JP2015004125A - 析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金 - Google Patents

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Abstract

【課題】高耐食性及び高硬度を兼備した析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金を提供すること。
【解決手段】析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、０．０１≦Ｃ≦０．０８ｍａｓｓ％、０．０２≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％、３６．０≦Ｎｉ≦４１．０ｍａｓｓ％、１４．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、０．１≦Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｔｉ≦２．５ｍａｓｓ％、及び、２．０≦Ｎｂ≦３．５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、前記析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、Ｎｉ≧６×Ｎｂ＋１７、及び、Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ａｌ）≧０．８を満たす。
【選択図】図１

Description

本発明は、析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金に関し、さらに詳しくは、強度が高く、かつ耐食性に優れた析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金に関する。
析出硬化型ステンレス鋼は、Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの元素を添加して析出硬化させた鋼であり、高耐食性と高強度とを併せ持つ。特に、Ａ２８６合金（ＳＵＨ６６０）に代表されるオーステナイト系析出硬化型ステンレス鋼は、Ｆｅ基合金の中でも耐食性、強度とも優れた合金である。しかし、海洋環境で高強度を必要とする部材として使用するには、耐食性及び強度ともに不十分である。
一方、Ｆｅ−Ｎｉ合金において、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂが添加された合金が従来より提案されている。
例えば、特許文献１（実施例１）には、重量％で、Ｃ：０．０２７％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓｉ：０．１０％、Ｐ：０．００１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：１５．８１％、Ｎｉ：３９．８９、Ｎｂ：２．８３％、Ｔｉ：１．６１％、Ａｌ：０．３％、Ｂ：０．００４１％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなるニッケル−鉄基合金が開示されている。
特許文献２（Ｎｏ．１）には、重量％で、Ｃ：０．０１７％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．１４％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ｎｉ：４０．３２％、Ｃｒ：１６．２０％、Ｍｏ：１．０２％、Ａｌ：０．２５％、Ｔｉ：０．９５％、Ｎｂ：２．７１％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなるＮｉ基合金が開示されている。
同文献には、このような組成にすることによって、常温から極低温まで高強度を有すると共に、ＨＡＺ割れを抑制できる点が記載されている。
さらに、特許文献３（合金＃７）には、重量％で、Ｎｉ：４４．２％、Ｃｒ：１９．５％、Ｍｏ：３．４％、Ｃｕ：２．０％、Ｃ：０．００６％、Ａｌ：０．３％、Ｎｂ：３．８％、Ｔｉ：１．６％、残部Ｆｅからなる高強度耐食性合金が開示されている。
同文献には、アニーリング及び時効処理により所定量のγ’相及びγ”相を析出させることによって、高強度が得られる点が記載されている。
特許文献１は、Ｍｏ、Ｃｕが未添加であり、耐食性が不十分である。特許文献２は、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌのバランスにより、強度が不十分である。特許文献３は、Ｎｉ、Ｎｂが高く、原料コスト及び製造コストが高い。
特開昭４７−０４２４１４号公報 特開平０３−０９７８２３号公報 特表２００９−５１５０５３号公報
本発明が解決しようとする課題は、高耐食性及び高硬度を兼備した析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ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析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、
０．０１≦Ｃ≦０．０８ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％、
３６．０≦Ｎｉ≦４１．０ｍａｓｓ％、
１４．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｔｉ≦２．５ｍａｓｓ％、及び、
２．０≦Ｎｂ≦３．５ｍａｓｓ％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、次の（１）式及び（２）式を満たす。
Ｎｉ≧６×Ｎｂ＋１７ ・・・（１）
Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ａｌ）≧０．８ ・・・（２）
析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、次の（３）式をさらに満たすものが好ましい。
Ｃｒ＋３Ｍｏ＋５Ｃｕ≧１９ ・・・（３）
析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金に所定量のＮｂ、Ａｌ及びＴｉを添加すると、固溶化熱処理及び時効処理により、Ｎｂを構成元素として含むγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）及びγ”相（Ｎｉ3Ｎｂ）が析出する。
この時、（２）式を満たすようにＮｂ含有量を最適化すると、γ”相の析出量が増加する。そのため、従来の合金に比べて、高強度を得ることができる。
一方、Ｎｂ添加量が多くなるほど、固溶化熱処理後にLaves相（Ｆｅ2Ｎｂ）が残存しやすくなる。Laves相が多量に残存すると、析出硬化に必要なマトリックス中のＮｂ量が減少する。その結果、時効処理を行っても必要な硬さが得られない。
これに対し、（１）式を満たすようにＮｉ含有量を最適化すると、固溶化熱処理後におけるLaves相の残存を抑制することができる。
さらに、析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金に対して、所定量のＣｒ及びＭｏ、あるいは、これらに加えてＣｕを添加すると、高強度を維持したまま、高い耐食性が得られる。特に、（３）式を満たすようにＣｒ、Ｍｏ及びＣｕの含有量を最適化すると、高い耐食性が得られる。
