び合金の高温強度の向上には、Ｔｉほどの効果はないものの、結晶粒界に偏析して、粒界強度を高めるという効果を有する。したがって、Ｔｉ含有による効果を弱めない程度に含有させてもよい。なお、Ｚｒ及び／又はＨｆのみで快削性付与化合物相の金属成分を構成しても、被削性及び高温強度の向上に効果がある。
【００２０】
（５）Ｓ：０．０４３〜０．５質量％
Ｓは、被削性を向上させるのに有効な元素である。Ｓを含有させることで、被削性向上に効果のある化合物（例えば、上記快削性付与化合物相等）が合金組織中に形成される。したがって、Ｓの含有量は、いずれもその効果が明瞭となる０．０４３質量％を下限とする。しかしながら、Ｓの過剰な添加は、上記快削性付与化合物相の形成に寄与しないＳ（遊離Ｓともいう）を増加させることになり、その結果として、熱間加工性の劣化の原因となる（Ｎｉ、Ｓ）化合物、特に、Ｎｉ３Ｓ２の形成を促進する。またＳの含有量に応じて形成される快削性付与化合物相の量も増加するが、過剰な該快削性付与化合物相の形成は、耐熱合金特有の特性を劣化させる。よってその上限を０．５質量％とする。快削性付与化合物相による被削性向上の効果を十分に得るためには、快削性付与化合物相の構成元素である、Ｃ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等の添加量に応じて、これらＳの含有量を適宜調整するのが良い。また、遊離Ｓは可及的にないのがよく、Ｎｉ基耐熱合金に添加されるＳの殆ど全てが、快削性付与化合物相の構成成分となるように、その含有量を調節するのが望ましい。
【００２１】
なお、Ｓ以外のＱ成分（ここではＳｅ）にあっては、快削性付与化合物相を構成するＳを置換する形態で、該快削性付与化合物に含有されていてもよい。この場合、Ｓｅの含有量は、０．０００５〜０．１質量％の範囲に設定するのがよい。含有量が０．０００５質量％未満では、Ｓｅ添加の効果がほとんど得られず意味がない。一方、含有量が０．１質量％を超えると、熱間加工性及び耐熱合金としての特性を劣化させる場合がある。
【００２２】
（６）Ｔｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの含有量をＷZr(質量％)、Ｈｆの含有量をＷHf(質量％)、Ｃの含有量をＷC(質量％)、Ｓの含有量をＷS(質量％)として、
ＷTi＋０．５３ＷZr＋０．２７ＷHf＞２ＷC＋０．７５ＷS・・・式Ａ、かつ、ＷC＞０．３７ＷS・・・式Ｂ、を満足する：
上記式Ａの左辺は（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）の合計原子数を反映したパラメータである。つまり、前述にて説明した快削性付与化合物相による被削性向上効果は、含有させる成分の合計質量ではなくて、合計原子数（あるいは、ｍｏｌ数）に応じて定まるものである。また、上記式Ａの右辺も（Ｃ、Ｓ）の合計原子数を反映したパラメータである。（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）の単位質量当りの原子数の比が、１：０．５３：０．２７となることから、式Ａの左辺におけるＷTi、ＷZr、ＷHfの係数が決定される、。同様に、（Ｃ、Ｓ）の単位質量当りの原子数の比が、２：０．７５となることから、右辺におけるＷC、ＷSの係数の関係が決定される。したがって、式Ａは、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）の合計原子数と、（Ｃ、Ｓ）の合計原子数とを比較する式とみることができる。同様に式Ｂは、合金中に含有されるＣ及びＳの原子数を比較する式と見ることができる。
【００２３】
添加された成分（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃ、Ｓ）が全て組成式Ｍ４Ｑ２Ｃ２にて表されるＴＩＣＳを構成すると仮定すると、上記式Ａに示すように、左辺＞右辺となる場合、ＴＩＣＳの形成に寄与しない（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）がＴＩＣＳを除く合金組織中に存在することになる。しかし、これら（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）は、合金組織中に多少存在していても、耐熱合金の諸特性に殆ど影響を与えない。そればかりか、γ’相構成成分となることにより、強度の向上に寄与する場合もある。他方、左辺＜右辺となる場合、上記とは逆に成分（Ｃ、Ｓ）のうち少なくともいずれかの成分の一部がＴＩＣＳの形成に寄与しなくなり、合金組織中に遊離成分として存在することになる。合金組織中に遊離Ｓが存在すると、前述したように、Ｎｉ成分と化合して熱間加工性を劣化させる（Ｎｉ、Ｓ）化合物、特に、Ｎｉ３Ｓ２を形成するので好ましくない。また、Ｃが快削性付与化合物以外の合金組織中に存在する場合は、該快削性付与化合物相以外の炭化物の形成が促進され、被削性や耐熱合金としての特性を劣化させる場合がある。従って、式Ａを満足するようにする。
