JP2003226950A - Ｎｉ基合金材の製造方法 - Google Patents
Ｎｉ基合金材の製造方法Info
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- JP2003226950A JP2003226950A JP2002029627A JP2002029627A JP2003226950A JP 2003226950 A JP2003226950 A JP 2003226950A JP 2002029627 A JP2002029627 A JP 2002029627A JP 2002029627 A JP2002029627 A JP 2002029627A JP 2003226950 A JP2003226950 A JP 2003226950A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 再結晶粒が微細で、かつ粒径のばらつきが小
さい再結晶粒組織を有するＮｉ基合金材の製造方法を提
供する。 【解決手段】 Ｎｂを含有するＮｉ基合金から成る熱間
鍛造材に温度９１５±１０℃の熱処理を行って、Ｎｉ3
Ｎｂから成るδ相を母相に析出させる工程Ａ1；得られ
た処理材に温度９００℃以下で鍛錬比２以上の仕上げ鍛
造を行って、δ相の切断片が母相に分散する鍛造材にす
る工程Ａ2；および、鍛造材に固溶化処理を行う工程
Ａ3；を備えていて、その場合の熱間鍛造材は、Ｎｂを
含有するＮｉ基合金の鋳塊に分塊鍛造Ｂ1を行い、つい
で温度９８０±１０℃で固溶化処理Ｂ2を行ったのち、
温度１０００±２０℃で鍛錬比１.６以上の熱間鍛造Ｂ3
を行って製造されることを好適とするＮｉ基合金材の製
造方法。
さい再結晶粒組織を有するＮｉ基合金材の製造方法を提
供する。 【解決手段】 Ｎｂを含有するＮｉ基合金から成る熱間
鍛造材に温度９１５±１０℃の熱処理を行って、Ｎｉ3
Ｎｂから成るδ相を母相に析出させる工程Ａ1；得られ
た処理材に温度９００℃以下で鍛錬比２以上の仕上げ鍛
造を行って、δ相の切断片が母相に分散する鍛造材にす
る工程Ａ2；および、鍛造材に固溶化処理を行う工程
Ａ3；を備えていて、その場合の熱間鍛造材は、Ｎｂを
含有するＮｉ基合金の鋳塊に分塊鍛造Ｂ1を行い、つい
で温度９８０±１０℃で固溶化処理Ｂ2を行ったのち、
温度１０００±２０℃で鍛錬比１.６以上の熱間鍛造Ｂ3
を行って製造されることを好適とするＮｉ基合金材の製
造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＮｉ基合金材の製造
方法に関し、更に詳しくは、微細で、粒径のばらつきが
小さい結晶粒組織を有するＮｉ基合金材を製造する方法
に関する。
方法に関し、更に詳しくは、微細で、粒径のばらつきが
小さい結晶粒組織を有するＮｉ基合金材を製造する方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】例えば火力発電所に設置されるガスター
ビンには、スピンドルボルトと呼ばれる長尺ボルトに複
数枚の翼車板を連結した構造のものがある。そして、上
記スピンドルボルトの構成材料としては、インコネル７
１８に代表されるＮｂを含有するＮｉ基合金を使用する
ことが検討されている。
ビンには、スピンドルボルトと呼ばれる長尺ボルトに複
数枚の翼車板を連結した構造のものがある。そして、上
記スピンドルボルトの構成材料としては、インコネル７
１８に代表されるＮｂを含有するＮｉ基合金を使用する
ことが検討されている。
【０００３】その場合、用いるＮｉ基合金には、その再
