JP2014074227A - Co−Cr−W基合金熱間加工材、焼鈍材、鋳造材、均質化熱処理材、及びCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法、焼鈍材の製造方法 - Google Patents
Co−Cr−W基合金熱間加工材、焼鈍材、鋳造材、均質化熱処理材、及びCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法、焼鈍材の製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【解決手段】Cを0.02〜0.5質量%含有するCo−Cr−W基合金に熱間加工を施したことを特徴とするCo−Cr−W基合金熱間加工材。
【選択図】図2
Description
〔2〕前記Co−Cr−W基合金中のCr及びW元素が、質量比で、Cr:25〜35%、W:5〜20%であり、残部がCoおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする上記〔1〕に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
〔3〕前記Co−Cr−W基合金中に質量比で0〜0.8%のN及び/又は0〜2%のBを更に含むことを特徴とする上記〔1〕又は〔2〕に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
〔4〕前記Co−Cr−W基合金中にN及びBを含み、h−BNが分散していることを特徴とする上記〔3〕に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
〔5〕前記Co−Cr−W基合金中に質量比で0.1〜5%のSiを更に含むことを特徴とする上記〔1〕〜〔4〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
〔6〕面心立方構造のγ相の割合が90%以上であることを特徴とする上記〔1〕〜〔5〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
〔7〕上記〔1〕〜〔6〕に記載されているCo−Cr−W基合金熱間加工材を、1000〜1250℃で1分〜6時間、更に熱処理を施したことを特徴とするCo−Cr−W基合金焼鈍材。
〔8〕Cを0.02〜0.5質量%含有することを特徴とするCo−Cr−W基合金鋳造材。
〔9〕前記Co−Cr−W基合金中のCr及びW元素が、質量比で、Cr:25〜35%、W:5〜20%であり、残部がCoおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする上記〔8〕に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
〔10〕質量比で0〜0.8%のN及び/又は0〜2%のBを更に含むことを特徴とする上記〔8〕又は〔9〕に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
〔11〕前記Co−Cr−W基合金中にN及びBを含み、h−BNが分散していることを特徴とする上記〔10〕に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
〔12〕前記Co−Cr−W基合金中に質量比で0.1〜5%のSiを更に含むことを特徴とする上記〔8〕〜〔11〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
〔13〕面心立方構造のγ相の割合が90%以上であることを特徴とする上記〔8〕〜〔12〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
〔14〕上記〔8〕〜〔13〕に記載されているCo−Cr−W基合金鋳造材を、1000〜1250℃で1〜24時間熱処理を施したことを特徴とするCo−Cr−W基合金均質化熱処理材。
〔15〕Cを0.02〜0.5質量%含有するCo−Cr−W基合金を、相当ひずみを0.15以上で熱間加工する工程を含むことを特徴とするCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
〔16〕前記Co−Cr−W基合金中のCr及びW元素が、質量比で、Cr:25〜35%、W:5〜20%であり、残部がCoおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする上記〔15〕に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