【００２４】
ここで、さらに、式Ｂを満足させることにより、含有されるＣの原子数よりもＳの原子数を少なくする。これにより、含有されるＳを殆ど完全に快削性付与化合物相に固定することができ、該化合物以外の合金組織中に存在する遊離Ｓを抑制することができる。また、快削性付与化合物相の形成に寄与しないＣが存在していても、クリープ強度を向上させる炭化物を形成する場合もある。そのため、式Ｂにおいて、少なくとも左辺＞右辺とする。しかしながら、前述において説明したように、過剰に遊離Ｃが存在すると、被削性や、他の特性が劣化する場合がある。そのため、望ましくは、０．３７ＷS＋０．１＞ＷC・・・式Ｂ’、を満足するようにして、過剰な遊離Ｃ量を抑制するのがよい。
【００２５】
また、本発明の快削性Ｎｉ基耐熱合金においては、Ｓｉの含有量を４質量％以下とし、Ｍｎの含有量を１質量％以下とするのがよい。
（７）４質量％以下のＳｉ
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として不可避的に含有される。また、Ｎｉ基耐熱合金の耐酸化性を向上させる効果を有するため、ある程度積極的に含有させてもよい。耐酸化性を向上させる効果を十分に得るためには、少なくとも０．１質量％以上は含有させるのがよい。一方、含有量が過剰となると、熱間加工性及び延性が低下するので、その含有量を４質量％以下に留めておくのがよい。
【００２６】
（８）１質量％以下のＭｎ
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として不可避的に含有される。しかし、過剰に含有されると、耐食性の劣化を招くだけではなく、脆化相であるＮｉ３Ｔｉの析出を助長するために好ましくない。従って、その含有量を１質量％以下に抑制するのがより望ましい。
【００２７】
さらに、本発明においては、高温における強度及び耐食性を向上させる目的で、０．１〜５質量％のＡｌを含有できる。
（９）Ａｌ：０．１〜５質量％
Ｎｉ基耐熱合金において、Ａｌは、その合金組織中に固溶して固溶強化の要因となったり、あるいは、Ｎｉ成分との間でγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）を形成し、γ’相析出強化の要因となったりする。さらに、合金組織中に固溶するＡｌによって、高温における耐酸化性を向上させる効果もある。Ｎｉ基耐熱合金における高温強度は、特に、上記γ’相形成による析出強化が重要な要因となる場合が多い。そのため、耐熱合金としての良好な特性を得るためには、上記範囲で含有させるのがよい。Ａｌの含有量が０．１質量％未満であると、Ａｌを含有させる上記効果が十分に得られない。一方、含有量が５質量％を超えると、熱間加工ができなくなるので、Ａｌの含有量は、望ましくは０．２〜３質量％の範囲に設定するのがよい。
【００２８】
本発明のＮｉ基耐熱合金においては、０．１〜２０質量％のＣｏ、０．１〜２０質量％のＭｏと、０．１〜２０質量％のＷから選ばれる１種又は２種以上を含有させることができる。
（１０）Ｃｏ：０．１〜２０質量％
Ｃｏは、Ｎｉと同様にオーステナイト相を安定化させ、また析出硬化相であるγ’相の形成量を増加させて、強度を向上させる。また、ＣｏはＮｉ成分に固溶して合金の高温強度を向上させる場合もある。該効果を効果的に得るためには、Ｃｏの含有量は０．１質量％とする。一方で、含有量が２０質量％を超えて含有させても、固溶強化の効果が飽和するとともに、コストの上昇を招くので好ましくない。
【００２９】
（１１）Ｍｏ：０．１〜２０質量％、Ｗ：０．１〜２０質量％
Ｍｏ及びＷは、合金組織中に固溶して合金の高温強度を向上させる。さらに不動態強化のために耐食性を向上させる効果を有する。０．１質量％未満の含有では、これらの十分な効果が得られず、一方で、２０質量％を超えて含有させると、合金の熱間加工性が劣化するために好ましくない。
【００３０】
さらに、本発明においては、Ｆｅの含有量を２０質量％以下とするのがよい。Ｆｅは、Ｎｉ及びＣｒと同様に、Ｎｉ基耐熱合金における基本的な組織を構成することが多い。しかし、これは、Ｆｅが比較的扱い易い成分であるとともに、コストが安価であることに起因している。コストを重視してＦｅの含有量を増加させると、相対的にＮｉやＣｒの含有量が減少してＮｉ基耐熱合金の耐食性が劣化する場合があった。従って、耐食性が重視されるような用途に使用される場合においては、Ｆｅの含有量を２０質量％以下に制限するのがよい。なお、Ｆｅの含有量は望ましくは１０質量％以下、さらに望ましくは５質量％以下に制限するのがよい。
