(57)【要約】    【課題】Ｎｉ−３８Ｃｒ−３．８Ａｌの組成をもつ合金に代表される、Ｎｉ基高強度合金の加工過程で生じる、靱性の低下に伴う割れや折損を防止して、容易に後続の加工工程に移行することができる鋼片を与える、この合金の加工方法を提供する。    【解決手段】高強度非磁性高Ｎｉ合金の鋳造材を鍛造し、得られた鋼片を７５０〜９００℃の温度に８時間以上保持する過時効処理を施して、鍛造後析出したα−Ｃｒの析出形態を板状または針状から球状に変化させたのち、後続の加工工程に移行する。【選択図】  図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
高強度非磁性高Ｎｉ合金の鋳造材を鍛造し、得られた鋼片を７５０〜９００℃の温度に８時間以上保持する過時効処理を施して、鍛造後析出したα−Ｃｒの析出形態を板状または針状から球状に変化させたのち、後続の加工工程に移行することを特徴とする高強度非磁性高Ｎｉ合金の加工方法。
【請求項２】
高強度非磁性高Ｎｉ合金が、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％およびＡｌ：１．５〜５．０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避な不純物からなる合金組成を有する請求項１の加工方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度非磁性高Ｎｉ合金の加工方法に関する。詳しくは、高強度非磁性高Ｎｉ合金の靱性を向上させることにより、鍛造後の鋼片に生じやすい割れや折損を防止して、取扱いおよび後続の加工工程を容易に実施できるようにする加工方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ基の高強度合金として、室温で２０００ＭＰａを超える高い強度と、高温安定性、高硬度、高耐食性および非磁性という諸特性をあわせもつ合金が開発され、エンジン排気系やガスタービン周辺の耐熱部品、高硬度と高耐食性を要求される軸受けなどの部品、高強度で非磁性を要求されるシャフトやボルトなどの部品の材料として使用することが提案された（特許文献１）。この材料は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％およびＡｌ：１．５〜５．０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避な不純物からなる合金組成を有し、γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）およびα相（α−Ｃｒ）の複合析出により強化されている。
【０００３】
上記のＮｉ基高強度合金は、耐摩耗性を要求される用途に使用するには、硬さの不足が著しいという問題がある。そこで、それを解決する方策として、この合金を冷間または温間で塑性加工した後、時効処理することにより、硬さを７００〜８００ＨＶにまで高める技術が開示された（特許文献２）。
【特許文献１】特開２００２−６９５５７
【特許文献２】特開２００６−２７４４４３
【０００４】
このＮｉ基合金は、時効熱処理により硬さを約７００ＨＶに高めることができ、耐食性が高いことから、腐食環境の厳しい金型の材料としての使用が見込まれている。この材料の高い硬さは、オーステナイトの基地中に析出したγ’およびα−Ｃｒ相に負う。
【０００５】
しかし、この合金の実際の加工に当たって、鋼片の鍛造中、またはその後の冷却の過程において、素材に発生する内外の熱応力や、取り扱い時の衝撃により、割れたり折損したりしやすいという問題が経験された。このような靱性が低い理由を調べたところ、鍛造後の鋼片には粗大な板状または針状のα−Ｃｒ相が析出していることがわかった。
【０００６】