〔17〕前記Co−Cr−W基合金が、質量比で0〜0.8%のN及び/又は0〜2%のBを更に含むことを特徴とする上記〔15〕又は〔16〕に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
〔18〕前記Co−Cr−W基合金が、質量比で0.1〜5%のSiを更に含むことを特徴とする上記〔15〕〜〔17〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
〔19〕前記熱間加工する工程の前に、Co−Cr−W基合金から鋳造材を作製する工程を含むことを特徴とする上記〔15〕〜〔18〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
〔20〕前記Co−Cr−W基合金から鋳造材を作製する工程の後に、鋳造材を1000〜1250℃で1〜24時間処理することで組織を均質化する工程を含むことを特徴とする上記〔19〕に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
〔21〕前記熱間加工する工程の後に、1000〜1250℃で1分〜6時間、更に熱処理する工程を含むことを特徴とする上記〔15〕〜〔20〕の何れか1に記載のCo−Cr−W基合金焼鈍材の製造方法。
(2)また、Cに加え、Nを更に添加することで、材料強度を高めると同時に、六方最密構造のεマルテンサイトの形成を抑制し、面心立方構造のγ相を安定化することで延性をさらに向上させることができる。
(3)上記合金においてNとBを同時に添加すると、γ相中に存在するNの一部を切削加工時に潤滑作用を示す六方晶系窒化ホウ素(h−BN)として析出させることができ、被削性が大幅に改善される。このh−BNの析出は下記の熱処理及び熱間加工により促進される。
(4)上記合金に、Siを添加することで、材料の脆化の原因となるσ相の形成を抑制することができる。また、Siを添加すると合金溶湯から酸素を除去(脱酸)されるため、酸化物系介在物の形成を抑制し、疲労強度の改善が期待できる。さらに、Si添加は材料の耐酸化性を飛躍的に高めることから、熱処理及び熱間加工時にスケール(素材表面の酸化物)の形成を抑制し、製品の歩留まり向上にも効果的である。
(5)本発明の合金組成の下で熱間加工を施すと上記の金属間化合物を微細(1μm以下)かつ均一に析出させることが可能であるため、合金の飛躍的な特性改善が可能となる。
(6)本発明のCo−Cr−W基合金は、Niフリーであっても十分な延性を示し、長期間人体内に埋入されても生体適合性が高い。
(1)生体適合性:本発明の合金組成はCrを含み、酸化皮膜形成による優れた耐食性を有する。また、難加工性材料であるCo−Cr基合金の延性を向上させるため、一般的に生体へのアレルギー反応を示すNiが添加されているが、本発明のCo−Cr−W基合金はNiフリーであっても十分な延性を示し、長期間人体内に埋入されても生体適合性が高い。
<実施例1>
高周波誘導溶解炉を用いてCo−28Cr−9W−1Si−0.05C(質量%)合金の400g鋳塊(φ15mm×20mmL)をAr雰囲気中で溶製した。得られた鋳造材の組織観察は鋳造材のbottomから5mm離れた位置の長手方向に垂直な断面にて行い、サンプル表面はエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。鋳造材の組織は、電界放出型走査型電子顕微鏡(FESEM:FEI XL30S−FEG)を用い、後方散乱電子回折(EBSD)法により行った。EBSD測定は、加速電圧20kVで行った。また、鋳造材における元素分布を電界放出型電子プローブマイクロアナライザ(EPMA:JEOL JXA−8530F)を用いて調査した。
合金のCを下記表1に示す質量%に変えた以外は、実施例1と同様の手順で鋳造材を得て、組織の調査を行った。
合金のCを0質量%とした以外は、実施例1と同様の手順で鋳造材を得て、組織の調査を行った。なお、表1中では、比較例1の合金にはCが0.005質量%含まれているが、このCは不純物であり、積極的に添加したCではない。
図1は、上記実施例1〜4及び比較例1で得られた各鋳造材のγ相のEBSDマップを示す。Cの添加によりε相量は減少し、本条件の下では0.2%以上のC添加によりγ単相組織が得られた。また、図1より、個々の結晶粒はランダム配向していることがわかった。
図2は、実施例1〜4及び比較例1で得られた各鋳造材のEBSD測定結果をもとに結晶方位差2°以上の粒界について平均結晶粒径を切片法により算出した結果である。C添加量の増加とともに平均結晶粒径が減少しており、特にC添加量が0.05%以上の場合においてその傾向は顕著であった。
