JP2015189999A - ＮｉＩｒ基耐熱合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金からなる耐熱性Ｎｉ基合金について、安定的に良好な高温特性を発揮する合金の構成を明らかにし、その製造方法を提供する。
【解決手段】本発明は、Ｉｒ：５．０〜５０．０質量％、Ａｌ：１．０〜８．０質量％、Ｗ：５．０〜２０．０質量％、残部ＮｉのＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金からなり、必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相がマトリックス中に析出・分散してなるＮｉＩｒ基耐熱合金であって、Ｘ線回折分析における、２θ＝４３°〜４５°の範囲で観察されるγ’相の（１１１）面のピーク強度（Ｘ）と、２θ＝４８°〜５０°の範囲で観察されるＩｒ_３Ｗ相の（２０１）面のピーク強度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ）が、０．５以下であるＮｉＩｒ基耐熱合金である。
【選択図】図５

Description

本発明は、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金からなるＮｉＩｒ基耐熱合金及びその製造方法に関する。詳しくは、過酷な使用環境に曝されても高強度、耐摩耗性を有するＮｉＩｒ基耐熱合金、及び、その製造方法に関する。

ジェットエンジン、ガスタービン等の高温部材や、摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）のツール（工具）等の構成材料として、従来からＮｉ基合金、Ｃｏ基合金、Ｉｒ基合金等各種の高温耐熱合金が知られている。例えば、Ｎｉ基合金に替る新たな耐熱合金として、Ｉｒ基合金であるＩｒ−Ａｌ−Ｗ系合金が開示されている（特許文献１）。

そして、本願出願人は、新規な組成を有する耐熱合金として、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金を基本とする耐熱性合金を開発している。このＮｉＩｒ基耐熱合金は、Ｎｉに必須の添加元素であるＩｒ、Ａｌ、及び、Ｗを添加した合金であって、Ｉｒ：５．０〜５０．０質量％、Ａｌ：１．０〜８．０質量％、Ｗ：５．０〜２０．０質量％、残部Ｎｉからなる組成を有する。

上記の新規なＮｉＩｒ基耐熱合金は、その強化機構としてＬ１_２構造を有する金属間化合物であるγ’相（（Ｎｉ，Ｉｒ）_３（Ａｌ，Ｗ））の析出強化作用を利用するものである。γ’相は温度上昇に伴い強度も高くなる逆温度依存性を呈することから、優れた高温強度、高温クリープ特性を合金に付与することができる。そして、このγ’相による強化作用の利用は、従来から知られているＮｉ基耐熱合金の強化機構と同様であるが、本願出願人によるＮｉＩｒ基耐熱合金は、γ’相の高温下における挙動が改善されておりＮｉ基耐熱合金よりも高温安定性が良好である。

ところで、一般に合金の製造にあたっては、溶解鋳造法により目的組成の合金インゴットを製造する工程を主として有し、これに適宜の加工熱処理工程を付加して合金製品を製造する。本願出願人によるＮｉＩｒ基耐熱合金も一般的な溶解鋳造法により製造可能であり、更に、その主要な強化機構であるγ’相の析出のために時効熱処理を行うこととしている。この時効熱処理の加熱温度は、７００〜１３００℃の温度域で０．５分〜７２時間加熱するのが好ましい。

特許第４８３３２２７号明細書

本願出願人によれば、上記ＮｉＩｒ基耐熱合金は、その組成範囲を適切なものとすることで脆化の要因となる第３相（Ｂ２相）の発生を抑制し、高温下において優れた強度、耐摩耗性を発揮することが確認されている。しかし、いくつかの合金試料により得られた製品について予測できないほどの磨耗が確認されている。ＮｉＩｒ基耐熱合金におけるこのような特性不良は、常に生じるわけではないが回避されなければならない。

そこで本発明は、本願出願人によるＮｉＩｒ基耐熱合金において生じる偶発的な特性不良の要因を明らかにし、高温下での強度、硬度、及び耐磨耗性が確保された合金を提供する。そして、かかるＮｉＩｒ基耐熱合金を安定的に製造可能とする方法も明示する。