このα−Ｃｒ相を固溶させることができれば、板状相の生成に起因する靱性の低下が防げるはずであるが、α−Ｃｒを固溶状態に保つには、図１に示した計算状態図からみて、１１８３℃以上の温度に加熱・保持したのち、急冷する必要がある。急冷は、細い素材はともかく、量産にとって実際的な、ビレット径が１００ｍｍを超える鋼片においては、固溶化温度から水冷しても不十分であって、α−Ｃｒ板状相の生成は防げない。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、上述した、Ｎｉ基高強度合金の加工過程で生じる靱性の低下に伴う割れや折損を防止して、容易に後続の加工工程に移行することができる鋼片を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の高強度非磁性高Ｎｉ合金の加工方法は、高強度非磁性高Ｎｉ合金の鋳造材を鍛造し、得られた鋼片を７５０〜９００℃の温度に８時間以上保持する過時効処理を施して、鍛造後析出したα−Ｃｒの析出形態を板状または針状から球状に変化させたのち、後続の加工工程に移行することからなる。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の加工方法により高強度非磁性高Ｎｉ合金を加工すれば、鋳造材を鍛造して得た鋼片の内部に析出したα−Ｃｒ相の析出形態が、板状または針状から球状に変化しているから、冷却時に生じる熱応力で割れたりすることがないのはもちろんのこと、取り扱い時の衝撃により折損したりすることもなく、容易に後続の加工工程、たとえば、さらなる鍛造、切削加工などに移行することができる。それによって、所望の最終製品を高い材料歩留まりで得ることが可能である。
【００１０】
α−Ｃｒの析出形態を変化させる過時効熱処理の効果は、加熱温度と時間によって決定され、その後の冷却速度が与える影響は小さい。それゆえ、鍛造後の鋼片が大型化しても、靱性向上の効果は変わらず得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
過時効処理を行なう温度は７５０℃より低くては、効果が微弱で、過度に長い時間を要するから実用的でない。一方、加熱温度が９００℃を超えると、α−Ｃｒ相の再固溶化が進み、それが熱処理後の冷却中に、再び板状または針状の結晶として析出してしまう、という問題が生じる。保持に必要な時間は、いうまでもなく、α−Ｃｒ相の析出形態の、板状または針状から球状への変化が十分に進むのに必要な時間であって、少なくとも８時間必要である。低めの温度を採用した場合は、もっと長時間保持した方がよいこともある。過時効熱処理の後は、空冷すれば足りる。
【実施例】
【００１２】
Ｎｉ−３８Ｃｒ−３．８Ａｌの組成をもつ合金を溶製し、そのインゴットを消耗電極とするダブルメルトを行なって、極細線の材料として使える程度まで清浄度を高めた。この鋳造材を、１１３０℃に１６時間加熱保持するソーキングの後、鍛造して、直径２９６ｍｍの鋼片とし、両端を切り捨てて長さ２１００ｍｍとした。鍛造後の鋼片を衝風冷却したところ、ボトム側の端から約１００ｍｍの位置で折れ、冷却床から転落した衝撃で、本体も二つに折れた上、それぞれに割れが発生した。この材料の組織の顕微鏡写真を、図２に示す。α−Ｃｒ相が、大きな板状の形態にあることが明らかである。
【００１３】
鍛造後冷却過程にある鋼片について、熱応力のシミュレーションを行なった。円柱の両端においては円周方向の応力が最大主応力であり、それ以外の本体部は長手方向に最大主応力が発生した。直径２９６ｍｍのものは、冷却開始２７分後（表面温度８９５℃）に最大の応力が発生し、折損に至ることが予測され、その位置は、実際に折れたところと一致していた。これに対し、直径２００ｍｍのものは、冷却開始１３分後（同９３８℃）に最大の応力が発生するが、折損には至らないことが予測された。そのほかの細いものを含めて、材料の寸法が及ぼす影響についてシミュレーションを行なった結果、最大熱応力が、直径２９６ｍｍの場合は直径２００ｍｍのものの約１．５倍に達することがわかった。
【００１４】
上記した直径２９６ｍｍの鍛造された鋼片を、８５０℃に１６時間加熱する過時効熱処理を行なってから、空冷した。空冷の間、割れも折損もなく、鋼片は次の加工工程に回すことができた。この材料の組織の顕微鏡写真は、図２に見るとおりである。図３の写真は、α−Ｃｒ相が球状化したことを示している。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】Ｎｉ−３８Ｃｒ−３．８Ａｌの組成をもつ合金の計算状態図。
【図２】上記の合金の鋳造材を鍛造後、空冷ままの組織の顕微鏡写真。
【図３】上記の合金の鋳造材を鍛造後、８５０℃に１６時間保持する過時効処理を施した後の組織の顕微鏡写真。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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