図3は、実施例1〜4及び比較例1で得られた各鋳造材のSEM−反射電子(BSE)像である。BSE像では原子番号の大きな元素ほど明るいコントラストで表され、元素分布に関する情報が得られるが、いずれの合金についてもデンドライトアーム間に対応する粒界近傍に原子番号の大きな元素が偏析していることが確認された。また、実施例1〜4では偏析部(=結晶粒界)に沿って析出物が存在していたが、C添加量の増加により析出物量が増加することが確認された。以上により、C添加量の増加に伴い、凝固組織が微細化し、凝固偏析することが明らかとなった。
図4は、実施例1〜4及び比較例1で得られた各鋳造材の金属間化合物相の析出物の面積率を、SEM−BSE像を用いて金属間化合物粒子を識別し、画像解析ソフトImageJを用いて測定した結果である。C添加量の増加とともに析出物の面積率が増加しており、特にC添加量が0.05%以上の場合においてその傾向は顕著であった。
図5は実施例1〜3及び比較例1で得られた各鋳造材の元素分布を、EPMAを用いてマッピングした結果である。C添加量の増加に伴い凝固偏析がより顕著になる傾向が確認された。また、粒界近傍の偏析部には、金属間化合物相であるCr、W、Si、Cが濃化していた。したがって、C添加による凝固組織の微細化により、粒界近傍の元素偏析が促進され、析出物を形成に寄与していることが明らかである。
<実施例5>
高周波誘導溶解炉を用いて、Co−28Cr−9W−1Si−0.005C(質量%)合金の400g鋳塊(φ15mm×20mmL)をAr雰囲気中で溶製した。試験片の長手方向に垂直な断面における組織を電界放出型電子プローブマイクロアナライザ(EPMA:JEOL JXA−8430F)を用いて調査した。組織観察用サンプルはエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。室温における機械的特性を引張試験により評価した。引張試験片は評点間長さ10.5mm、幅1.6mm、厚さ1mmであり、インストロン型引張試験機を用いて、初期ひずみ速度1.6×10-4s-1で行った。また、引張試験片の破面観察を電界放出型走査型電子顕微鏡(FESEM:Carl Zeiss ULTRA 55)を用いて行った。
合金のCを下記表2に示す質量%に変えた以外は、実施例5と同様の手順で機械的特性の評価及び破面を観察した。
図6は、実施例5で得られた鋳造材の反射電子(BSE)像およびEPMA分析結果である。凝固偏析に起因した不均一な元素分布が観察された。このような偏析に起因してCr、WおよびSiが濃化した部分ではBSE像において明るいコントラストで観察される析出物が形成していた。これらの析出物はCの濃化を伴わないことから、σ相あるいはLaves相であると考えられる。
図9は、実施例5〜9で得られた鋳造材を室温で引張試験した際に、Cの添加量を変えることにより、(a)強度、及び(b)破断伸びが、どのように変化したのかを示すグラフである。0.2%耐力は、実施例5の鋳造材では約200MPaであったが、その他の鋳造材では400MPa以上の値が得られた。これらの結果より、C添加が本発明のCo−Cr−W系合金鋳造材の高強度化に極めて有効であることがわかった。なお、0.2%耐力に関しては、C添加量の増加とともにも増加した。一方、引張試験における破断伸びに関しては、Cの添加量が、0.005質量%(実施例5)と0.043(実施例6)ではほとんど変わらないが、C添加量が約0.1質量%(実施例7)付近で最大となった。これに対して、C添加量が約0.1質量%を超えると破断伸びは急激に低下した。このような破断伸びの低下は、図7および図8に示すように、M23C6炭化物の形成に起因するものと考えられる。
図10は、実施例5〜9の引張試験片を引張試験した際の破断面のSEM写真である。図9(b)に示すように、特に延性低下が見られた実施例8及び9の鋳造材では、鋳造組織であるデンドライト界面で破壊が起きたことを示唆する破面(実施例8及び9のSEM写真の周期的な凹凸)が観察された。C添加量が約0.1質量%を超える鋳造材の鋳造組織ではデンドライト界面にM23C6炭化物が形成していたことから、M23C6炭化物の形成がデンドライト界面における破壊を促進し、その結果、延性が低下したと考えられる。一方、強度の観点からはC添加量は多い方が好ましく、C添加量と破断伸びの低下を考慮すると、C添加量は、0.02〜0.5質量%が好ましく、0.05〜0.3質量%がより好ましい。
<実施例10>
実施例1で得られた鋳造材を、1200℃、6時間の条件で大気中にて均質化加熱処理を行い、次いで水冷して、均質化加熱処理材を得た。
実施例4で得られた鋳造材を、1200℃、6時間の条件で大気中にて均質化加熱処理を行い、次いで水冷して、均質化加熱処理材を得た。
<実施例12>