本発明者等は上記課題を解決するため、まず、本発明者等のＮｉＩｒ基耐熱合金に関し上記のような特性不良が生じる要因について検討した。その結果、高温消耗の生じる材料においては、問題の生じない材料と比較して合金の相構成に相違があることを見出した。この点について詳細に説明すると、ＮｉＩｒ基耐熱合金においては、上記の通りγ’相（（Ｎｉ，Ｉｒ）_３（Ａｌ，Ｗ））が合金の高温強度確保のための主要な相であるが、合金の製造条件によってはＩｒ_３Ｗ相が析出する場合があり、そのような合金は高温特性に劣ることを見出した。そこで、本発明者等は、Ｉｒ_３Ｗ相の影響を考慮し、その析出量を制限することで好適な高温特性を有するＮｉＩｒ基耐熱合金を得ることができるとして本発明に想到した。

即ち、本発明は、Ｉｒ：５．０〜５０．０質量％、Ａｌ：１．０〜８．０質量％、Ｗ：５．０〜２０．０質量％、残部ＮｉのＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金からなり、必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相がマトリックス中に析出・分散してなるＮｉＩｒ基耐熱合金であって、Ｘ線回折分析における、２θ＝４３°〜４５°の範囲で観察されるγ’相の（１１１）面のピーク強度（Ｘ）と、２θ＝４８°〜５０°の範囲で観察されるＩｒ_３Ｗ相の（２０１）面のピーク強度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ）が、０．５以下であるＮｉＩｒ基耐熱合金である。

上記の通り、本発明に係る耐熱合金は、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金からなるＮｉＩｒ基耐熱合金を前提としつつ、特性低下の要因と推察されるＩｒ_３Ｗ相の量を規定するものである。以下、本発明について詳細に説明する。

本発明に係る耐熱合金は、Ｎｉ、Ｉｒ、Ａｌ、Ｗを必須の構成元素とする。添加元素であるＡｌは、γ’相の主要な構成元素であり、その析出に必要な成分である。１．０質量％未満のＡｌではγ’相が析出しないか、析出しても高温強度向上に寄与し得る状態はならない。一方で、Ａｌ濃度の増加に伴いγ’相の割合は増加するが、Ａｌを過剰に添加すると、Ｂ２型の金属間化合物（ＮｉＡｌ、以下、Ｂ２相と称する場合がある。）の割合が増加して脆くなり合金の強度を低下させることとなることから、Ａｌ量の上限を８．０質量％としている。尚、Ａｌは、合金の耐酸化性の向上にも寄与する。Ａｌは、好ましくは、１．９〜６．１質量％とする。

Ｗは、ＮｉＩｒ基合金におけるγ’相の高温での安定化に寄与する成分であり、その主要な構成元素である。従来、ＮｉＩｒ基合金おいて、Ｗの添加によりγ’相が安定化することは知られていないが、本発明者等によれば、Ｗ添加によりγ’相の固溶温度を上げることができ、高温での安定性が確保することができる。このＷは、５．０質量％未満の添加ではγ’相の高温安定性向上が十分でない。一方、２０．０質量％を超える過剰添加は、比重の大きいＷを主成分とする相の生成を助長し、偏析が生じやすくなる。尚、Ｗは合金のマトリックスを固溶強化する作用も有する。Ｗは、好ましくは、１０．０〜２０．０質量％とする。

そして、Ｉｒは、マトリクス（γ相）に固溶すると共にγ’相のＮｉに部分置換することで、γ相とγ’相に対してそれぞれ固相線温度、固溶温度を上昇させて耐熱性を向上させる添加元素である。Ｉｒは、５．０質量％以上で添加効果を呈するが、過剰添加すると合金の比重を大きくすることになり、また、合金の固相線温度が高温となるため、上限を５０．０質量％とする。Ｉｒは、好ましくは、１０．０〜４５．０質量％とする。

また、本発明に係るＮｉ基耐熱合金は、その高温特性の更なる向上又は付加的な特性向上のために追加的な添加元素を添加しても良い。この追加的な添加元素としては、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏが挙げられる。

Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化する合金成分であり、高温強度・延性の向上に寄与する。Ｂの添加効果は０．００１質量％以上で顕著になるが、過剰添加は加工性にとって好ましくないので上限を０．１質量％とする。好ましいＢの添加量は、０．００５〜０．０２質量％とする。