結晶粒が微細であり、かつ粒径のばらつきが小さい組
織、すなわち再結晶粒の整細粒化組織になっていること
が強く求められている。具体的には、ＡＳＴＭ Ｅ１１
２で規定する結晶粒度が、平均値で＃７以上で、かつ最
大値で＃４以上であることが要求されている。ところ
で、Ｎｉ基合金材は、通常、所定組成の鋳塊を熱間鍛造
して製造されている。その１例を次に説明する。
結晶粒が微細であり、かつ粒径のばらつきが小さい組
織、すなわち再結晶粒の整細粒化組織になっていること
が強く求められている。具体的には、ＡＳＴＭ Ｅ１１
２で規定する結晶粒度が、平均値で＃７以上で、かつ最
大値で＃４以上であることが要求されている。ところ
で、Ｎｉ基合金材は、通常、所定組成の鋳塊を熱間鍛造
して製造されている。その１例を次に説明する。
【０００４】まず、鋳塊を分塊鍛造して鋼片としたのち
固溶化処理を行って組織を均一化する。ついで、細径加
工と結晶粒を微細化するために、その処理材に熱間鍛造
を行い、更に仕上げ鍛造を行う。そして、仕上げ鍛造後
の鍛造材に固溶化処理を行って組織の均一化と再結晶粒
を析出させ、必要に応じては更に時効処理を行って全体
の製造工程を終了する。
固溶化処理を行って組織を均一化する。ついで、細径加
工と結晶粒を微細化するために、その処理材に熱間鍛造
を行い、更に仕上げ鍛造を行う。そして、仕上げ鍛造後
の鍛造材に固溶化処理を行って組織の均一化と再結晶粒
を析出させ、必要に応じては更に時効処理を行って全体
の製造工程を終了する。
【０００５】そして、上記した一連の製造工程におい
て、次のような処理を施して微細な再結晶粒組織を形成
することが知られており、そして実施されている（USP
No. 3,660,177を参照）。上記先行技術で開示されてい
る処理方法は、前工程の熱間鍛造で製造された鍛造材に
熱処理を施すことにより、当該鍛造材の母相の結晶粒界
に微細なδ相を析出させる方法である。
て、次のような処理を施して微細な再結晶粒組織を形成
することが知られており、そして実施されている（USP
No. 3,660,177を参照）。上記先行技術で開示されてい
る処理方法は、前工程の熱間鍛造で製造された鍛造材に
熱処理を施すことにより、当該鍛造材の母相の結晶粒界
に微細なδ相を析出させる方法である。
【０００６】このδ相は、Ｎｉ3Ｎｂから成る金属間化
合物であって、針状のウィドマンステッテン組織形状を
しており、前工程の熱間鍛造時に結晶粒界に蓄積された
加工歪みエネルギのサイトを起点として前記結晶粒界に
析出する。そして、このδ相は結晶粒界に分布すること
により、後工程における固溶化処理などの熱処理時に再
結晶粒の成長を抑制するピン止め効果を発揮する。その
結果、再結晶粒の粗大化は抑制され、得られるＮｉ基合
金材の再結晶粒組織は微細粒状態を維持する。
合物であって、針状のウィドマンステッテン組織形状を
しており、前工程の熱間鍛造時に結晶粒界に蓄積された
加工歪みエネルギのサイトを起点として前記結晶粒界に
析出する。そして、このδ相は結晶粒界に分布すること
により、後工程における固溶化処理などの熱処理時に再
結晶粒の成長を抑制するピン止め効果を発揮する。その
結果、再結晶粒の粗大化は抑制され、得られるＮｉ基合
金材の再結晶粒組織は微細粒状態を維持する。
【０００７】なお、このような効果を発揮するδ相の析
出工程の実施に際しては、前記した仕上げ鍛造工程とそ
の直前の熱間鍛造工程の間に配置されるのが通例であ
る。そして、δ相が析出している材料を更に鍛造して当
該δ相を微細に切断することにより、微細なδ相を母相
内に均一分散させ、ピン止め効果をより有効に発揮させ
