JP2002363674A

JP2002363674A - 快削性Ｎｉ基耐熱合金

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Publication number: JP2002363674A
Application number: JP2001167940A
Authority: JP
Inventors: Kiyohito Ishida; 清仁石田; Masanari Oikawa; 勝成及川; Shigenori Ueda; 茂紀植田; Toshiharu Noda; 俊治野田; Takashi Ehata; 貴司江幡
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; Tohoku Tokushuko KK; Tohoku Steel Co Ltd; National Institute of Advanced Industrial Science and Technology AIST
Current assignee: Daido Steel Co Ltd; Tohoku Tokushuko KK; Tohoku Steel Co Ltd; National Institute of Advanced Industrial Science and Technology AIST
Priority date: 2001-06-04
Filing date: 2001-06-04
Publication date: 2002-12-18
Anticipated expiration: 2021-06-04
Also published as: US20020195175A1; JP4895434B2; US6752883B2

Abstract

(57)【要約】【課題】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。【解決手段】Ｎｉを主成分として含有し、０．０１〜
０．３質量％のＣと、１４〜３５質量％のＣｒとを含有
するＮｉ基耐熱合金であって、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、０．０１５〜０．５質量％のＳを含有する。そ
して、これら添加元素により、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆのう
ちいずれかを金属元素成分の主成分とし、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
散形成されている。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ＷH
f(質量％)、Ｃの含有量をＷC(質量％)、Ｓの含有量をＷ
S(質量％)として、ＷTi＋０．５３ＷZr＋０．２７ＷHf
＞２ＷC＋０．７５ＷS、及び、ＷC＞０．３７ＷS、を満
足する。これにより、合金組織中に存在する遊離Ｓが抑
制されて、熱間加工性の劣化を防止しつつ、被削性を向
上させることができる。

Description

【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】

【発明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、
Ｎｉを主成分として含有し、０．０１〜０．３質量％の
Ｃと、１４〜３５質量％のＣｒとを含有するＮｉ基耐熱
合金であって、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、０．０
１５〜０．５質量％のＳを含有し、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆ
のうちいずれかを金属元素成分の主成分とし、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＋０．７５
ＷS、及び、ＷC＞０．３７ＷS を満足することを特徴とする。なお、本明細書中におい
て、「主成分」（「主に」あるいは「主体」も同義）と
は、対象となる組織中において、その成分の含有量（質
量％）が最も多いことを意味する。

【０００６】上記のような組成範囲のＴｉ、Ｚｒ及びＨ
ｆ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、Ｎｉ_３Ｓ_２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、Ｎｉ_３Ｓ_２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Ｍ_４
Ｑ_２Ｃ_２（ただし、ＭはＴｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいず
れかを主成分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Ｍ_４Ｑ_２Ｃ_２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、Ｍ_４Ｑ_２Ｃ_２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８
５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、Ｈ
ｆ）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：０．０１５〜０．５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０．０１５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、Ｎｉ_３Ｓ_２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Ｍ_４Ｑ_２Ｃ_２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、Ｎｉ_３Ｓ_２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、０．３
７ＷS＋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ＳｉＳｉ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ＭｎＭｎ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Ｎｉ_３Ｔｉ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（Ｎｉ_３Ａｌ）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Ｃ
ｒ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。Ｃ
ｕ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（Ｎｉ_３Ａｌ）に、これらの成
分が固溶することになる。その結果、γ’相（Ｎｉ_３Ａ
ｌ）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）。固溶強化型Ｎｉ基耐熱合金：Hastelloy -C22、Hastel
loy -C276、Hastelloy -G30、Hastelloy X、Inconel 60
0、KSN。析出強化型Ｎｉ基耐熱合金：Astroloy、Cabot 214、D
-979、Hastelloy S、 Hastelloy XR、Haynes 230、Inco
nel 587、Inconel 597、Inconel 601、Inconel 617、In
conel 625、Inconel 706、Inconel 718、Inconel X75
0、M-252、Nimonic75、Nimonic 80A、Nimonic 90、Nimo
nic 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】

【００３７】

【表２】

【００３８】本発明合金の主な介在物は、（Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ）_４Ｓ_２Ｃ_２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、Ｚ
ｒ、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Ｎｉ_３Ｓ_２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、Ｊ
ＩＳ−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、４００Ｍ
Ｐａ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】

【００４５】表３より、実施例Ｎｏ．１〜１１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、Ｈ
ｆ）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。

フロントページの続き (71)出願人 000222048 東北特殊鋼株式会社宮城県柴田郡村田町大字村田字西ケ丘23 (72)発明者石田清仁宮城県仙台市青葉区上杉３−５−20 (72)発明者及川勝成宮城県柴田郡柴田町西船迫４−１−34 (72)発明者植田茂紀愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内 (72)発明者野田俊治愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内 (72)発明者江幡貴司宮城県柴田郡村田町大字村田字西ヶ丘23 東北特殊鋼株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｎｉを主成分として含有し、０．０１〜０．３質量％のＣと、１４〜３５質量％のＣ
ｒとを含有するＮｉ基耐熱合金であって、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、０．０１５〜０．５質
量％のＳを含有し、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいずれかを金属元素成分の主
成分とし、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＋０．７５
ＷS、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Ｍ_４
Ｑ_２Ｃ_２（ただし、ＭはＴｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちいず
れかを主成分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】Ｓｉの含有量が４質量％以下、Ｍｎの含
有量が１質量％以下とされる請求項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】０．１〜５質量％のＡｌを含有する請求
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】０．１〜２０質量％のＣｏ、０．１〜２
０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】Ｆｅの含有量が２０質量％以下とされる
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】０．１〜５質量％のＣｕ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。
【請求項９】Ｎｂ及びＴａを、合計で０．１〜７質量
％含有する請求項１ないし８のいずれか１項に記載の快
削性Ｎｉ基耐熱合金。
【請求項１０】０．０００５〜０．０１質量％のＢを
含有する請求項１ないし９のいずれか１項に記載の快削
性Ｎｉ基耐熱合金。