JP2012041627A

JP2012041627A - Ｃｏ基合金

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Publication number: JP2012041627A
Application number: JP2010186562A
Authority: JP
Inventors: Mototsugu Osaki; 元嗣大▲崎▼; Shigenori Ueda; 茂紀植田; Kiyohito Ishida; 清仁石田; Toshihiro Omori; 俊洋大森; Hiroaki Nishida; 浩明西田; Sukehiro Hayashi; 祐宏林; Tomoki Shioda; 智紀塩田; Shinya Konno; 晋也今野; Jun Sato; 順佐藤
Original assignee: Tohoku University NUC; Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd; Hitachi Ltd
Current assignee: Tohoku University NUC; Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd; Hitachi Ltd
Priority date: 2010-08-23
Filing date: 2010-08-23
Publication date: 2012-03-01
Anticipated expiration: 2030-08-23
Also published as: EP2610360A4; WO2012026354A1; JP5582532B2; EP2610360A1; EP2610360B1; CN107012366A; CN103069028A; US20130206287A1

Abstract

【課題】従来のＣｏ基合金に比べて高温強度が高く、かつ、熱間加工性が従来のＣｏ基合金と同等以上であるＣｏ基合金を提供すること。
【解決手段】０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％であるＣｏ基合金。
【選択図】図１

Description

本発明は、ガスタービン部材、飛行機用エンジン部材、化学プラント部材、自動車エンジン部材、高温炉部材などの高温環境下で高強度が要求される各種部材に好適であり、特に鍛造に適したＣｏ基合金に関する。

高温環境下で使用される超合金には、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、Ｆｅ基合金などが知られている。Ｎｉ基合金は、Ｌ1₂構造のγ’相（Ｎｉ₃(Ａｌ、Ｔｉ)）で析出強化したものであり、温度上昇に伴い強度も高くなる逆温度依存性を示す。また、耐熱性、耐食性、耐酸化性、耐クリープ性などの高温特性にも優れている。そのため、Ｎｉ基合金は、高温環境下で高強度が要求される各種の用途に用いられる。しかしながら、Ｎｉ基合金は、被削性、熱間加工性に劣るという問題がある。
一方、特に耐食性、延性が必要な高温用途では、Ｎｉ基合金よりもＣｏ基合金が用いられている。しかしながら、Ｃｏ基合金の高温強度特性向上に有効なγ’型金属間化合物がこれまで知られていなかったために、従来のＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金に比べて高温強度が低く、熱間加工性にも劣るという問題があった。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、質量比でＡｌ：０．１〜１０％、Ｗ：３．０〜４５％、残部が不可避的不純物を除きＣｏからなり、Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)のＬ1₂型金属間化合物が析出したＣｏ基合金が開示されている。
同文献には、マトリックス中にＣｏ₃(Ａｌ、Ｗ)を均一微細に析出させることによって、高温強度が向上する点、及び、所定の組成に調整することによって熱間加工も可能になる点が記載されている。

また、特許文献２には、０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、３．０≦２６．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％を満たし、Ａ₇Ｂ₆で表されるμ相とＡ₂Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金が開示されている。
同文献には、Ａｌ量及びＷ量を所定の範囲とすると同時に所定の条件下で均質化熱処理及び時効処理を行うと、Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)型の強化相が析出し、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度を示す点が記載されている。

強化相（γ'相）としてＣｏ₃(Ａｌ、Ｗ)を析出させたＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度特性を示す。しかしながら、Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱処理条件によっては加工に有害な第２相が析出し、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。特に、鍛造用合金では熱間加工性が重要な特性となり、強度とのバランスが必須である。
一方、特許文献２に開示されているように、成分元素を最適化すると、第２相の析出をある程度抑制することができ、熱間加工性を向上させることができる。しかしながら、従来の合金は、高温強度特性が必ずしも十分ではない。

国際公開ＷＯ２００７／０３２２９３号特開２００９−２２８０２４号公報

本発明が解決しようとする課題は、従来のＣｏ基合金に比べて高温強度が高く、かつ、熱間加工性が従来のＣｏ基合金と同等以上であり、鍛造に適したＣｏ基合金を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係るＣｏ基合金は、
０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、
１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、
３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、
Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％
Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、
Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
であることを要旨とする。

Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に有害相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
これに対し、成分元素（特に、Ａｌ量及びＷ量）を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、有害相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で固溶化熱処理及び時効処理すると、Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)型の強化相（γ’相）が析出する。さらに、所定量のＡｌ、Ｗ及びＣｒを含むＣｏ基合金に対し、所定量のＣを添加すると、時効処理後に、γ’相に加えて、Ｗ及び／又はＣｒを含む炭化物が析出する。この時、Ｃ含有量を最適化すると、母相γの粒界に粒状の炭化物を析出させることができる。粒界に析出した粒状の炭化物は、高温における粒界滑りを抑制する効果が大きい。
すなわち、γ’相の析出に加えて、粒界に所定量の炭化物を析出させることにより、従来のＣｏ基合金に比べて、高温部材として特に必要とされるクリープラプチャー特性（高温延性）が飛躍的に改善される。また、これによって、既存のＮｉ基合金と同等以上の耐用強度を有するＣｏ基合金が得られる。

クリープラプチャー試験前のＣｏ基合金（実施例１）の破断部組織写真である。クリープラプチャー試験後のＣｏ基合金（実施例１）の破断部組織写真である。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．Ｃｏ基合金］
［１．１．主構成元素］
本発明に係るＣｏ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１）０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％。
Ｃは、Ｗ及びＣｒと結合し、粒内及び粒界の炭化物生成に寄与する。粒状の炭化物の粒界への析出は、主に粒界強化に有効であり、熱間加工性及び高温強度を向上させる。特に、粒界強度の改善によって高温における伸び及び絞りが改善されるので、引張特性及びクリープラプチャー特性を向上させる効果が大きい。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粒内生成の促進による粒内強度の上昇、及び、粒界へのフィルム状炭化物の析出によって、強度特性が低下する。従って、Ｃ含有量は、０．１００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．０５０ｍａｓｓ％未満である。
本発明に係るＣｏ基合金は、Ｃｒ含有量及びＷ含有量に加えてＣ含有量を最適化にすることによって炭化物を最適な形状で粒界に析出させ、これによって高温延性を高め、著しい特性の改善を達成した点が大きな特徴である。ここで「炭化物」とは、ＣとＣｒ及び／又はＷを主成分とする種々の炭化物全般を指す。

（２）９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、Ｏと結合し、表層に緻密なＣｒ₂Ｏ₃層を形成するため、耐酸化性の改善に有効である。Ｃｒ含有量が少ないと、緻密なＣｒ₂Ｏ₃層の生成が困難であり、十分な耐酸化性が得られない。また、Ｃｒは、Ｃと結合し、種々の炭化物を粒内及び粒界に生成するため、熱間加工性の向上及び高温延性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは、１０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、融点が低下し、高温の機械的特性を低下させる原因となる。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１９．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１８．５ｍａｓｓ％未満である。
本発明に係るＣｏ基合金は、Ｃｒ含有量を最適化することによって炭化物を最適な形状で析出させ、これによって高温延性の著しい改善を達成した点が大きな特徴のひとつである。

（３）２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％。
Ａｌは、Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)のＬ1₂型金属間化合物相（γ’相）の安定化元素であり、準安定相であるγ’相を安定相として析出させ、高温強度特性を改善させるために必要な元素である。Ａｌ含有量が少ないと、強度特性を向上させるのに十分な量のγ'相を生成させることができない。また、Ａｌは、Ｃｒと同じくＡｌ₂Ｏ₃の生成によって耐酸化性を改善する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、融点が低下し、高温特性（熱間加工性及び高温延性）を低下させる原因となる。従って、Ａｌ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、４．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、４．３ｍａｓｓ％未満である。
なお、「Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)のＬ1₂型金属間化合物相（γ’相）」とは、Ｃｏ、Ａｌ及びＷのみからなるγ’相だけでなく、Ｃｏサイト及び／又は(Ａｌ、Ｗ)サイトの一部が他の元素に置換されたものも含まれる。

（４）１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％。
Ｗは、Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)のＬ1₂型金属間化合物相（γ’相）の安定化元素であり、高温強度に効果のあるγ’相を生成するのに必要な元素である。Ｗ含有量が少ないと、強度を向上させるのに十分な量のγ'相を生成させることができない。また、Ｗは、Ｃと結合し、種々の炭化物を生成する。粒界炭化物の析出は、高温強度特性、特に高温延性（伸び、絞り）の向上に有効である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は、１３．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１４．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ含有量が過剰になると、粒内及び粒界にＡ₇Ｂ₆で表されるμ相に代表される有害相を形成し、熱間加工性が著しく低下する。従って、Ｗ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１９．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％未満である。
なお、「Ａ₇Ｂ₆化合物（μ相）」とは、Ｃｏ₇Ｗ₆由来の化合物であり、Ａサイト（Ｃｏサイト）がＮｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｆｅ等により、また、Ｂサイト（Ｗサイト）がＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ等により、それぞれ置換された化合物も含まれる。