て微細な再結晶粒組織を形成することも行われている。
出工程の実施に際しては、前記した仕上げ鍛造工程とそ
の直前の熱間鍛造工程の間に配置されるのが通例であ
る。そして、δ相が析出している材料を更に鍛造して当
該δ相を微細に切断することにより、微細なδ相を母相
内に均一分散させ、ピン止め効果をより有効に発揮させ
て微細な再結晶粒組織を形成することも行われている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】上記したように、Ｎｉ
基合金材の一連の製造工程において、δ相の析出・分散
工程を介挿することにより、結晶粒組織の微細化を実現
することはできる。しかしながら、微細化実現のための
条件がそのまま結晶粒の粒径ばらつきを小さくするため
の条件として適用できるわけではないという問題があ
る。
基合金材の一連の製造工程において、δ相の析出・分散
工程を介挿することにより、結晶粒組織の微細化を実現
することはできる。しかしながら、微細化実現のための
条件がそのまま結晶粒の粒径ばらつきを小さくするため
の条件として適用できるわけではないという問題があ
る。
【０００９】したがって、例えば前記したスピンドルボ
ルトの場合のように、ＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定する結
晶粒度の平均値が＃７以上で、かつ最大値が＃４以上で
あることを要求されているような整細粒化した再結晶粒
組織のＮｉ基合金材を製造する際に、上記したδ相の析
出・分散工程を採用したとしても、結晶粒の微細化の条
件の外に、結晶粒の粒径ばらつきを小さくするための条
件を確立することが必要になる。
ルトの場合のように、ＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定する結
晶粒度の平均値が＃７以上で、かつ最大値が＃４以上で
あることを要求されているような整細粒化した再結晶粒
組織のＮｉ基合金材を製造する際に、上記したδ相の析
出・分散工程を採用したとしても、結晶粒の微細化の条
件の外に、結晶粒の粒径ばらつきを小さくするための条
件を確立することが必要になる。
【００１０】本発明は、δ相の析出・分散工程の介挿を
前提とするＮｉ基合金材の製造方法において、再結晶粒
の微細化と同時に再結晶粒の粒径ばらつきを小さくする
ことができる、すなわち再結晶粒の整細粒化を実現する
ことができるＮｉ基合金材の製造方法の提供を目的とす
る。
前提とするＮｉ基合金材の製造方法において、再結晶粒
の微細化と同時に再結晶粒の粒径ばらつきを小さくする
ことができる、すなわち再結晶粒の整細粒化を実現する
ことができるＮｉ基合金材の製造方法の提供を目的とす
る。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記した目的を達成する
ために、本発明においては、Ｎｂを含有するＮｉ基合金
から成る熱間鍛造材に温度９１５±１０℃の熱処理を行
って、Ｎｉ3Ｎｂから成るδ相を母相に析出させる工程
（以下、工程Ａ1という）；得られた処理材に温度９０
０℃以下で鍛錬比２以上の仕上げ鍛造を行って、前記δ
相の切断片が母相に分散する鍛造材にする工程（以下、
工程Ａ2という）；および、前記鍛造材に固溶化処理を
行う工程（以下、工程Ａ3という）；を備えていること
を特徴とするＮｉ基合金材の製造方法が提供される。
ために、本発明においては、Ｎｂを含有するＮｉ基合金
から成る熱間鍛造材に温度９１５±１０℃の熱処理を行
って、Ｎｉ3Ｎｂから成るδ相を母相に析出させる工程
