JP2018087362A - Ｎｉ基超合金素材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 素材のサイズが大きくなっても微細な合金組織を得ることのできるγ’析出強化型Ｎｉ基超合金の製造方法の提供。【解決手段】 所定の成分組成を有するγ’析出強化型Ｎi基超合金のビレットを、γ’相の固溶温度であるソルバス温度Ｔｓ〜融点Ｔｍの温度範囲で鍛造して空冷し少なくとも＃１以上の平均結晶粒度のビレットとする分塊鍛造工程と、ビレットをＴｓ〜Ｔｓ＋５０℃の温度範囲に加熱保持後、γ’相粒子を析出・成長させてその平均間隔を大きくするようＴｓ以下の温度Ｔｓ’まで徐冷する過時効熱処理工程と、Ｔｓ−１５０℃〜Ｔｓの温度範囲で鍛造し空冷する結晶粒微細化鍛造工程と、を含み、Ｔｓ＝１０３０〜１１００℃であり、過時効熱処理による前記γ’相粒子により結晶成長を抑制させ結晶粒微細化鍛造工程後に全体の平均結晶粒度で＃８以上を与えることを特徴とする。【選択図】 図１

Description

本発明は、γ’析出強化型のＮｉ基超合金素材の製造方法に関し、特に、大型の合金素材であってもその全体に亘って結晶粒を細粒化できて高い機械強度を与え得るＮｉ基超合金素材の製造方法に関する。

金属間化合物からなる微細な析出物をＮｉ母相中に分散させた析出強化型のＮｉ基超合金が知られている。かかる合金は、高温環境下での機械強度を要求される部材、例えば、ガスタービンや蒸気タービン用の部材として広く用いられている。代表的な合金としては、Ｎｉとの間で金属間化合物を形成するＴｉやＡｌなどを含み、該金属間化合物γ’相をＮｉ母相であるγ相中に微細分散させたγ’析出強化型Ｎｉ基超合金が挙げられる。一方、このような合金では、γ’相を析出させすぎると、熱間加工性が低下し、鍛造によって結晶粒を微細化できず、良好な機械強度を得られなくなってしまう。

例えば、特許文献１では、Ｗａｓｐａｌｏｙと称される合金よりも、γ’相の量を増加させたγ’析出強化型Ｎｉ基超合金において、過時効によりγ’粒子を粗大化させて熱間加工性を確保し、鍛造工程で結晶粒の微細化を与えるＮｉ基超合金素材の製造方法を開示している。合金塊をソルバス温度Ｔｓより高い温度に加熱してγ’相を固溶させた後、徐冷することでγ’相を析出・成長させて過時効組織とする。その上でＴｓ未満の温度でさらに鍛造及び回転鍛造を行って、ＡＳＴＭ１２以上の微細な結晶粒を得ている。ここでは、ソルバス温度が１１１０〜１１２１．１℃と一般的な同系の合金種よりも高くなるようにしているが、これはγ’粒子を固溶させずにＴｓ以下で鍛造を行うにしても鍛造温度を高くできて鍛造抵抗を下げられるためである。

また、特許文献２でも、多量のγ’相を含み得る析出強化型のＮｉ基超合金素材の製造方法を開示している。鋳塊をソルバス温度Ｔｓ以下の温度で保持し一部のγ’相を固溶させてから徐冷し、過時効によってγ’粒子を少なくとも平均粒径１．５μｍ以上の粗大粒とすることで熱間加工性を確保している。この後、押し出し加工して再結晶化を促進させつつ合金組織を微細化しているが、このとき生じた空孔はその後のＨＩＰ処理で消去するとしている。

また、特許文献３では、熱間鍛造した素材にソルバス温度Ｔｓ以下の所定温度で徐冷過時効および鍛造して母相であるγ相の結晶格子と連続性を持たず機械強度に大きな影響を与えない非整合γ’相を得て、熱間加工性を確保するＮｉ基超合金素材の製造方法を開示している。鍛造により整粒後、溶体化処理して非整合γ’相を再固溶させ、時効熱処理することで整合γ’を析出させる。