（５）３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、Ｃｏサイトを置換し、(Ｃｏ、Ｎｉ)₃(Ａｌ、Ｗ)のＬ1₂型金属間化合物相を生成する。また、Ｎｉは、母相γ及び強化相γ’に均等に分配される。特に、γ’相のＣｏサイトがＮｉで置換されると、γ’相の固溶温度が上昇し、高温強度特性が向上する。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、３９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、４１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４３．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、母相γの融点が低下し、熱間加工性が低下する。従って、Ｎｉ含有量は、５５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、５２．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、５０．０ｍａｓｓ％未満である。

［１．２．不可避的不純物］
本発明に係るＣｏ基合金において、不可避的不純物の中でも、特に、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、以下の範囲とする必要がある。
（６）Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
Ｍｏは、固溶強化元素として働く。しかしながら、Ｍｏによる強化量は、Ｔａに比べて小さい。また、Ｍｏの添加は、耐酸化性を低下させる。従って、Ｍｏ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。

（７）Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
Ｎｂは、Ｎｉ基合金においてγ"（γダブルプライム）相であるＮｉ₃Ｎｂを析出させることで高温強度特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃｏ基合金では、Ｎｂ添加によりγ"相の析出は起こらず、融点の低下による熱間加工性及び高温強度特性の低下を招く。従って、Ｎｂ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。

（８）Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
Ｔｉは、Ｎｉ基合金においてＮｉ₃ＡｌのＡｌサイトに置換し、γ'相の強化に有効な元素である。しかしながら、過剰の添加は、γ'固溶温度の上昇及びマトリックスの融点低下の原因となり、加工性の低下を招く。Ｃｏ基合金においても、Ｔｉの過剰添加は、融点低下の原因となり、熱間加工性及び高温強度特性低下の原因となる。従って、Ｔｉ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。

（９）Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
Ｔａは、γ'相の固溶強化元素として働き、高温強度の向上に有効である。しかしながら、Ｔａ添加は、高温延性が著しく低下する。その結果、特に高温のクリープラプチャー特性では、延性の低下による早期破断が顕著となり、特性の低下を招く。従って、Ｔａ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。

［１．３．副構成元素］
本発明に係るＣｏ基合金は、上述した元素に加えて、以下のいずれか１以上の元素をさらに含んでいても良い。付加的な添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１０）０．０００１≦Ｂ＜０．０２０ｍａｓｓ％。
（１１）０．０００１≦Ｚｒ＜０．１０ｍａｓｓ％。
Ｂ及びＺｒは、いずれも粒界の強化元素として働き、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％が好ましい。また、Ｚｒ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ又はＺｒの含有量が過剰になると、いずれも加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０２０ｍａｓｓ％未満が好ましい。また、Ｚｒ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％未満が好ましい。

（１２）０．０００１≦Ｍｇ＜０．１０ｍａｓｓ％。
（１３）０．０００１≦Ｃａ＜０．２０ｍａｓｓ％。
Ｍｇ及びＣａは、いずれもＳを固定し、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｇ又はＣａの含有量がＳに対して過剰になると、Ｍｇ又はＣａの化合物を生成し、加工性を低下させる原因となる。従って、Ｍｇ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％未満が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満が好ましい。

［１．４．組織］
本発明に係るＣｏ基合金に対して、後述のような条件下で鋳造、均質化熱処理、熱間加工、固溶化熱処理、及び時効処理すると、母相γと、母相γ内に析出した炭化物及びγ’相とを備えたＣｏ基合金が得られる。γ’相は、主として母相γの粒内に析出する。一方、炭化物は、母相γの粒内及び粒界に析出する。高温強度特性を向上させるためには、炭化物は、粒界に析出しているのが好ましい。また、高温における粒界滑りを抑制するためには、粒界に析出している炭化物の形状は、粒状が好ましい。
本発明に係るＣｏ基合金の熱間加工後の素材に対し、固溶化熱処理、及び、種々の条件の時効処理を行うことにより、各用途に適したγ、γ’相、炭化物の状態が得られる。なお、時効処理は、１段階の時効処理に限らず、２段以上の複数段階の時効処理も含む。

［２．Ｃｏ基合金の製造方法］
［２．１．溶解・鋳造］
まず、上述した組成のＣｏ基合金が得られるように原料を配合し、溶解・鋳造する。本発明において、溶解・鋳造方法及び溶解・鋳造条件は、特に限定されるものではなく、種々の方法及び条件を用いることができる。

［２．２．均質化熱処理］
次に、得られた鋳塊に均質化熱処理(ソーキング処理）を施す。均質化熱処理とは、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去して成分を均一化するための熱処理をいう。成分を均一化することによって、熱間加工性を向上させることができる。