【００３１】
また、本発明のＮｉ基耐熱合金においては、０．１〜５質量％のＣｕを含有していてもよい。Ｃｕは耐食性とくに還元性酸環境中（特に、硫酸雰囲気中）での耐食性を向上させるのに有効であるほか、加工硬化能を低下させ成形性を向上させる。また、抗菌性についても熱処理等を施すことにより向上させることができることから必要に応じて添加してもよい。該効果を得るためには、少なくとも０．１質量％以上は含有させる。しかしながら、過剰に添加させると、熱間加工性が低下するため、５質量％以下の範囲でその含有量を設定するのがよい。
【００３２】
次に、本発明のＮｉ基耐熱合金には、Ｎｂ及びＴａを、合計で０．１〜７質量％含有することもできる。これらの成分を含有させると、Ｎｉ基耐熱合金組織中に形成されたγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）に、これらの成分が固溶することになる。その結果、γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の強度が向上し、合金全体における高温強度も良好なものとなる。また、これらの成分は、前述の快削性付与化合物相に含有され、その強度を向上させるという効果も有する。このような効果を十分に得るためには、その合計含有量を０．１質量％以上とするのがよい。一方、７質量％を超えて含有させると、靭性の低下を招くために好ましくない。Ｎｂ及びＴａの合計含有量は、望ましくは０．５〜５質量％の範囲で設定するのがよい。
【００３３】
また、本発明のＮｉ基耐熱合金においては、Ｂを０．０００５〜０．０１質量％含有するようにしてもよい。Ｂは熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。その含有量が０．０００５質量％未満であると、上記効果が十分に得られない。一方で、含有量が０．０１質量％を超えると逆に熱間加工性が劣化することになる。
【００３４】
Ｎｉ基耐熱合金において、本発明の適用可能な具体的な材質を以下に例示する（いずれも商品名）。なお、合金組成については、主成分をなすＮｉの一部を、本発明で規定した被削性向上に効果のある元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃ等）にて置換含有させた材質を意味するものとする。従って、商品名を援用してはいるが、いずれも、商品規格に規定された組成の合金をベースとした本発明特有の合金を意味するものである（なお、本来の各商品の合金組成は、文献（改訂３版金属データブック（丸善）；ｐ１３８）に記載されているので、詳細な説明は行わない）。
▲１▼固溶強化型Ｎｉ基耐熱合金：Hastelloy -C22、Hastelloy -C276、Hastelloy -G30、Hastelloy X、Inconel 600、KSN。
▲２▼析出強化型Ｎｉ基耐熱合金：Astroloy、Cabot 214、D-979、Hastelloy S、 Hastelloy XR、Haynes 230、Inconel 587、Inconel 597、Inconel 601、Inconel 617、Inconel 625、Inconel 706、Inconel 718、Inconel X750、M-252、Nimonic 75、Nimonic 80A、Nimonic 90、Nimonic 105、Nimonic 115、Nimonic 263、Nimonic PE.11、Nimonic PE.16、Nimonic PK.33、Rene 41、Rene95、SSS 113MA、Udimet 400、Udimet 500、Udimet 520、Udimet 630、Udimet 700、Udimet 710、Udimet 720、Unitemp AF 2-1 DA 6、Waspaloy。
【００３５】
【実施例】
本発明の効果を調べるために、以下の実験を行った。
表1及び表２に示す化学成分の発明合金および比較合金を真空誘導炉で溶解し、それぞれ５０ｋｇの合金塊を得た。これを１２００℃に加熱保持して均質化処理後、１２００〜１０００℃の温度範囲で、熱間鍛造により直径６５ｍｍの丸棒に加工した。さらに、一部を直径２０ｍｍの丸棒に鍛造加工した。続いて１１００℃にて１時間の固溶化熱処理を施し、７００℃にて１６時間の時効熱処理を施した。直径が６５ｍｍ素材は被削性評価に供し、直径２０ｍｍの素材は熱間加工性、時効硬さ及びクリープ特性の評価に供した。
【００３６】
【表１】
0004895434.tif 000002
【００３７】
【表２】