特表平５−５０８１９４号公報 特開平９−３１０１６２号公報 特開２０１６−３３７４号公報

ところで、γ’析出強化型のＮｉ基超合金素材の製造方法において、製造する素材サイズを大きくしようとすると、鍛造による結晶粒の微細化だけではムラを生じやすく、製造工程時における結晶粒の粗大化自体を抑制できることが好ましい。

本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、素材のサイズが大きくなっても微細な合金組織を得ることのできるγ’析出強化型Ｎｉ基超合金の製造方法を提供することにある。

本発明によるＮｉ基超合金素材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００１％を超え０．１００％未満、Ｃｒ：１１％以上１９％未満、Ｃｏ：５％を超え２５％未満、Ｆｅ：０．１％以上４．０％未満、Ｍｏ：２．０％を超え５．０％未満、Ｗ：１．０％を超え５．０％未満、Ｎｂ：０．３％以上４．０％未満、Ａｌ：３．０％を超え５．０％未満、Ｔｉ：１．０％を超え２．５％未満、Ｔａ：０．０１％以上２．０％未満、残部を不可避的不純物及びＮｉとし、且つ、元素Ｍの原子％を［Ｍ］とすると、γ’相の固溶温度の指標となる（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）／［Ａｌ］×１０の値を３．５以上６．５未満、γ’相生成量の指標となる［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］の値を９．５以上１３．０未満、とする成分組成の析出硬化型Ｎｉ基超合金素材の製造方法であって、γ’相の固溶温度であるソルバス温度Ｔｓ〜融点Ｔｍの温度範囲で鍛造して空冷し少なくとも＃１以上の平均結晶粒度のビレットとする分塊鍛造工程と、前記ビレットをＴｓ〜Ｔｓ＋５０℃の温度範囲に加熱保持後、γ’相粒子を析出・成長させてその平均間隔を大きくするようＴｓ以下の温度Ｔｓ’まで徐冷する過時効熱処理工程と、Ｔｓ−１５０℃〜Ｔｓの温度範囲で鍛造し空冷する結晶粒微細化鍛造工程と、を含み、Ｔｓ＝１０３０〜１１００℃であり、前記過時効熱処理による前記γ’相粒子により結晶成長を抑制させ前記結晶粒微細化鍛造工程後に全体の平均結晶粒度で＃８以上を与えることを特徴とする。

かかる発明によれば、比較的低いソルバス温度を得て平均間隔の大きなγ’相粒子を与えることにより、熱間加工性を低下させることなく結晶粒の粗大化を抑制し、結果として、大型の素材であってもその全体に亘って＃８以上の微細な粒度の合金組織を与え得るのである。

上記した発明において、前記過時効熱処理後の前記γ’相粒子の前記平均間隔が０．５μｍ以上であることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、熱間加工性を低下させることなく結晶粒の粗大化を確実に抑制できるのである。

上記した発明において、前記過時効熱処理工程は、Ｔｓ’までの冷却速度を２０℃／ｈ以下とし、Ｔｓ’＜Ｔｓ−５０とすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、平均間隔の大きなγ’相を容易に得ることができ、熱間加工性を低下させることなく結晶粒の粗大化を確実に抑制できるのである。

上記した発明において、前記成分組成は、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０３％未満、Ｚｒ：０．０００１％以上０．１％未満でこのうちの１種又は２種をさらに含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、熱間加工性を低下させることなく最終製品の高温強度を高め得る。

上記した発明において、前記成分組成は、質量％で、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０３０％未満、Ｃａ：０．０００１％以上０．０３０％未満、ＲＥＭ：０．００１％以上０．２００％以下でこのうちの１種又は２種以上をさらに含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、最終製品の高温強度を高め得るとともに熱間加工性の低下をより抑制できる。