Ｃｏは、γ’相の割合を増加させて強度を上昇させるのに有効である。Ｃｏはγ’相のＮｉと部分置換して、その構成元素となる。このような効果は５．０質量％以上のＣｏ添加でみられるが、過剰添加はγ’相の固溶温度を低下させて高温特性が損なわれてしまう。そのため、２０．０質量％をＣｏ含有量の上限とすることが好ましい。尚、Ｃｏは耐摩耗性を向上させるという作用も有する。

Ｃｒも、粒界強化に有効である。また、Ｃｒは合金にＣが添加されている場合、炭化物を形成して粒界近傍に析出することによって粒界を強化する。Ｃｒの添加量は１．０質量％以上で添加効果がみられる。但し、過剰に添加すると合金の融点及びγ’相の固溶温度が下がり高温特性が損なわれてしまう。そのため、Ｃｒの添加量は２５．０質量％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｒは、合金表面に緻密な酸化皮膜を作り、耐酸化性を向上させるという作用も有する。

Ｔａは、γ’相を安定化させ、また、固溶強化によりγ相の高温強度の向上に有効な元素である。また、合金にＣが添加されている場合に炭化物を形成・析出することができることから粒界強化に有効な添加元素である。Ｔａは、１．０質量％以上を添加することで前記作用を発揮する。また、過剰添加は有害相の生成や融点降下の原因となるので１０．０質量％を上限とするのが好ましい。

また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏも、γ’相の安定化及びマトリックスを固溶強化して高温強度を向上するのに有効な添加元素である。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏは、１．０〜５．０質量％添加するのが好ましい。

以上のように、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏの添加元素は、粒界近傍で偏析することで粒界の強度を向上させると同時に、γ’相を安定化して強度を向上させることができる。上記の通り、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏは、γ’相の構成元素としても作用する。このときのγ’相の結晶構造は、添加元素がないＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ４元系合金のγ’相と同様のＬ１_２構造であり、（Ｎｉ，Ｘ）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）で示される。ここで、ＸはＩｒ、Ｃｏであり、ＺはＴａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏである。

そして、更に有効な添加元素としてＣが挙げられる。Ｃは、合金中の金属元素と共に炭化物を形成して析出することで高温強度と延性を向上させる。このような効果は０．００１質量％以上のＣ添加でみられるが、過剰添加は加工性や靭性にとって好ましくないので０．５質量％をＣ含有量の上限とする。好ましいＣの添加量は、０．０１〜０．２質量％とする。尚、Ｃは、上記のように炭化物形成において大きな意義があるが、これに加えてＢと同様に偏析することで粒界強化にも有効な元素である。

尚、上記した各種添加元素の他、合金のＩｒを他の貴金属元素で置換したものについても同様の特性を得ることができる。具体的には、合金中に５．０〜５０．０質量％含まれているＩｒに対して、３０質量％以下のＲｈ又はＰｔを部分置換してもγ’相による強化機構が発揮される。

本発明は、各合金元素濃度を上記で説明した範囲内にして、高温下で強化相として機能するγ’相を析出させるものである。ここで、本発明に係る合金の相構成について説明すると、主要な強化相であるγ’相は、（Ｎｉ，Ｉｒ）_３（Ａｌ，Ｗ）である。このγ’相による析出強化作用は、従来のＮｉ基合金やＩｒ基合金と同様である、γ’相は、強度について逆温度依存性を有するため高温安定性も良好である。そして、本発明においては、γ’相の高温安定性が更に向上されており。これに加えて合金自体（γ相）の高温強度も高いことから、従来のＮｉ基耐熱合金に対して、一段と高い高温雰囲気に曝されても優れた高温特性を維持する。尚、本発明に係るＮｉ基耐熱合金におけるγ’相の粒径は、１０ｎｍ〜１μｍであることが好ましい。析出強化作用は、１０ｎｍ以上の析出物で得られるが、１μｍを超える粗大な析出物では却って低下する。

そして、本発明では、合金の高温特性に影響を及ぼすと考えられるＩｒ_３Ｗ相の析出量を制限する。具体的には、γ’相の（１１１）面のピーク強度（Ｘ）と、Ｉｒ_３Ｗ相の（２０１）面のピーク強度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ）を０．５以下とする。本発明がＸ線回折分析の結果に基づくのは、この分析法が比較的簡便でありながら、相構成の規定に際して比較的適切な結果を示すからである。本発明に係るＮｉＩｒ基合金おいてγ’相は（１１１）面のピークが最も強く、２θ＝４３°〜４５°の範囲で観察される。また、Ｉｒ_３Ｗ相のピークは（２０１）面のピークが最も強く、２θ＝４８°〜５０°の範囲で観察される。本発明者等によれば、これらの相のピーク強度比（Ｙ／Ｘ）が０．５を超えるとき、強度の低い合金となることが確認されている。このピーク強度比（Ｙ／Ｘ）については０．１以下のものが好ましく、０となるのが最も好ましい。