（以下、工程Ａ1という）；得られた処理材に温度９０
０℃以下で鍛錬比２以上の仕上げ鍛造を行って、前記δ
相の切断片が母相に分散する鍛造材にする工程（以下、
工程Ａ2という）；および、前記鍛造材に固溶化処理を
行う工程（以下、工程Ａ3という）；を備えていること
を特徴とするＮｉ基合金材の製造方法が提供される。
【００１２】その場合、上記した熱間鍛造材は、Ｎｂを
含有するＮｉ基合金の鋳塊に分塊鍛造を行い、ついで温
度９８０±１０℃で固溶化処理を行ったのち、温度１０
００±２０℃で鍛錬比１.６以上の熱間鍛造を行って製
造されていることが好ましい。
含有するＮｉ基合金の鋳塊に分塊鍛造を行い、ついで温
度９８０±１０℃で固溶化処理を行ったのち、温度１０
００±２０℃で鍛錬比１.６以上の熱間鍛造を行って製
造されていることが好ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明の製造方法は、ＡＳＴＭ
Ｅ１１２で規定する結晶粒度が平均値で＃７以上であ
り、かつ最大値が＃４以上になっているＮｉ基合金材を
製造する方法である。まず、本発明の工程図の１例Ａを
図１に示す。この工程Ａは、後述する熱間鍛造材に熱処
理を施して当該熱間鍛造材の結晶粒界にδ相を析出させ
る工程Ａ1と、得られた処理材に後述する仕上げ鍛造を
行う工程Ａ2と、得られた仕上げ鍛造材に後述する固溶
化処理を行う工程Ａ3とで構成されている。
Ｅ１１２で規定する結晶粒度が平均値で＃７以上であ
り、かつ最大値が＃４以上になっているＮｉ基合金材を
製造する方法である。まず、本発明の工程図の１例Ａを
図１に示す。この工程Ａは、後述する熱間鍛造材に熱処
理を施して当該熱間鍛造材の結晶粒界にδ相を析出させ
る工程Ａ1と、得られた処理材に後述する仕上げ鍛造を
行う工程Ａ2と、得られた仕上げ鍛造材に後述する固溶
化処理を行う工程Ａ3とで構成されている。
【００１４】ここで、工程Ａを実施するための素材であ
る熱間鍛造材は、図１の工程Ｂによって製造される。そ
の工程Ｂは、所定組成のＮｉ基合金の鋳塊を分塊鍛造す
る工程Ｂ1と、得られた鋼片に後述する固溶化処理を行
う工程Ｂ2と、得られた処理材に後述する熱間鍛造を行
う工程Ｂ3とで構成されている。上記した工程Ｂと工程
Ａは、連続する工程として組み立てられていてもよく、
また、工程Ｂと工程Ａはそれぞれ別置された工程となっ
ていてもよい。以後、全体の工程は、図１で示したよう
に、工程Ｂと工程Ａが連続して接続されているものとし
て本発明の製造方法を説明する。
る熱間鍛造材は、図１の工程Ｂによって製造される。そ
の工程Ｂは、所定組成のＮｉ基合金の鋳塊を分塊鍛造す
る工程Ｂ1と、得られた鋼片に後述する固溶化処理を行
う工程Ｂ2と、得られた処理材に後述する熱間鍛造を行
う工程Ｂ3とで構成されている。上記した工程Ｂと工程
Ａは、連続する工程として組み立てられていてもよく、
また、工程Ｂと工程Ａはそれぞれ別置された工程となっ
ていてもよい。以後、全体の工程は、図１で示したよう
に、工程Ｂと工程Ａが連続して接続されているものとし
て本発明の製造方法を説明する。
【００１５】まず、例えば真空アーク溶解法で所定組成
の合金溶湯を溶製したのちその鋳塊を製造する。その場
合、Ｎｉ基合金としてはＮｂを含有するものであること
が必要であり、具体的には、インコネル７１８などをあ
げることができる。ついで鋳塊に分塊鍛造を行う工程Ｂ
1を実施する。そのときの鍛造温度は次のように設定す
ることが好ましい。すなわち、分塊鍛造開始時点ではδ
相の固溶温度以上の温度で行い、分塊鍛造終了時点では
δ相の固溶温度と再結晶温度との間の温度となるような