高周波真空誘導溶解法にて溶製したCo−28Cr−9W−1Si−0.05C(質量%)合金34kgインゴットを1230℃、3時間の均質化加熱処理後、熱間鍛造および熱間圧延により厚さ15mmの板材を作製した。この板材より放電加工によりφ8mm、高さ12mmの円柱試験片を切り出し、熱間加工再現試験機(富士電波工機)を用いて熱間圧縮試験を行った。試験条件は加工温度を1050℃、ひずみ速度を0.1s-1、圧縮率を60%(相当ひずみ0.92)として1パスの単軸圧縮加工を行った。熱間圧縮試験終了後は、直ちにHe+N2混合ガスを用いて試験片を冷却した。試験片の圧縮軸に平行な断面における組織観察は、FESEM(FEI XL30S−FEG)を用いた後方散乱電子回折(EBSD)法、透過電子顕微鏡(TEM:Topcon EM002B)により行った。EBSD測定およびTEM観察はそれぞれ加速電圧20kV、200kVで行った。EBSD用サンプルはエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。TEM観察用サンプルはエメリー紙を用いて厚さ約50μmまで研磨した後、ディンプルグラインダーおよびイオンミリングを用いて作製した。組織観察用サンプルはエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。γ相の平均結晶粒径は粒内のεマルテンサイトおよび焼鈍双晶を除いて切片法により算出した。なお、熱間圧縮試験前の初期組織の平均結晶粒径は40μmであった。
加工温度を1100℃とした以外は、実施例12と同様の手順で実験を行った。
加工温度を1150℃とした以外は、実施例12と同様の手順で実験を行った。
加工温度を1200℃とした以外は、実施例12と同様の手順で実験を行った。
<実施例16>
圧縮率を20%(相当ひずみ0.22)とした以外は、実施例12と同様の手順で試験片を得た。
圧縮率を10%(相当ひずみ0.11)とした以外は、実施例12と同様の手順で試験片を得た。
<実施例17>
合金をCo−28Cr−9W−1Si−0.05C−0.17Nとした以外は実施例12と同様の手順で試験片を作製した。
合金をCo−28Cr−9W−1Si−0.05C−0.17Nとした以外は実施例13と同様の手順で試験片を作製した。
合金をCo−28Cr−9W−1Si−0.05C−0.17Nとした以外は実施例14と同様の手順で試験片を作製した。
合金をCo−28Cr−9W−1Si−0.05C−0.17Nとした以外は実施例15と同様の手順で試験片を作製した。
Cの割合が、約0.06(質量)%となるように添加したCo−28Cr−9W−1Si(質量%)合金の400g鋳造材(φ15mm×20mmL)を、高周波誘導溶解炉を用いてAr雰囲気中で溶製した。鋳造材は1200℃、6時間の条件で大気中にて均質化熱処理を行い、水冷した。この均質化熱処理材を1100℃に加熱し、φ9.6mmまで熱間溝ロール圧延(相当ひずみ0.89)を行い、棒材を作製した。なお、熱間圧延材は圧延後、直ちに水冷した。
熱間溝ロール圧延を行わず、均質化熱処理材を試験片とした以外は、実施例21と同様の手順で試験片を作製した。
均質化熱処理及び熱間溝ロール圧延を行わず、鋳造材を試験片とした以外は、実施例21と同様の手順で試験片を作製した。
Cの割合を約0.03質量%となるようにした以外は、実施例21と同様に棒材を作製した。
Cの割合を約0.03質量%となるようにした以外は、実施例22と同様の手順で試験片を作製した。
Cの割合を約0.03質量%となるようにした以外は、実施例23と同様の手順で試験片を作製した。
Cの割合が、約0.02(質量)%となるように添加した以外は、実施例21と同様の手順で合金の試験片を作製した。
Cの割合を下記表5に示す質量%に変えた以外は、実施例27と同様の手順で合金の試験片を作製した。
しかしながら、強度の観点からはC添加量が多い方が好ましく、実際のC添加量は、強度及び破断伸びを考慮して決めればよい。
上記のとおり、表5に示した合金組成を有する本発明のCo−Cr−W基合金はγ相安定温度を保ちながら熱間加工を行うことで、加工中に割れ等を起こさず、優れた熱間加工性を示した。
Cを約0.05質量%添加したCo−Cr−W−Si合金に、窒素含有量が約0質量%(実施例31)、約0.09質量%(実施例32)、約0.12N(実施例33)及び約0.17N(実施例34)となるようにNを添加した合金の34kg鋳造材を溶製した。合金の溶解はArとNの混合雰囲気中で行い、N分圧を変化させることで合金中のN量を変化させた。以下、鋳造材は1230℃、3時間の条件で大気中にて均質化加熱処理を行い、次いで、熱間鍛造を行った(以後、「熱間鍛造材」と記載することがある。)。熱間鍛造で付加したひずみ量は、相当ひずみで1.1であった。熱間鍛造後は水冷した。試験片の長手方向に垂直な断面における組織観察をX線回折(XRD:Panalytical X’Pert MPD)、電界放出型走査型電子顕微鏡(FESEM:Carl Zeiss ULTRA 55)、FESEM(FEI XL30S−FEG)を用いた後方散乱電子回折(EBSD)法、透過電子顕微鏡(TEM:Topcon EM002B)により行った。