本発明によるＮｉ基超合金素材の製造方法の工程を示すフロー図である。 本発明によるＮｉ基超合金素材の製造方法の各工程の熱処理線図である。 実施例及び比較例に用いた合金の成分組成を示す図である。 実施例及び比較例に用いた合金の式１及び式２の値、ソルバス温度を示す図である。 実施例及び比較例の製造条件及び各評価結果の一覧表である。

本発明による１つの実施例であるＮｉ基超合金素材の製造方法について図１及び図２を用いて説明する。

図１及び図２に示すように、まず、分塊鍛造を行う（Ｓ１）。分塊鍛造工程Ｓ１では、所定の成分組成を有する合金の鋳塊を、γ’相の固溶温度であるソルバス温度Ｔｓ〜融点Ｔｍの温度範囲で分塊鍛造して空冷し、合金組織の結晶粒度をＪＩＳ Ｇ０５５１に規定される粒度番号で＃１以上とする。分塊鍛造工程Ｓ１では、後述する過時効熱処理において、ビレットの全域にγ’相を析出させ、全体として均質なビレットを得るようにする。そのため、分塊鍛造工程Ｓ１では、鍛錬比を１．５Ｓ以上とすることが好ましい。なお、ビレットのサイズによっては分塊せずともよいが、ここでは分塊鍛造工程と称することにする。また、分塊鍛造工程Ｓ１の前に均質化熱処理することも好ましい。

上記した所定の成分組成とは、質量％で、Ｃ：０．００１％を超え０．１００％未満、Ｃｒ：１１％以上１９％未満、Ｃｏ：５％を超え２５％未満、Ｆｅ：０．１％以上４．０％未満、Ｍｏ：２．０％を超え５．０％未満、Ｗ：１．０％を超え５．０％未満、Ｎｂ：０．３％以上４．０％未満、Ａｌ：３．０％を超え５．０％未満、Ｔｉ：１．０％を超え２．５％未満、Ｔａ：０．０１％以上２．０％未満、残部をＮｉとするγ’析出強化型Ｎｉ基超合金の成分組成である。さらに、元素Ｍの原子％を［Ｍ］とすると、（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）／［Ａｌ］×１０の値を３．５以上６．５未満、［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］の値を９．５以上１３．０未満とするものである。

上記した２つの式、
式１：［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］
式２：（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）／［Ａｌ］×１０
について、式１は、γ’相を生成する元素の含有量合計である。つまり、γ’相の固溶温度よりも低温域において、γ’相の析出量を増加させる指標、換言すれば、得られる鍛造製品の高温強度を高めるための１つの指標となる。式１の値には、高温強度を確保するために、上記したような下限値を設定している。また、熱間鍛造性の確保のために上記したような上限値も設定している。そして、式２は、主として、ソルバス温度の高低の１つの指標となる。すなわち、ソルバス温度Ｔｓは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＴａの含有量の増加によって高くなり、Ａｌの含有量の増加によって低くなる傾向にある。式２の値には、ソルバス温度Ｔｓを比較的低くするよう上記した上限値を設定し、得られる製品の高温強度を確保するために上記した下限値を設定する。

加えて、上記した所定の成分組成は、ソルバス温度Ｔｓ＝１０３０〜１１００℃とするように調整される。例えば、予め熱分析などによりソルバス温度を測定し、上記した範囲内であることを確認しておくことができる。ソルバス温度Ｔｓが比較的低いと、ソルバス温度Ｔｓから融点Ｔｍまでの間隔が広くなり、ソルバス温度Ｔｓを超えた温度での熱間鍛造、すなわち分塊鍛造Ｓ１が容易となる。これにより、鍛造による組織の微細化を容易とできて、上記した粒度番号を＃１以上とする合金組織を得ることができる。