態様である。
の合金溶湯を溶製したのちその鋳塊を製造する。その場
合、Ｎｉ基合金としてはＮｂを含有するものであること
が必要であり、具体的には、インコネル７１８などをあ
げることができる。ついで鋳塊に分塊鍛造を行う工程Ｂ
1を実施する。そのときの鍛造温度は次のように設定す
ることが好ましい。すなわち、分塊鍛造開始時点ではδ
相の固溶温度以上の温度で行い、分塊鍛造終了時点では
δ相の固溶温度と再結晶温度との間の温度となるような
態様である。
【００１６】工程Ｂ1終了後、鋼片は、次に工程Ｂ2に移
送され、そこで固溶化処理が行われ、分塊鍛造時に蓄積
された歪みの除去と結晶粒の整細粒化が行われる。この
ときの固溶化温度は、工程Ｂ1における鍛錬比を勘案し
て決められるが、概ね、９７０〜９９０℃であればよ
く、また１.０〜１.５時間程度の処理時間であればよ
い。
送され、そこで固溶化処理が行われ、分塊鍛造時に蓄積
された歪みの除去と結晶粒の整細粒化が行われる。この
ときの固溶化温度は、工程Ｂ1における鍛錬比を勘案し
て決められるが、概ね、９７０〜９９０℃であればよ
く、また１.０〜１.５時間程度の処理時間であればよ
い。
【００１７】ついで工程Ｂ3に移送され、そこで熱間鍛
造して工程Ａの素材である熱間鍛造材が製造される。こ
の工程Ｂ3は、鍛造材の細径加工工程である。同時に、
結晶粒をより微細化し、その結晶粒界に加工歪みエネル
ギを蓄積させて、後述するδ相の析出サイトを形成する
工程である。
造して工程Ａの素材である熱間鍛造材が製造される。こ
の工程Ｂ3は、鍛造材の細径加工工程である。同時に、
結晶粒をより微細化し、その結晶粒界に加工歪みエネル
ギを蓄積させて、後述するδ相の析出サイトを形成する
工程である。
【００１８】工程Ｂ3における鍛造材の表面加工温度は
８００〜９００℃に設定され、また鍛錬比は１.６以上
に設定されることが好ましい。表面加工温度が８００℃
より低い場合は鍛造時にワレ、カケなどが発生しやす
く、逆に表面加工温度が９００℃より高くなると、結晶
粒の粗大化のような不都合が生ずるからである。
８００〜９００℃に設定され、また鍛錬比は１.６以上
に設定されることが好ましい。表面加工温度が８００℃
より低い場合は鍛造時にワレ、カケなどが発生しやす
く、逆に表面加工温度が９００℃より高くなると、結晶
粒の粗大化のような不都合が生ずるからである。
【００１９】また、鍛錬比が１.６より小さい熱間鍛造
の場合は、結晶粒をより微細化することは不充分であ
り、また結晶粒界におけるδ相の析出サイトの形成量も
少なくなるため、目的とする再結晶粒が整細粒化したＮ
ｉ基合金材の製造が困難になる。このような工程Ｂを経
由することにより、工程Ａの素材である熱間鍛造材が製
造される。
の場合は、結晶粒をより微細化することは不充分であ
り、また結晶粒界におけるδ相の析出サイトの形成量も
少なくなるため、目的とする再結晶粒が整細粒化したＮ
ｉ基合金材の製造が困難になる。このような工程Ｂを経
由することにより、工程Ａの素材である熱間鍛造材が製
造される。
【００２０】この熱間鍛造材は、まず、工程Ａ1で熱処
理される。この過程で工程Ｂ3で形成されたδ相の析出
サイトには、そこを起点としてδ相が析出する。このと
きの温度は９０５〜９２５℃に設定されることが必要で
ある。処理温度が９０５℃より低い場合は、δ相が析出
しなかったり、または析出量が少なかったりして本発明
の目的が果たせなくなる。逆に処理温度が９２５℃より
高い場合でも、δ相の析出量が少なくなるような不都合
が生ずる。
理される。この過程で工程Ｂ3で形成されたδ相の析出