実施例５及び比較例４で得られた固溶化熱処理後の材料の光学顕微鏡写真である。
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． 析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ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）０．０１≦Ｃ≦０．０８ｍａｓｓ％：
Ｃは、Ｎｂ及びＴｉと共に炭化物を形成し、強度を高めるために有効な元素である。また、炭化物形成により、固溶化熱処理時の結晶粒の粗大化を抑制する。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．０４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、靱延性が低下する。また、多量の炭化物が生成すると、耐食性が著しく低下する。靱延性及び耐食性の低下を抑制するためには、Ｃ含有量は、０．０８ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（２）０．０２≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、溶製時の脱酸元素として有効である。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、靱性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（３）Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶製時の脱酸元素として有効である。しかし、多量に添加すると、高温における耐酸化性を低下させる。また、過剰のＭｎは、耐食性も低下させる。従って、Ｍｎ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（４）３６．０≦Ｎｉ≦４１．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、オーステナイト生成元素として必須である。また、時効処理により、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂと共にγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）及びγ”相（Ｎｉ3Ｎｂ）を析出することで合金を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、３６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、３７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、原料コストが上昇する。従って、Ｎｉ含有量は、４１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３９．０ｍａｓｓ％以下である。
（５）１４．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金の耐食性を向上させるのに不可欠な成分である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、１４．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
しかし、Ｃｒは、フェライト形成元素であり、Ｃｒ含有量が過剰になると組織安定性が低下する。また、過剰のＣｒは、熱間加工性を低下させる。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、１８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１７．０ｍａｓｓ％以下である。
（６）０．０１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、母相中に固溶することにより、耐食性（特に、耐孔食性）を向上させる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、時効処理時にLaves相（Ｆｅ2(Ｍｏ、Ｎｂ)）が析出し、γ’相及びγ”相の析出量が減少する。その結果、合金の強度が低下する。従って、Ｍｏ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（７）０．１≦Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂと共にγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）を析出することで合金を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ａｌ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（８）１．０≦Ｔｉ≦２．５ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、Ｎｉ、Ａｌ、Ｎｂと共にγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）を析出することで合金を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は、２．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（９）２．０≦Ｎｂ≦３．５ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、Ｎｉと共にγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)）及びγ”相（Ｎｉ3Ｎｂ）を析出することで合金を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、固溶化熱処理後に粗大なLaves相が残存し、γ’相及びγ”相の析出量が減少する。その結果、求める強度、硬さが得られない。従って、Ｎｂ含有量は、３．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｂ含有量は、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下である。
［１．２． 副構成元素］