本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、γ’相の適切な分散により高温強度の改善するものであるが、Ｉｒ_３Ｗ相を除き他の相の生成を排除するものではない。即ち、Ａｌ、Ｗ、Ｉｒを上記範囲で添加した場合、組成によってはγ’相のみではなく、Ｂ２相が析出することがある。また、このＮｉ−Ａｌ−Ｗ−Ｉｒ４元系合金では、Ｄ０１９構造のε’相も析出する可能性がある。本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、これらのγ’相以外の析出物が存在しても高温強度は確保されている。もっとも、本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、Ｂ２相の析出が比較的抑制されている。そして、本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、５５０〜７００Ｈｖ（常温）と高い硬度を安定的に発揮することができる。

次に、本発明に係るＮｉＩｒ基合金の製造方法について説明する。本発明に係るＮｉＩｒ基合金の製造方法は、基本的には一般的な合金の製造方法に準じるものであり、溶解鋳造法により上記組成の合金インゴットを製造する工程と、合金を時効熱処理する工程を主要な工程とする。

但し、これまで述べたように本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、その材料組織においてＩｒ_３Ｗ相の析出量が一定量以下であることを要することから、これを考慮した製造条件の設定がなされる。ここで、Ｉｒ_３Ｗ相の発生原因について推察するに、本発明者等は、合金の製造過程、特に、溶解鋳造工程における冷却速度に関連する鋳造組織（デンドライト組織）の発達機構によると考えた。デンドライト組織は一般的な溶解鋳造工程では常に見られ樹枝状晶とも呼ばれる組織であり、主軸となる幹部分（１次アーム）と、そこから生成する枝部分（２次アーム、３次アーム）で構成される。かかる形態からデンドライト組織では、１次アームが生成しある程度成長した後に２次アームが生成・成長し、更に順次３次アームが生成する。そして、デンドライト組織のミクロ的形態は、冷却速度により相違する。即ち、冷却速度が速いと１次アームが急速に生成・成長するため、１次アームとほぼ同時に２次、３次アームが生成し。その結果、微細な１次アームと２次・３次アームが密集した組織を呈する。一方、冷却速度が遅い場合、１次アームの生成・成長に時間がかかり、２次アームの生成が不十分なまま鋳造（凝固）が完了してしまい、太い１次アームと未発達の２次アームが生じる。このとき、デンドライト組織間の領域は、融液が時間差をもって凝固した結果形成されるものであり、組成的な不均衡が生じ易くなっている。

本発明者等は、鋳造後の合金において、上記ような組成のばらつきの領域については、その後γ’相析出のための時効熱処理を行っても好適にγ’相を十分に析出させることができず、Ｉｒ_３Ｗ相のような好ましくない析出相を生じさせるものと考えた。このようなデンドライト組織間の領域における組成のばらつきは、他の合金系でも生じる可能性は否定できないが、本願のＮｉＩｒ基耐熱合金の場合、複数の合金元素を含む４元系以上の合金であること、また、Ｉｒという超高融点金属からＡｌという低融点金属を含むことから、凝固時の挙動を完全に制御することはできず、デンドライト一次アームの太さが及ぼす影響はより大きいものと推定される。

そこで、本発明に係るＩｒ_３Ｗ相の少ないＮｉＩｒ基合金を製造するためには、鋳造段階において微細な１次アームと２次・３次アームが密集した組織を得る必要がある。つまり、鋳造工程における冷却条件の適正化が特に重要である。具体的には、鋳造工程における冷却速度を２００℃／ｍｉｎ以上とする。２００℃／ｍｉｎ未満の冷却速度では、冷却が遅すぎて幹の太い１次アームの成長が主体となり２次・３次アームの生成を促進できず、組成ばらつきによるＩｒ_３Ｗ相の析出量が増大する。尚、冷却速度の上限については、Ｉｒ_３Ｗ相の析出を抑制する観点では設定されない。但し、過度に高い冷却速度は不適切な凝固歪を与え、クラック発生の原因となることから５００℃／ｍｉｎ以下とするのが好ましい。尚、より好ましい冷却速度は３００℃／ｍｉｎ以上である。