0004895434.tif 000003
【００３８】
本発明合金の主な介在物は、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）４Ｓ２Ｃ２の化合物（ＴＩＣＳ）であったが、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）Ｓ等の（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）系硫化物や、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）Ｃ等の（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）系炭化物が認められるものもあった。しかしながら、本発明におけるＮｉ基耐熱合金には、ＮｉとＳとの化合物、特にＮｉ３Ｓ２の存在は殆ど認められなかった。
【００３９】
介在物の同定方法は、以下の方法による。
各丸棒より、適量の試験片を切出し、これをテトラメチルアンモニウムクロライドと１０％のアセチルアセトンを含むメタノール溶液を電解質として用いることにより、金属マトリックス部分を電解する。そして、溶解後の電解液をろ過し、Ｎｉ基合金中に含有されていた不溶の化合物を抽出して乾燥後、Ｘ線回折ディフラクトメーター法により分析し、その回折プロファイルの出現ピークから化合物の特定を実施した。また、合金組織中の化合物粒子の組成は、別途ＥＰＭＡにより分析を実施した。二次元マッピングから、Ｘ線回折にて同定された化合物に対応する組成の化合物が形成されていることを確認した。
【００４０】
上記の各試験品につき、以下の実験を行った。
１．被削性評価
被削性の評価は、切削加工時の工具摩耗量、仕上げ面粗さにより評価する。切削工具には超硬合金を使用し、周速３０ｍ／ｍｉｎ、一回転当りの送り量０．２ｍｍ、一回転当りの切りこみ量１．５ｍｍで湿式にて切削加工を実施した。工具磨耗量は、３０分間切削後の切削工具におけるフランク磨耗量を測定した。仕上げ面粗さは、ＪＩＳ−Ｂ０６０１に基づいて、切削加工後の供試材表面の算術平均粗さ（Ｒａ：μｍ）を測定することにより評価した。
【００４１】
２．熱間加工性評価
熱間加工性の評価は、直径２０ｍｍの素材から、さらに、直径６ｍｍの試験片を切り出して、該試験片に対して引張試験を施すことにより行った。試験には高温高速引張試験機を使用して、９００〜１２５０℃の各温度で５０ｍｍ／ｓｅｃの引張速度にて行った。破断絞りが鍛造加工に必要な値、つまり４０％以上となる温度範囲を熱間加工可能範囲としたとき、その温度範囲が２００℃以上となるものを、熱間加工性良好「○」、該温度範囲が２００℃未満となるものを熱間加工性不良「×」として評価した。
【００４２】
３．硬さ試験
Ｎｉ基耐熱合金の素材においてはＪＩＳ−Ｚ２２４５に規定されているロックウェル硬さ試験により、Ｃスケールのロックウェル硬さを室温にて測定した。
【００４３】
４．高温強度評価
高温強度の評価は、ＪＩＳ−Ｚ２２７２に規定されている方法に基づいて、クリープ破断試験を施すことにより行った。直径２０ｍｍの素材から、直径６ｍｍの試験片を切り出した。ついで、７００℃の温度にて、４００ＭＰａの荷重を負荷したクリープ試験を実施し、該試験片が破断するまでの破断時間を測定した。以上の実験結果を合わせて表３に示す。
【００４４】
【表３】
0004895434.tif 000004
【００４５】
表３より、実施例Ｎｏ．２〜１１における本発明のＮｉ基耐熱合金においては、室温での時効硬さ及び高温におけるクリープ特性等が良好で、耐熱合金として十分な特性を有しており、さらに、被削性も良好であることがわかる。一方、比較例Ｎｏ．１２、１３においては、Ｓの含有量が低すぎて、快削性付与化合物相であるＴＩＣＳの形成が十分ではなく、被削性が劣っている。また比較例Ｎｏ．１３においては、ＴＩＣＳの形成により被削性は良好なものの、逆にＳの含有量が多すぎて、熱間加工性が劣化している。また、Ｎｏ．１５では、Ｃの含有量が多過ぎるために、高温におけるクリープ特性は良好であるが、被削性及び熱間加工性が劣っている。また、Ｎｏ．１８においては、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）の合計含有量（Ｍ）が少なすぎて、ＴＩＣＳが形成されず被削性が劣り、また、ＳがＴＩＣＳで固定されないために熱間加工性が劣化している。一方、Ｎｏ．１９においては、上記Ｍが多すぎて、熱間加工性が劣化していることがわかる。
【００４６】
以上のように、本発明におけるＮｉ基耐熱合金においては、耐熱合金としての良好な特性を従来の耐熱合金と遜色ないものにしつつ、熱間加工性を劣化させることなく被削性を向上させることができる。