分塊鍛造後のビレットは、過時効熱処理される（Ｓ２）。過時効熱処理工程Ｓ２では、ソルバス温度Ｔｓ以上で、Ｔｓ＋５０℃以下の温度範囲に加熱保持し、Ｔｓ以下の温度Ｔｓ’まで徐冷する。ビレットのサイズにもよるが、内部まで均熱させるため保持時間は０．５時間以上とすることが好ましい。また、徐冷においては、析出するγ’相を成長させて、γ’相の粒子同士の平均間隔を大きくするようにその冷却速度を設定される。γ’相の粒子同士の平均間隔は０．５μｍ以上であることが好ましい。また、そのような徐冷の冷却速度は２０℃／ｈ以下が好ましい。なお、析出するγ’の量は冷却速度をより低くしても増加しないが、生産効率やコストなどの観点から徐冷に時間をかけ過ぎないよう冷却速度の下限を５℃／ｈとすることが好ましい。さらに、温度Ｔｓ’をＴｓ−５０℃未満とするとγ’相を確実に析出させ成長させ得て好ましい。なお、徐冷の後、空冷してもよいが、空冷せずにそのまま加熱して後述する結晶粒微細化鍛造工程に連続させてもよい。

続いて、ソルバス温度Ｔｓ以下で、且つ、Ｔｓ−１５０℃以上の温度で合金組織の結晶粒を微細化させるよう鍛造する（結晶粒微細化鍛造工程Ｓ３）。上記したように、γ’相同士の平均間隔は０．５μｍ以上と広くなっているため、γ’相は、転位の移動に影響を与えづらくなり、熱間での変形抵抗を小さくできるのである。そのため、熱間加工性が高くなり、結晶粒微細化鍛造Ｓ３において、ビレットの内部まで合金組織の再結晶を促すためのひずみを付与でき、微細な合金組織を全体に与えることができる。ここでは、分塊鍛造工程Ｓ１と合わせた鍛錬比を２．０Ｓ以上とすることが好ましい。また、γ’相の粒子同士の平均間隔を広くすることで、γ’相の粒子のそれぞれの平均粒径も大きくなり、結晶粒界の移動を抑制して結晶粒の粗大化を抑制できる。このような結晶粒微細化鍛造によって、粒度番号＃８以上の粒度の合金組織を全体に得ることができる。

以上によって、γ’析出強化型Ｎｉ基超合金素材を得ることができる。かかる合金素材は、さらに型入れ鍛造や機械加工などの成形加工を経て、固溶化熱処理によって粗大なγ’相を固溶させて、時効熱処理によってγ’相を微細に析出させて、部材として必要とされる機械強度、特に高温機械強度を付与される。これらの工程については公知であるので、詳細については省略する。

上記したγ’析出強化型Ｎｉ基超合金の製造方法によれば、平均結晶粒度＃８を全体に有する微細な合金組織の合金素材を得ることができる。本実施例に用いられる合金のソルバス温度Ｔｓは比較的低いので、工程全体の設定温度を比較的低くでき、微細な合金組織を維持することが容易である。つまり、製造工程全体に亘って結晶粒の粗大化自体を抑制でき、素材のサイズを例えば直径１０インチ以上の大型のビレットとしても、鍛造による結晶粒の微細化だけに頼ることなく結晶粒の細粒化が可能なのである。

次に、上記した製造方法により合金素材を試作した結果について、図３乃至図５を用いて説明する。

図３には、試作に用いたＮｉ基超合金の成分組成を示した。また、図４にはこれらの合金の、γ’相の生成元素についての関係を示す式１及び式２の値、及び、ソルバス温度をそれぞれ示した。さらに、図５には、各製造工程の製造条件の一部とそれぞれの製造工程における合金組織についての評価を示した。

以下に、試作の製造条件及びその評価結果について説明する。

まず、図３に示す成分組成の合金溶湯について高周波誘導炉を用いて直径１３０ｍｍの５０ｋｇインゴットに溶製した。得られたインゴットは１１８０℃で１６時間保持する均質化熱処理をして、図５に示す実施例１〜７及び比較例１〜５のそれぞれの組成番号の示す合金を用い、それぞれの製造条件によって試験材を製造した。