EBSD測定およびTEM観察はそれぞれ加速電圧20kV、200kVで行った。XRD、SEMおよびEBSDEPMA用サンプルはエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。TEM観察用サンプルはエメリー紙を用いて厚さ約50μmまで研磨した後、ディンプルグラインダーおよびイオンミリングを用いて作製した。室温における機械的特性を引張試験により評価した。引張試験片は評点間長さ10.5mm、幅1.6mm、厚さ1mmであり、インストロン型引張試験機を用いて、初期ひずみ速度1.6×10-4s-1で行った。
Cを添加しなかった以外は、上記実施例31〜34と同様の手順で試験片を作製した。
上記実施例31〜34で得られた熱間鍛造材を、1200℃、10分間の条件で焼鈍した「焼鈍材」を作製、次いで水冷し、実施例35〜38の試験片を得た。試験片の評価は、実施例31〜34と同様の手順で行った。
上記実施例31〜34で得られた熱間鍛造材を、1230℃に加熱し、一方向熱間圧延を行った。熱間圧延で付加したひずみ量は、相当ひずみで1.4であった。熱間圧延後は水冷し、実施例39〜42の試験片を得た。試験片の評価は、実施例31〜34と同様の手順で行った。
切削性向上を目的とし、γ相中に六方晶窒化ホウ素(以下h−BNと呼称する)を分散させるためN及びB添加量の異なる3種類のCo−28Cr−9W−1Si(質量%)合金の1kg鋳塊をAr雰囲気中で溶製した。合金中のN量は溶湯中に窒化クロム(Cr2N)を投入することで変化させた。また、B粉末原料を添加することでB含有量を調整した。各合金の分析組成を表9に示す。B含有量が約0.65質量%を実施例43、約0.96質量%を実施例44とした。被削性は切削加工時にチップに働く荷重を測定することで評価した。各鋳造材をφ28mm×50mmの形状に切断し、切削荷重測定用サンプルとした。図35に切削荷重測定の模式図を示す。まず、フライス盤上にKISTLER社製切削動力計を設置し、その上に測定用サンプルを固定し、エンドミルをY軸方向に10mm、Z軸方向に0.2mm切り込んだ状態からX軸方向に100mm/minの速度で切削加工を行った際のX・Y・Z軸にかかる荷重を測定した。このとき、主軸の回転速度を600rpmとし、荷重測定を行う際にはその都度新品のチップ(KYOCERA BDMT11T308ER−JT)に取り替えた。また、Bが添加された実施例43及び実施例44合金の元素分布を電解放出型電子プローブマイクロアナライザ(EPMA:JEOL JXA−8530F)を用いて調査した。組織観察用サンプルはエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。
<実施例45>
実施例43の鋳造材を1150℃に加熱し、3時間保持する均質化熱処理を施した後、相当ひずみ0.21の据え込み鍛造加工を1パスで行った。鋳造材および熱間鍛造材の元素分布を電解放出型電子プローブマイクロアナライザ(EPMA:JEOL JXA−8530F)を用いて調査した。組織観察用サンプルはエメリー紙、アルミナおよびコロイダルシリカを用いて鏡面に仕上げた。
Co−28Cr−9W−1Si−0.2N−0.05C−0.004B(質量%)合金をN2雰囲気中で溶解し、φ30mmの1kg鋳塊を作製した。これらの鋳塊は1100℃、1時間の条件で大気中にて均質化熱処理を行った後、熱間鍛造により鍛造後の試験片断面が15mm×15mmとなるまで加工した。この熱間鍛造で付加した相当ひずみは2.53であった。熱間加工後は水冷した。
実施例46のBの添加量を変えたもの(0.008、0.012、0.016、0.020質量%)を、それぞれ、実施例47〜50とした。
実施例46〜50で作製した熱間鍛造材を、1000℃で1時間(h)の焼鈍を行い、次いで水冷することで、実施例51〜55の焼鈍材を作製した。
焼鈍温度を1050℃とした以外は、実施例51〜55と同様の手順で、実施例56〜60の焼鈍材を作製した。
焼鈍温度を1100℃とした以外は、実施例51〜55と同様の手順で、実施例61〜65の焼鈍材を作製した。
焼鈍温度を1150℃とした以外は、実施例51〜55と同様の手順で、実施例66〜70の焼鈍材を作製した。
Claims (21)
- Cを0.02〜0.5質量%含有するCo−Cr−W基合金に熱間加工を施したことを特徴とするCo−Cr−W基合金熱間加工材。
- 前記Co−Cr−W基合金中のCr及びW元素が、質量比で、Cr:25〜35%、W:5〜20%であり、残部がCoおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする請求項1に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