本発明に係る析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の副構成元素をさらに含んでいてもよい。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）０．０００５≦Ｂ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｂは、少量添加することにより熱間加工性を向上させる効果がある。また、Ｂが粒界に存在することで、粒界におけるη相の析出を抑制することができる。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１１）０．０５≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、非酸化性腐食環境における耐食性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１２）０．０５≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉと同様に炭化物を形成し、強度を高める。また、炭化物中のＮｂの割合を減らすことで、より強度に影響を与えるγ’相及びγ”相の析出量を増加させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ含有量が過剰になると、靱性や加工性が低下する。従って、Ｖ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１３）０．００１≦（Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ、ＲＥＭ）≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ及びＲＥＭは、いずれも、炭化物の微細化や結晶粒の微細化に効果がある。このような効果を得るためには、これらの元素の総含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性が低下する。従って、これらの元素の総含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を組み合わせて用いても良い。
（１４）０．０００５≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｃａは、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｃａ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［１．３． 成分バランス］
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式及び（２）式を満たしている必要がある。
また、高い耐食性を得るためには、析出硬化型ステンレス鋼は、さらに次の（３）式を満たしているのが好ましい。
Ｎｉ≧６×Ｎｂ＋１７ ・・・（１）
Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ａｌ）≧０．８ ・・・（２）
Ｃｒ＋３Ｍｏ＋５Ｃｕ≧１９ ・・・（３）
［１．３．１． （１）式］
（１）式は、固溶化熱処理後のLaves相の量と関係がある。（１）式を満たすようにＮｉ量及びＮｂ量を最適化すると、固溶化熱処理後にLaves相（Ｆｅ2Ｎｂ）を完全に固溶させることができる。その結果、時効処理時のγ’相及びγ”相の析出量が増加し、これによって合金の強度が向上する。
（１）式は、さらに好ましくは、Ｎｉ≧６×Ｎｂ＋１８．０、さらに好ましくは、Ｎｉ≧６×Ｎｂ＋２０．０である。
［１．３．２． （２）式］
（２）式は、時効処理時のγ”相の量と関係がある。（２）式を満たすように、Ｎｂ、Ｔｉ及びＡｌの量を最適化すると、γ”相の析出量が増加し、これによって合金の強度がさらに向上する。
［１．３．３． （３）式］
（３）式は、析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金の耐食性と関係がある。Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｕは、いずれも析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金の耐食性を向上させる効果がある。特に、（３）式を満たすようにこれらの元素の含有量を最適化すると、高い強度を維持しながら、高い耐食性を示す。
［１．４． ０．２％耐力］
上述したように各成分を最適化し、かつ、適切な固溶化熱処理を施すと、Laves相がマトリックス中にほぼ完全に固溶する。このような材料に対して適切な時効処理を施すと、多量のγ’相及びγ”相が析出する。その結果、常温での０．２％耐力は、８５０ＭＰａ以上となる。成分及び熱処理条件をさらに最適化すると、常温での０．２％耐力は、９００ＭＰａ以上、あるいは、９５０ＭＰａ以上となる。
［１．５． 炭化物の面積率］
本発明に係る析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、固溶化熱処理後の炭化物の面積率が０．４％以上であるものが好ましい。固溶加熱処理時において、マトリックス中に所定量の炭化物が分散していると、結晶粒の粗大化を抑制することができる。
ここで、「炭化物の面積率」とは、断面ミクロ組織（０．０３４ｍｍ2×３０視野）の総面積に対する炭化物の面積の割合をいう。
［２． 析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金の製造方法］
本発明に係る析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金の製造方法は、溶解鋳造工程と、熱間加工工程と、固溶化熱処理工程と、時効処理工程とを備えている。
［２．１． 溶解鋳造工程］
溶解鋳造工程は、所定の成分に配合された原料を溶解し、鋳造する工程である。溶解方法及び鋳造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。
［２．２． 熱間加工工程］
熱間加工工程は、溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工する工程である。熱間加工は、鋳造組織や鋳造欠陥を破壊するために行われる。熱間加工条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
［２．３． 固溶化熱処理工程］
固溶化熱処理工程は、熱間加工された材料を所定の温度で加熱する工程である。
固溶化熱処理は、主として鋼中に分散している析出物を固溶させるために行われる。熱処理温度が低すぎると、析出物の固溶が不十分となる。熱処理温度は、９００℃以上が好ましい。
一方、熱処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。熱処理温度は、１２００℃以下が好ましい。
熱処理時間は、析出物が固溶する時間であれば良い。最適な熱処理時間は、熱処理温度によって異なるが、通常、３０分〜２時間程度である。熱処理後、材料を急冷する。
［２．４． 時効処理工程］
時効処理工程は、固溶化熱処理後の材料を所定の温度で時効処理する工程である。
時効処理温度が高すぎる場合及び低すぎる場合のいずれも、目的の析出物が析出せず、時効硬化させることができない。時効処理温度は、６００℃以上７５０℃以下が好ましい。
時効処理温度は、十分な量の析出物が析出する時間であれば良い。最適な時効処理時間は、時効処理温度により異なるが、通常、８〜２４時間程度である。
［３． 作用］
析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金に所定量のＮｂを添加すると、固溶化熱処理及び時効処理により、Ｎｂを構成元素として含むγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）及びγ”相（Ｎｉ3Ｎｂ）が析出する。
この時、（２）式を満たすようにＮｂ含有量を最適化すると、γ”相の析出量が増加する。そのため、従来の合金に比べて、高強度を得ることができる。