サイトには、そこを起点としてδ相が析出する。このと
きの温度は９０５〜９２５℃に設定されることが必要で
ある。処理温度が９０５℃より低い場合は、δ相が析出
しなかったり、または析出量が少なかったりして本発明
の目的が果たせなくなる。逆に処理温度が９２５℃より
高い場合でも、δ相の析出量が少なくなるような不都合
が生ずる。
【００２１】熱処理時間が短すぎると同じくδ相の析出
量は減少する。概ね２４〜３６時間程度であればよい。
工程Ａ1の終了後、処理材は工程Ａ2に移送され、そこで
仕上げ鍛造が行われる。この工程Ａ2では、δ相が破壊
・切断され、当該δ相は微細で粒形状をした切断片とな
って母相内に均一分散し、同時に加工歪みが蓄積され
る。
量は減少する。概ね２４〜３６時間程度であればよい。
工程Ａ1の終了後、処理材は工程Ａ2に移送され、そこで
仕上げ鍛造が行われる。この工程Ａ2では、δ相が破壊
・切断され、当該δ相は微細で粒形状をした切断片とな
って母相内に均一分散し、同時に加工歪みが蓄積され
る。
【００２２】すなわち、工程Ａ2はδ相に加工歪みを与
えてそれを破壊する工程である。そのため、工程Ａ2に
おける鍛造温度は、処理材の表面加工温度が９００℃以
下となるように設定され、また鍛錬比は２以上に設定さ
れる。表面加工温度を９００℃より高くすると、母相の
塑性変形も起こるようになるため、析出しているδ相に
有効に加工歪みが付与できなくなる。すなわち、δ相の
切断が起こりづらくなる。また、鍛錬比を２より小さく
すると、同じくδ相の切断が困難となる。
えてそれを破壊する工程である。そのため、工程Ａ2に
おける鍛造温度は、処理材の表面加工温度が９００℃以
下となるように設定され、また鍛錬比は２以上に設定さ
れる。表面加工温度を９００℃より高くすると、母相の
塑性変形も起こるようになるため、析出しているδ相に
有効に加工歪みが付与できなくなる。すなわち、δ相の
切断が起こりづらくなる。また、鍛錬比を２より小さく
すると、同じくδ相の切断が困難となる。
【００２３】得られた仕上げ鍛造材は、次に工程Ａ3に
移送され、そこで固溶化処理が施される。この工程Ａ3
では、工程Ａ2で蓄積された加工歪みエネルギにより、
工程Ａ1で形成された微細な結晶粒の再結晶化が起こ
る。しかし、結晶粒界に形成され、母相内に均一に分散
する微細なδ相の切断片がピン止め効果を発揮するの
で、粗大な再結晶粒の成長は抑制される。
移送され、そこで固溶化処理が施される。この工程Ａ3
では、工程Ａ2で蓄積された加工歪みエネルギにより、
工程Ａ1で形成された微細な結晶粒の再結晶化が起こ
る。しかし、結晶粒界に形成され、母相内に均一に分散
する微細なδ相の切断片がピン止め効果を発揮するの
で、粗大な再結晶粒の成長は抑制される。
【００２４】この工程Ａ3における固溶化温度は、９７
５℃近辺に設定することが好ましい。理由は明確ではな
いが、得られたＮｉ基合金材における結晶粒度の平均値
が揃っており、整細粒化の向上が図られるからである。
このようにして、目的とするＮｉ基合金材が製造され
る。得られるＮｉ基合金材は、ＡＳＴＭ Ｅ１１２で規
定する結晶粒度が、平均値で＃７以上であり、かつ最大
値が＃４以上であって、その再結晶粒は微細であり、か
つ粒径のばらつきが小さいものになっている。
５℃近辺に設定することが好ましい。理由は明確ではな
いが、得られたＮｉ基合金材における結晶粒度の平均値
が揃っており、整細粒化の向上が図られるからである。
このようにして、目的とするＮｉ基合金材が製造され
る。得られるＮｉ基合金材は、ＡＳＴＭ Ｅ１１２で規
定する結晶粒度が、平均値で＃７以上であり、かつ最大