詳細には、分塊鍛造工程Ｓ１では、ソルバス温度Ｔｓ〜融点Ｔｍの温度である１１８０℃又は１１４０℃を鍛造温度とし、鍛錬比１．７で直径１００ｍｍのビレットを得た。なお、比較例５のみ、分塊鍛造工程Ｓ１を省略している。ここで、それぞれ試験材の一部から顕微鏡観察用の試料を切り出し、結晶粒度を測定し、評価した。結晶粒度を＃１以上とする場合に良好と評価し「Ａ」を、それ以外は不良と評価し「Ｃ」を、それぞれ「結晶粒度Ａ」の欄に記録した。

過時効熱処理工程Ｓ２では、図５に示すそれぞれの「保持温度」の欄に示す数値をソルバス温度Ｔｓに加えた温度を保持温度とし、１時間保持した。その後、「徐冷速度」の欄に示す速度でＴｓ−５０℃未満の温度である９５０℃まで徐冷し、空冷した。ここでも試験材の一部から顕微鏡観察用の試料を切り出し、γ’相の粒子同士の平均間隔を測定し、評価した。ここで、かかる平均間隔を０．５μｍ以上とする場合に良好と評価し「Ａ」を、それ以外は不良と評価し「Ｃ」を、それぞれ「平均γ’間隔」の欄に記録した。

結晶粒微細化鍛造工程Ｓ３では、Ｔｓ−１５０℃〜Ｔｓの温度範囲の温度である１０３０℃又は１０６０℃を鍛造温度とし、インゴットのサイズからの総鍛錬比を４．７とするよう鍛造し、鍛造性を評価した。さらに、かかる鍛造で得た直径６０ｍｍの試験材から顕微鏡観察用の試料を切り出し、結晶粒度を測定し、評価した。鍛造性については、割れや疵の発生しなかったものについては良好と評価し「Ａ」を、軽微な割れや疵の発生したものは可と評価し「Ｂ」を、割れの発生したものは不良と評価し「Ｃ」を、それぞれ「熱間加工性」の欄に記録した。また、結晶粒度を＃８以上とする場合に良好と評価し「Ａ」を、それ以外は不良と評価し「Ｃ」を、それぞれ「結晶粒度Ｂ」の欄に記録した。

図５に示すように、実施例１〜７については、実施例６及び７の「熱間加工性」が可であった以外、「結晶粒度Ａ」、「平均γ’間隔」、「熱間加工性」及び「結晶粒度Ｂ」は全て良好であった。

比較例１は、過時効熱処理工程Ｓ２において、保持温度をＴｓ＋８０℃と高くしており、その結果、「平均γ’間隔」、「熱間加工性」及び「結晶粒度Ｂ」が不良となった。これは、保持温度をＴｓ＋５０℃を超えて高くし過ぎたため、分塊鍛造工程Ｓ１後の冷却で析出していたγ’相の多くを過時効熱処理工程Ｓ２の保持中に固溶させてしまい、徐冷時に多数のγ’の析出核を生成し、粗大なγ’を得られなかったためと考えられる。そのため、γ’相は微細に分散し、平均間隔を狭くし転位の移動を阻害して、熱間加工性を低下させたものと考えられる。また、粒界の移動を阻止するような粗大なγ’相の粒子を十分得られず、結晶粒微細化鍛造工程Ｓ３において結晶粒を成長させやすくなってしまい、微細な合金組織を得ることができなかったものと考えられる。

比較例２は、過時効熱処理工程Ｓ２において、冷却速度を５０℃／ｈと高くしており、その結果、「平均γ’間隔」及び「結晶粒度Ｂ」が不良となった。これは、過時効熱処理工程Ｓ２の冷却中にγ’相の多数の析出核を生成してγ’相の粒子を十分成長させることができなかったためと考えられる。そのため、γ’相が微細に分散しその平均間隔を狭くして転位の移動を阻害し、熱間加工性を低下させてしまうのである。また、粒界の移動を阻止するような粗大なγ’相の粒子を十分得られず、結晶粒微細化鍛造工程Ｓ３において結晶粒を成長させやすくなってしまい、微細な合金組織を得ることができなかったものと考えられる。