鋳造工程における冷却速度の制御は、鋳型の構成材料を熱伝導率の高い材料（銅、銀、アルミニウム等）とする他、鋳型を適宜に冷却する等の対応により可能となる。本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、鋳造性が良好であり凝固時の割れが生じ難いことから、鋳造工程の段階で製造目的となる製品の最終形状に近い状態で合金インゴットを製造することもできる（ニアネットシェイプ化）。従って、鋳型の構成材料の選定と鋳型形状・寸法の最適化により効率的な合金製品の製造が可能である。

また、本発明に係るＮｉＩｒ基合金の製造方法は、溶解鋳造工程の後の時効熱処理工程を必須工程とする。時効熱処理により合金の強化因子であるγ’相を析出させるためである。この時効熱処理は、７００〜１３００℃の温度域に加熱する。好ましくは、７５０〜１２００℃の温度域とする。また、このときの加熱時間は、３０分〜７２時間とするのが好ましい。尚、この熱処理は、例えば１１００℃で４時間加熱し、更に９００℃で２４時間加熱するといったように、複数回行ってもよい。

ここで、時効熱処理工程においては、微細なγ’相を析出させると共に材料割れを防止するため、上記温度で加熱保持後の冷却温度を制御することが好ましい。この冷却速度が速すぎると粗大なγ’相が析出し合金の高温強度に影響を及ぼす可能性がある。また、γ’相は熱衝撃によるクラック発生の懸念があることから過度に速い冷却速度により合金に割れが生じるおそれがある。この時効熱処理後の冷却速度は、５〜８０℃／ｓｅｃとするのが好ましい。

上記時効熱処理によりγ相にγ’相が分散したＮｉＩｒ基合金が製造される。尚、溶解鋳造工程から時効熱処理工程までの間で、適宜に鍛造等の加工処理、熱処理を行っても良い。特に、時効熱処理に先立って、均質化のための熱処理を行うこともできる。この均質化熱処理は、各種方法で製造される合金を１１００〜１８００℃の温度域に加熱する。好ましくは、１２００〜１６００℃の範囲で加熱する。このときの加熱時間は、３０分〜７２時間とするのが好ましい。

また、時効熱処理後は製品形状に合わせて適宜に、圧延、切削等の加工処理を行うことができる。上記の通り、本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、ニアネットシェイプで鋳造することができることから、鋳造工程・時効熱処理工程後に軽微な加工で最終形状とすることができる。

本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、高温強度、耐摩耗性等、本来有する特性を安定的に発揮することができる。このＮｉＩｒ基合金は、溶解鋳造工程における冷却速度の適切な設定により製造可能であり、更に、時効熱処理後の冷却速度の調整も併せて行うことでより好適な高温特性を有する合金を製造できる。

実施例１、比較例１に係る合金で製造したＦＳＷツールによる接合試験後のツール寸法の測定結果。 接合試験における接合距離に対する磨耗量の変化を示す図。 実施例１、比較例１の合金の溶解鋳造後の材料組織を示す写真。 時効熱処理後の実施例１、比較例１の材料組織を示す写真。 実施例１、比較例１の各合金についてのＸ線回折分析の結果。

以下、本発明の好適な実施例を説明する。
第１実施形態：本実施形態では、ＮｉＩｒ基耐熱合金として、３７．７７質量％Ｎｉ−２５．０質量％Ｉｒ−４．３８質量％Ａｌ−１４．３２質量％Ｗ−７．６５質量％Ｃｏ−４．６７質量％Ｔａ−６．１質量％Ｃｒ−０．１質量％Ｃ−０．０１質量％Ｂ合金を製造し、これをＦＳＷのツールに加工して接合試験を行い、合金の耐摩耗性を評価した。

ＮｉＩｒ基耐熱合金の製造は、溶解鋳造工程において不活性ガス雰囲気中でアーク溶解により合金の溶湯を溶製して、鋳型に鋳込み大気中で冷却・凝固させた。本実施形態では、鋳型として最終製品であるＦＳＷツールの形状寸法の空間を有する銅製の鋳型と、ロストワックス法で使用したセラミック製の鋳型の２つを用意した。鋳型の寸法は同一である。これらの鋳型における冷却速度は、銅鋳型で４５０℃／ｍｉｎとなりセラミック鋳型で２０℃／ｍｉｎとなる。