値が＃４以上であって、その再結晶粒は微細であり、か
つ粒径のばらつきが小さいものになっている。
【００２５】なお、上記した工程Ａ3に続けて、更に６
２０℃で８時間の時効処理を行い、更に続けて７２０℃
で８時間の時効処理を行ってもよい。
２０℃で８時間の時効処理を行い、更に続けて７２０℃
で８時間の時効処理を行ってもよい。
【００２６】
【実施例】Ｃ：０.０４質量％，Ｓｉ：０.１質量％，Ｍ
ｎ：０.００５質量％，Ｎｉ：５３質量％，Ｃｒ：１８
質量％，Ｍｏ：３質量％，Ａｌ：０.５質量％，Ｔｉ：
１質量％，Ｎｂ＋Ｔａ：５.２質量％から成るインコネ
ル７１８相当品の鋳塊を真空アーク溶解法で製造した。
ｎ：０.００５質量％，Ｎｉ：５３質量％，Ｃｒ：１８
質量％，Ｍｏ：３質量％，Ａｌ：０.５質量％，Ｔｉ：
１質量％，Ｎｂ＋Ｔａ：５.２質量％から成るインコネ
ル７１８相当品の鋳塊を真空アーク溶解法で製造した。
【００２７】この鋳塊に対し、表１で示した条件を適用
して各種の棒材を製造した。そして、それら棒材におけ
る表面部，中心部、および表面から１／４の深さの箇所
の結晶粒度をＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定する方法で測定
した。以上の結果を一括して表１に示した。
して各種の棒材を製造した。そして、それら棒材におけ
る表面部，中心部、および表面から１／４の深さの箇所
の結晶粒度をＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定する方法で測定
した。以上の結果を一括して表１に示した。
【００２８】
【表１】
【００２９】表１から次のことが明らかである。実施例
１と比較例１を対比して明らかなように、両者とも、工
程Ｂの条件，δ相の析出処理（工程Ａ1）の条件、およ
び固溶化処理（工程Ａ3）の条件はいずれも同じであ
り、仕上げ鍛造（工程Ａ2）の条件のみが異なっている
にもかかわらず、実施例１の結晶粒度は比較例１の結晶
粒度に比べて微細であり、しかも粒径のばらつきが小さ
い。
１と比較例１を対比して明らかなように、両者とも、工
程Ｂの条件，δ相の析出処理（工程Ａ1）の条件、およ
び固溶化処理（工程Ａ3）の条件はいずれも同じであ
り、仕上げ鍛造（工程Ａ2）の条件のみが異なっている
にもかかわらず、実施例１の結晶粒度は比較例１の結晶
粒度に比べて微細であり、しかも粒径のばらつきが小さ
い。
【００３０】このことから、実施例１の場合のように、
仕上げ鍛造を低温で行うと、工程Ａ 1で析出していたδ
相の切断が進んでその切断片が母相内に分散し、再結晶
粒の成長に対するピン止め効果を有効に発揮しているこ
とがわかる。
仕上げ鍛造を低温で行うと、工程Ａ 1で析出していたδ
相の切断が進んでその切断片が母相内に分散し、再結晶
粒の成長に対するピン止め効果を有効に発揮しているこ
とがわかる。
【００３１】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明に
よれは、再結晶粒がＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定する結晶
粒度で平均値＃７以上、かつ最大値＃４以上になってい
て、整細粒化した再結晶粒組織を有するＮｉ基合金材を
製造することができる。これは、熱間鍛造材の結晶粒界
にδ相を析出させたのち、本発明の条件下で仕上げ鍛造
を行って、当該δ相を微細化して母相全体に分散せし
め、そのことにより、固溶化処理時におけるピン止め効
果を有効に発揮させることによってもたらされる効果で
ある。