均質化熱処理温度は、組成に応じて最適な温度を選択する。一般に、均質化熱処理温度が低すぎると、合金元素の拡散速度が小さいために、現実的な熱処理時間内で十分な効果が得られない。従って、均質化熱処理温度は、１０００℃以上が好ましい。
一方、均質化熱処理温度が高くなりすぎると、粒界酸化が進行し、熱間加工性が低下する。従って、均質化熱処理温度は、１２５０℃以下が好ましい。

γ相単相となる温度で保持すると、通常、数時間程度で異相が消失し、γ相単相となる。しかしながら、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去するためには、さらに長時間の熱処理が必要である。一般に、均質化熱処理時間が長くなるほど、成分が均一化し、熱間加工性に対する有害相の量を少なくすることができる。有害相の体積率を少なくするためには、均質化熱処理時間は、１０時間以上が好ましい。
所定の条件下で均質化熱処理を行った後、冷却すると、γ単相であり、かつ、有害相の少ないＣｏ基合金が得られる。

［２．３．熱間加工］
次に、均質化熱処理後のＣｏ基合金に対して熱間加工を施し、各種の形状に成形する。熱間加工方法及びその条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて、種々の方法及び条件を選択することができる。

［２．４．固溶化熱処理］
次に、熱間加工後のＣｏ基合金に対して固溶化熱処理を施す。固溶化熱処理は、熱間加工によって生じた析出物（γ’、炭化物）を再固溶させる処理である。固溶化熱処理温度は、１０００〜１２５０℃が好ましい。
固溶化熱処理時間は、固溶化熱処理温度に応じて最適な時間を選択する。一般に、固溶化熱処理温度が高くなるほど、短時間で析出物を再固溶させることができる。

［２．５．時効処理］
次に、固溶化熱処理後のＣｏ基合金に対して時効処理を施す。固溶化熱処理後のＣｏ基合金を（γ＋γ'）領域において時効処理すると、γ相中にＣｏ₃(Ａｌ、Ｗ)型のＬ1₂型金属間化合物からなるγ’相を析出させることができる。また、これと同時に、炭化物を析出させることができる。
時効処理条件は、特に限定されるものではなく、組成及び／又は用途に応じて最適な条件を選択する。一般に、時効処理温度が高くなるほど、及び／又は、時効処理時間が高くなるほど、γ'相の析出量が多くなり、あるいは、γ'相の粒径が大きくなる。この点は、炭化物も同様である。
通常、時効処理温度は、５００〜１１００℃（好ましくは、６００〜１０００℃）であり、時効処理時間は、１〜１００時間、好ましくは１０〜５０時間程度である。

また、異なる温度で複数段階の時効処理を行っても良い。複数段階の時効処理を行うと、異なるサイズのγ'相を析出させることができる。一般に、サイズの大きいγ'相は、高温特性（特に、クリープラプチャー特性）の改善に効果があるが、室温特性は低下する。一方、サイズの小さいγ’相は、室温特性の改善に効果があるが、高温特性は低下する。そのため、複数段階の時効処理を行って異なるサイズのγ'相を析出させると、高温特性と室温特性の双方を同時に改善することができる。
例えば、２段階時効処理を行う場合、１段目の時効処理温度は７００〜１１００℃が好ましく、２段目の時効処理温度は５００〜９００℃が好ましい。

［３．Ｃｏ基合金の作用］
Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に有害相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
これに対し、成分元素（特に、Ａｌ量及びＷ量）を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、有害相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で固溶化熱処理及び時効処理すると、Ｃｏ₃(Ａｌ、Ｗ)型の強化相（γ’相）が析出する。さらに、所定量のＡｌ、Ｗ及びＣｒを含むＣｏ基合金に対し、所定量のＣを添加すると、時効処理後に、γ’相に加えて、Ｗ及び／又はＣｒを含む炭化物が析出する。この時、Ｃ含有量を最適化すると、母相γの粒界に粒状の炭化物を析出させることができる。粒界に析出した粒状の炭化物は、高温における粒界滑りを抑制する効果が大きい。
すなわち、γ’相の析出に加えて、粒界に所定量の炭化物を析出させることにより、従来のＣｏ基合金に比べて、高温部材として特に必要とされるクリープラプチャー特性（高温延性）が飛躍的に改善される。また、これによって、既存のＮｉ基合金と同等以上の耐用強度を有するＣｏ基合金が得られる。