溶解鋳造工程により製造した合金インゴットは、均質化の熱処理を１３００℃４時間の条件で行い、所定時間加熱後冷却した。このときの冷却は空冷としたが冷却速度は３０℃／ｓｅｃとなった。時効熱処理は、温度８００℃、保持時間２４時間の条件で行い、所定時間加熱後徐冷した。冷却後切削加工にて凸形状のＦＳＷツール（寸法：ピン長１．７ｍｍ、ショルダー径φ１５ｍｍ）とした。

作製したＦＳＷツールによる接合試験は、所定形状に加工された一対の被接合部材（ＳＵＳ３０４）を用意し、両者を突合せてＦＳＷツールを当接し、ツールを回転させて被接合部を摩擦加熱して接合させた。このときの接合条件は以下の通りである。
・ツール挿入角度：３°
・挿入深さ：１．８０ｍｍ／ｓｅｃ
・ツール回転速度：１５０ｒｐｍ又は２００ｒｐｍ
・接合速度：１．００ｍｍ／ｓｅｃ
・シールドガス：アルゴン
・１パス当りの接合距離：２５０ｍｍ

磨耗評価は、１パスの接合後ツールを回収しその断面寸法を測定し、最も磨耗した箇所の磨耗量（磨耗体積）を測定した。

この測定結果の例を図１に示すが、比較例１のツールは接合後にショルダー部において激しい磨耗がみられる。これに対し、実施例１のツールは、比較例１と同様ショルダー部でわずかな磨耗は見られるもののその量は、圧倒的に少ないといえる。図２は、接合距離に対する磨耗量の変化を示すものである。比較例１は、接合距離の増大に従い磨耗量が顕著に増加している。これに対し実施例１は、接合距離の増大による影響も少なく接合距離１８００ｍｍ（４パス目）には比較例の５分の１程度の磨耗量である。

ここで実施例１、比較例１の相違点について検討する。図３は、実施例１、比較例１の溶解鋳造後の材料組織を示す。この図から、実施例１の合金インゴットはデンドライトの１次アーム及び２次アームが微細に密集した組織を示す。これに対し比較例１は、幹の太い１次アームが見られるが、２次アームが成長不足であり、デンドライト間には他の凝固相が見られる。また、図４は、時効熱処理後の実施例１、比較例１の材料組織であるが、両材料ともにγ’相の析出は認められるが、比較例には析出不良の箇所が見られる。

そして、図５は、実施例１、比較例１の各合金についてのＸ線回折分析の結果である。このＸ線回折分析は、分析条件（４５ｋＶ、４０ｍＡ、Ｃｕ−Ｋα線）で行った。図から比較例１の合金では、２θ＝４８°〜５０°の間で比較的強いピークが観察されており、これがＩｒ_３Ｗ相の（２０１）面のピークと考えられる。このピーク強度（Ｙ）に対して、２θ＝４３°〜４５°の範囲で観察されるγ’相の（１１１）面のピーク強度（Ｘ）の比（Ｙ／Ｘ）を算出すると１．４であった。これに対し、実施例１の合金ではＩｒ_３Ｗ相の（２０１）面のピークは極めて弱く、ノイズとの区別が困難である。そのため、実施例１のピーク強度比（Ｙ／Ｘ）は、０．１以下であると思われる。このように、実施例１と比較例とは、大きく相違する相構成であり、比較例１は高温下での耐摩耗性は低い。

第２実施形態：ここでは、鋳型の材料を変更しつつ冷却速度を変化させて第１実施形態と同組成のＮｉＩｒ基耐熱合金を製造し、その相構成及び金属組織を比較した。本実施形態では、鋳型としてカ−ボン鋳型、鉄製鋳型（比較例２、比較例３）を使用した。これらの鋳型の形状・寸法は同一である。また、第１実施形態とは寸法の異なる銅製鋳型（実施例２、比較例４）も使用した。