よれは、再結晶粒がＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定する結晶
粒度で平均値＃７以上、かつ最大値＃４以上になってい
て、整細粒化した再結晶粒組織を有するＮｉ基合金材を
製造することができる。これは、熱間鍛造材の結晶粒界
にδ相を析出させたのち、本発明の条件下で仕上げ鍛造
を行って、当該δ相を微細化して母相全体に分散せし
め、そのことにより、固溶化処理時におけるピン止め効
果を有効に発揮させることによってもたらされる効果で
ある。
【００３２】本発明の製造方法における上記効果は、通
常の鍛造機を用いても実現することが可能である。しか
し、被鍛造材を４方向から高速で鍛造することができる
高速４面鍛造機を用いると、例えば工程Ａ2における仕
上げ鍛造時に、δ相への低温歪みを短時間で、しかも相
対的に低温下で有効に与えることができるので、高い生
産性の下で目的とするＮｉ基合金材を製造することがで
きる。
常の鍛造機を用いても実現することが可能である。しか
し、被鍛造材を４方向から高速で鍛造することができる
高速４面鍛造機を用いると、例えば工程Ａ2における仕
上げ鍛造時に、δ相への低温歪みを短時間で、しかも相
対的に低温下で有効に与えることができるので、高い生
産性の下で目的とするＮｉ基合金材を製造することがで
きる。
【図１】本発明の製造方法の概略を示す工程図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４
６１０ ６１０
６３０ ６３０Ａ
６３０Ｂ
６５１ ６５１Ｂ
６８２ ６８２
６８３ ６８３
６９１ ６９１Ｂ
６９４ ６９４Ａ
６９４Ｂ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｎｂを含有するＮｉ基合金から成る熱間
鍛造材に温度９１５±１０℃の熱処理を行って、Ｎｉ3
Ｎｂから成るδ相を母相に析出させる工程；得られた処
理材に温度９００℃以下で鍛錬比２以上の仕上げ鍛造を
行って、前記δ相の切断片が母相に分散する鍛造材にす
る工程；および、 前記鍛造材に固溶化処理を行う工程；を備えていること
を特徴とするＮｉ基合金材の製造方法。 - 【請求項２】 前記熱間鍛造材は、Ｎｂを含有するＮｉ
基合金の鋳塊に分塊鍛造を行い、ついで温度９８０±１
０℃で固溶化処理を行ったのち、温度１０００±２０℃
で鍛錬比１.６以上の熱間鍛造を行って製造される請求
項１のＮｉ基合金材の製造方法。 - 【請求項３】 仕上げ鍛造および熱間鍛造は、いずれ
も、高速４面鍛造機を用いて行われる請求項１または２
のＮｉ基合金材の製造方法。 - 【請求項４】 前記Ｎｂを含有するＮｉ基合金が、Ｃ：
０.０８質量％以下，Ｓｉ：０.３５質量％以下，Ｍｎ：
０.３５質量％以下，Ｎｉ：５０.００〜５５.００質量
％，Ｃｒ：１７.００〜２１.００質量％，Ｍｏ：２.８
０〜３.３０質量％，Ａｌ：０.２０〜０.８０質量％，
Ｔｉ：０.６５〜１.１５質量％，Ｎｂ＋Ｔａ：４.７５
〜５.５０質量％，Ｐ：０.０１５質量％以下，Ｓ：０.
０１５質量％以下，Ｃｕ：０.３０質量％以下，Ｃｏ：
１.００質量％以下，Ｂ：０.００６質量％以下の組成を
有する請求項１〜３のいずれかのＮｉ基合金材の製造方
法。 - 【請求項５】 得られたＮｉ基合金材の結晶粒度は、Ａ
ＳＴＭ Ｅ１１２で規定する結晶粒度で、平均値が＃７
以上、かつ最大値が＃４以上になっている請求項１〜４
のいずれかのＮｉ基合金材の製造方法。
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