一方、Ｎｂ添加量が多くなるほど、固溶化熱処理後にLaves相（Ｆｅ2Ｎｂ）が残存しやすくなる。Laves相が多量に残存すると、析出硬化に必要なマトリックス中のＮｂ量が減少する。その結果、時効処理を行っても必要な硬さが得られない。
これに対し、（１）式を満たすようにＮｉ含有量を最適化すると、固溶化熱処理後におけるLaves相の残存を抑制することができる。
さらに、析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金に対して、所定量のＣｒ及びＭｏ、あるいは、これらに加えてＣｕを添加すると、高強度を維持したまま、高い耐食性が得られる。特に、（３）式を満たすようにＣｒ、Ｍｏ及びＣｕの含有量を最適化すると、高い耐食性が得られる。
（実施例１〜３７、比較例１〜５）
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す種々の成分を有する鋼を溶製した後、冷却して鋳塊を作製した。鋳塊は、熱間加工した後、固溶化処理及び時効処理により調質した。
固溶化熱処理温度は、９００〜１２００℃とした。また、時効処理温度は、６００〜７５０℃とした。
Figure 2015004125
Figure 2015004125
［２． 試験方法］
［２．１． 引張試験］
時効処理後の材料からＪＩＳ４号試験片を切り出した。室温で引張試験を行い、引張強度及び０．２％耐力を評価した。
［２．２． 耐食性試験］
耐食性は、１０％、８０℃塩酸、６ｈ浸漬における腐食度にて評価した。腐食度が１００ｇ／ｍ2／ｈ以下の場合を「◎」、１００ｇ／ｍ2／ｈ超〜２００ｇ／ｍ2／ｈ以下の場合を「○」、２００ｇ／ｍ2／ｈ超の場合を「×」とした。
［２．３． 炭化物面積率］
炭化物の定量化は、画像解析ソフトを用いて、４００倍ミクロ組織写真（１視野：０．０３４ｍｍ2）を３０視野にて面積率を測定した。
［３． 結果］
表３に結果を示す。表３より、以下のことがわかる。
（１）比較例１（Ａ２８６合金相当）は、引張強度、０．２％耐力が低い。これは、Ｎｂが添加されておらず、γ”相が析出しないためである。また、比較例１は、耐食性が低い。これは、Ｎｉ量が少ないためである。
（２）比較例２は、０．２％耐力がやや低い。これは、Ｎｉ含有量が少ないために、十分な量のγ”相が得られないためである。また、比較例２は、耐食性が低い。これは、Ｎｉ量が少ないためである。
（３）比較例３は、０．２％耐力がやや低い。これは、Ｎｂ／(Ｔｉ＋Ａｌ)−０．８が低いために、十分な量のγ”相が得られないためである。
（４）比較例４は、０．２％耐力がやや低い。これは、Ｎｉ−(６×Ｎｂ＋１７)が低いために、固溶化熱処理後に粗大なLaves相が残存する。その結果、マトリックス中のＮｂ量が減少し、時効処理時のγ’相及びγ”相の析出量が減少するためである。
（５）比較例５は、０．２％耐力がやや低い。これは、炭化物面積率が小さい、つまり、固溶化熱処理時に結晶粒粗大化を抑制する炭化物が少ないことにより、結晶粒が粗大化したためである。
（６）実施例１〜３７は、いずれも０．２％耐力が８５０ＭＰａを超えており、かつ、良好な耐食性を示した。
（７）実施例の中でも、（３）式を満たす材料は、特に耐食性が高い。
Figure 2015004125
図１に、実施例５及び比較例４で得られた固溶化熱処理後の材料の光学顕微鏡写真を示す。図１より、比較例４は、炭化物の他にLaves相が認められるのに対し、実施例５は、Laves相が認められないことがわかる。
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。
本発明に係る析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、掘削用部材、自動車エンジン部品、火力発電プラント部材などに用いることができる。

Claims (9)

  1. 以下の構成を備えた析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
    （１）前記析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、
    ０．０１≦Ｃ≦０．０８ｍａｓｓ％、
    ０．０２≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％、
    Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％、
    ３６．０≦Ｎｉ≦４１．０ｍａｓｓ％、
    １４．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
    ０．０１≦Ｍｏ≦３．０ｍａｓｓ％、
    ０．１≦Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％、
    １．０≦Ｔｉ≦２．５ｍａｓｓ％、及び、
    ２．０≦Ｎｂ≦３．５ｍａｓｓ％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
    （２）前記析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金は、次の（１）式及び（２）式を満たす。
    Ｎｉ≧６×Ｎｂ＋１７ ・・・（１）
    Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ａｌ）≧０．８ ・・・（２）
  2. ０．０００５≦Ｂ≦０．０１ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
  3. 固溶化熱処理後の炭化物の面積率が０．４％以上である請求項１又は２に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
  4. ０．０５≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
  5. ０．０５≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
  6. ０．００１≦（Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ、ＲＥＭ）≦０．５０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１から５までのいずれか１項に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
    但し、上式の中央部は、かっこ内の元素の総量を表す。
  7. ０．０００５≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１から６までのいずれか１項に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
  8. 常温での０．２％耐力が９００ＭＰａ以上である請求項１から７までのいずれか１項に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
  9. 次の（３）式をさらに満たす請求項１から８までのいずれか１項に記載の析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金。
    Ｃｒ＋３Ｍｏ＋５Ｃｕ≧１９ ・・・（３）
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