- 前記Co−Cr−W基合金中に質量比で0〜0.8%のN及び/又は0〜2%のBを更に含むことを特徴とする請求項1又は2に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
- 前記Co−Cr−W基合金中にN及びBを含み、h−BNが分散していることを特徴とする請求項3に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
- 前記Co−Cr−W基合金中に質量比で0.1〜5%のSiを更に含むことを特徴とする請求項1〜4の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
- 面心立方構造のγ相の割合が90%以上であることを特徴とする請求項1〜5の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材。
- 請求項1〜6に記載されているCo−Cr−W基合金熱間加工材を、1000〜1250℃で1分〜6時間、更に熱処理を施したことを特徴とするCo−Cr−W基合金焼鈍材。
- Cを0.02〜0.5質量%含有することを特徴とするCo−Cr−W基合金鋳造材。
- 前記Co−Cr−W基合金中のCr及びW元素が、質量比で、Cr:25〜35%、W:5〜20%であり、残部がCoおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする請求項8に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
- 質量比で0〜0.8%のN及び/又は0〜2%のBを更に含むことを特徴とする請求項8又は9に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
- 前記Co−Cr−W基合金中にN及びBを含み、h−BNが分散していることを特徴とする請求項10に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
- 前記Co−Cr−W基合金中に質量比で0.1〜5%のSiを更に含むことを特徴とする請求項8〜11の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
- 面心立方構造のγ相の割合が90%以上であることを特徴とする請求項8〜12の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金鋳造材。
- 請求項8〜13に記載されているCo−Cr−W基合金鋳造材を、1000〜1250℃で1〜24時間熱処理を施したことを特徴とするCo−Cr−W基合金均質化熱処理材。
- Cを0.02〜0.5質量%含有するCo−Cr−W基合金を、相当ひずみを0.15以上で熱間加工する工程を含むことを特徴とするCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
- 前記Co−Cr−W基合金中のCr及びW元素が、質量比で、Cr:25〜35%、W:5〜20%であり、残部がCoおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする請求項15に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
- 前記Co−Cr−W基合金が、質量比で0〜0.8%のN及び/又は0〜2%のBを更に含むことを特徴とする請求項15又は16に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
- 前記Co−Cr−W基合金が、質量比で0.1〜5%のSiを更に含むことを特徴とする請求項15〜17の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
- 前記熱間加工する工程の前に、Co−Cr−W基合金から鋳造材を作製する工程を含むことを特徴とする請求項15〜18の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
- 前記Co−Cr−W基合金から鋳造材を作製する工程の後に、鋳造材を1000〜1250℃で1〜24時間処理することで組織を均質化する工程を含むことを特徴とする請求項19に記載のCo−Cr−W基合金熱間加工材の製造方法。
- 前記熱間加工する工程の後に、1000〜1250℃で1分〜6時間、更に熱処理する工程を含むことを特徴とする請求項15〜20の何れか1項に記載のCo−Cr−W基合金焼鈍材の製造方法。
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