（実施例１〜２７、比較例１〜２２）
［１．試料の作製］
表１及び表２に示す組成の合金を真空誘導炉で溶解し、５０ｋｇのインゴットを得た。溶製したインゴットは、１２００℃で１６時間の均質化熱処理を実施した後、φ１６ｍｍの棒材に鍛造加工した。鍛造加工した材料については、１２００℃、１時間空冷の固溶化熱処理（ＳＴ）を施した後、９００℃、２４ｈ、空冷、さらに８００℃、２４ｈ、空冷の２段階時効処理（ＡＧ）を行った。

［２．試験方法］
［２．１．引張試験］
各材料より試験部φ８ｍｍ、試験片長さ９０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を用いて、８００℃にて引張試験を行い、０．２％耐力及び引張強度を測定した。
［２．２．クリープラプチャー試験］
各材料より平行部３０ｍｍ、試験片長さ９２．６ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を用いて、８００℃−２９４ＭＰａの条件にてクリープラプチャー試験を行い、ラプチャー寿命、並びに、ラプチャー時の伸び及び絞りを測定した。
［２．３．酸化試験］
各材料より１３ｍｍ×２５ｍｍ、厚さ２ｍｍの直方体状の試験片を切り出した。この試験片を用いて８００℃の大気雰囲気中で２００ｈの連続加熱を実施後、空冷した。試験前後の重量差から酸化増量を算出し、耐酸化性の指標とした。

［３．結果］
表３及び表４に結果を示す。
［３．１．引張試験］
（１）比較例１〜２２の内、鍛造が可能であったものは、いずれも強度特性が低く、高温延性も低い。
（２）実施例１〜２７は、いずれも８００℃で高い強度特性を示し、０．２％耐力で７００ＭＰａ以上、引張強度で８５０ＭＰａ以上であった。また、高温延性を示す伸びは、いずれも１０％以上であった。
（３）実質的にＣを含まない比較例１４は、引張強度及び伸びが低い。これは、炭化物による粒界強化の効果が得られなかったため、粒界起因による早期破断が起こるためである。

［３．２．クリープラプチャー試験］
（１）比較例１〜２２の内、鍛造が可能であったものは、いずれもラプチャー寿命が短く、高温延性に乏しい。
（２）実施例１〜２７は、いずれもラプチャー寿命は１０００時間以上を示し、かつ、伸び及び絞りも、それぞれ１０％以上及び２０％以上の高い値を示した。
（３）実質的にＣを含まない比較例１４は、ラプチャー寿命が短く、伸び及び絞りも低い。これは、高温引張特性同様、炭化物による粒界強化効果が得られないため、早期破断が起きたためである。

図１及び図２に、ぞれぞれ、クリープラプチャー試験前及び試験後のＣｏ基合金（実施例１）の破断部組織写真を示す。クリープラプチャー試験前の破断部組織では、粒内に立方体状又は球状に析出していたγ'相が、高温、応力負荷環境中で連結（ラフト構造化）する現象が認められる。また、粒界には、Ｗ、Ｃｒを主成分とする炭化物の析出が認められる。これは、比較例の試験後の組織では認められないことから、クリープラプチャー試験による高温延性挙動は、γ'相の形態変化及び炭化物の粒界析出が密接に関係していると考えられる。

［３．３．酸化試験］
（１）Ｃｏ基合金の酸化増量は、Ａｌ、Ｃｒの含有量に影響される。Ａｌの含有量が低い比較例８は、耐酸化性が低下した。また、Ｃｒ含有量の低い比較例２は、粒界酸化の影響が大きく、鍛造加工は不可能であった。
（２）実施例１〜２７は、いずれも良好な耐酸化性を示した。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係るＣｏ基合金は、ガスタービン部材、飛行機用エンジン部材、化学プラント部材、自動車エンジン部材、高温炉部材などの高温環境下で高強度が要求される各種部材に用いることができる。

Claims

０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、
１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、
３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、
Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％
Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、
Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
であるＣｏ基合金。
０．０００１≦Ｂ＜０．０２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００１≦Ｚｒ＜０．１０ｍａｓｓ％
のいずれか１種以上をさらに含む請求項１に記載のＣｏ基合金。
０．０００１≦Ｍｇ＜０．１０ｍａｓｓ％、及び
０．０００１≦Ｃａ＜０．２０ｍａｓｓ％、
のいずれか１種以上をさらに含む請求項１又は２に記載のＣｏ基合金。
前記Ｃｏ基合金に対して熱間加工及び固溶化熱処理を施した後、時効処理を行うことにより得られ、
母相γと、前記母相γ内に析出させた炭化物及びＬ1₂型金属間化合物からなるγ’相とを備えた請求項１から３までのいずれかに記載のＣｏ基合金。