本実施形態での合金の製造工程は、第１実施形態と同様の条件とし、鋳型の種類による冷却速度のみ相違するようにした。合金製造後は、Ｘ線回折分析を行いピーク強度比の算出後、１０００℃における圧縮強度試験を行った。また、算出されたピーク強度比（Ｙ／Ｘ）、１０００℃における圧縮強度試験の結果を表１に示す。尚、第１実施形態の実施例１、比較例１についても１０００℃における圧縮強度試験を行っており、表１にはそれらの結果もあわせて示した。

冷却速度が低い比較例２〜４についても、強弱の差はあるがＩｒ_３Ｗ相によるピークが生じ、ピーク強度比が０．５を超える。そして、これらの合金は１０００℃における圧縮強度が劣っている。実施例１、２のように鋳造時の冷却速度を高くすることが必要であることが確認できる。尚、比較例４のように、銅鋳型を使用する場合であってもわずかながらＩｒ_３Ｗ相が析出する場合もあることから、鋳型の材料選定に加えて適切な熱容量計算等による冷却速度の設定が必要である。

本発明は、高温強度、耐酸化性、耐摩耗性を安定的に発揮することができるＮｉＩｒ基合金である。本発明は、ガスタービン、飛行機用エンジン、化学プラント、ターボチャージャーロータ等の自動車用エンジン、高温炉等の部材に好適である。また、耐熱合金の用途として、近年、摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）のツールへの適用が挙げられている。摩擦攪拌接合は、被接合材間にツールを押圧し、ツールを高速回転させながら接合方向に移動させる接合方法である。この接合方法は、ツールと被接合材との摩擦熱と固相攪拌により接合するものであり、ツールは相当高温となる。従来のＮｉＩｒ基合金はアルミニウム等の比較的低融点の金属の接合には適用できるが、鉄鋼材料、チタン合金、ニッケル基合金、ジルコニウム基合金などの高融点材料に対しては高温強度の観点から使用できなかった。本発明に係るＮｉＩｒ基合金は、高温強度が改善されたことから上述の高融点材料を接合するための摩擦攪拌接合用ツールの構成材料として適用できる。

Claims (7)

1. Ｉｒ：５．０〜５０．０質量％、Ａｌ：１．０〜８．０質量％、Ｗ：５．０〜２０．０質量％、残部ＮｉのＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金からなり、必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相がマトリックス中に析出・分散してなるＮｉＩｒ基耐熱合金であって、
   Ｘ線回折分析における、２θ＝４３°〜４５°の範囲で観察されるγ’相の（１１１）面のピーク強度（Ｘ）と、２θ＝４８°〜５０°の範囲で観察されるＩｒ_３Ｗ相の（２０１）面のピーク強度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ）が、０．５以下であるＮｉＩｒ基耐熱合金。
2. 下記のグループＩから選択される１種又は２種以上の添加元素を含む請求項１記載のＮｉＩｒ基耐熱合金。
   グループＩ：
   Ｂ：０．００１〜０．１質量％、
   Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、
   Ｃｒ：１．０〜２５．０質量％、
   Ｔａ：１．０〜１０．０質量％、
   Ｎｂ：１．０〜５．０質量％、
   Ｔｉ：１．０〜５．０質量％、
   Ｖ：１．０〜５．０質量％、
   Ｍｏ：１．０〜５．０質量％、
3. 更に、０．００１〜０．５質量％のＣを含み、炭化物が析出・分散する請求項１又は請求項２記載のＮｉＩｒ基耐熱合金。
4. 合金中のＩｒに対して、３０質量％以下のＲｈ又はＰｔを置換してなる請求項１〜請求項３のいずれかに記載のＮｉＩｒ基耐熱合金。
5. 溶解鋳造法により請求項１〜請求項４のいずれかに記載の組成を有する合金インゴットを製造する溶解鋳造工程と、７００〜１３００℃の温度域で時効熱処理する工程、を有するＮｉＩｒ基耐熱合金の製造方法であって、
   溶解鋳造工程における冷却速度を２００℃／ ｍｉｎ以上とするＮｉＩｒ基耐熱合金の製造方法。
6. 時効熱処理工程は、合金を７００〜１３００℃の温度域で加熱した後、５〜８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却するものである請求項５記載のＮｉＩｒ基耐熱合金の製造方法。
7. 時効熱処理前に、ＮｉＩｒ基合金を１１００〜１８００℃の温度域で均質化熱処理する請求項５又は請求項６記載のＮｉＩｒ基耐熱合金の製造方法。