比較例３及び４は、過時効熱処理工程Ｓ２において、保持温度をＴｓ−１０℃と低くしており、その結果、「平均γ’間隔」及び「結晶粒度Ｂ」が不良となった。これは、分塊鍛造工程Ｓ１後の急冷による微細なγ’相が固溶せずに維持されたためと考えられる。そのため、γ’相が微細に分散しその平均間隔を狭くして転位の移動を阻害し、熱間加工性を低下させてしまう。また、粒界の移動を阻止するような粗大なγ’相の粒子を十分得られないのである。故に、結晶粒微細化鍛造工程Ｓ３において結晶粒を成長させやすくなってしまい、微細な合金組織を得ることができなかったものと考えられる。なお、過時効熱処理工程Ｓ２の保持中に、γ’相を固溶させられなかったため、比較例３と比較例４のように、その後の冷却速度を変化させても、特に大きな差異はなかったものと考えられる。

比較例５は、上記したように、分塊鍛造工程Ｓ１を省略しており、その結果、「結晶粒度Ａ」、「平均γ’間隔」、「熱間加工性」及び「結晶粒度Ｂ」の全てが不良であった。これは、分塊鍛造工程Ｓ１を省略したことにより全体として均質な合金組織を得ることかできなかったためと考えられる。そのため、過時効熱処理工程Ｓ２においても部分的にγ’相を多く含んで微細なγ’相の粒子を生成して平均間隔を狭くして転位の移動を阻害してしまい、熱間加工性を低下させたものと考えられる。また、粒界の移動を阻止するような粗大なγ’相の粒子を十分得られず、加えて、分塊鍛造工程Ｓ１の前の均質化熱処理においてそもそも結晶粒が大きく、結晶粒微細化鍛造工程Ｓ３においても微細な合金組織を得ることができなかったものと考えられる。

以上のように、実施例１〜７では、比較例１〜５に比べて、微細な合金組織の合金素材を得ることができた。なお、上記したように、本実施例に用いた合金のソルバス温度Ｔｓは比較的低いので、固溶化熱処理やその他の温度を比較的低く設定できる。これにより、分塊鍛造工程Ｓ１以後の結晶粒の成長を全体として抑制できて、大型製品であっても内部まで微細な合金組織を得ることができる。

ところで、上記した実施例を含むＮｉ基超合金とほぼ同等の高温強度及び熱間鍛造性を与え得る合金の組成範囲は以下のように定められる。

Ｃは、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ及びＴａなどと結合して種々の炭化物を生成する。特に固溶温度の高いＮｂ系、Ｔｉ系、Ｔａ系の炭化物によるピンニング（ピン留め）効果によって高温環境下での結晶粒の成長による粗大化を抑制させ、主として、靱性の低下を抑制し、熱間鍛造性の向上に寄与する。また、Ｃｒ系、Ｍｏ系、Ｗ系などの炭化物を粒界に析出させて粒界を強化させて機械強度の向上に寄与する。一方、Ｃは過剰に添加すると炭化物を過剰に生成し偏析等によって合金組織を不均一にしてしまう。また粒界への過剰な炭化物の析出により熱間鍛造性及び機械加工性の低下を招く。これらを考慮して、Ｃは、質量％で０．００１％を超え０．１００％未満の範囲内、好ましくは０．００１％を超え０．０６％未満の範囲内である。

Ｃｒは、Ｃｒ_２Ｏ_３の保護酸化被膜を緻密に形成させるために不可欠な元素であり、合金の耐食性及び耐酸化性を向上させて製造性を高めるとともに合金の長時間の使用を可能にする。また、Ｃと結合して炭化物を生成し機械強度の向上にも寄与する。一方、Ｃｒはフェライト安定化元素であり、過剰な添加はＮｉ母相のＦＣＣ構造を不安定にさせ、脆化相であるσ相やラーベス相の生成を促進し、熱間鍛造性や、機械強度及び靭性の低下を招く。これらを考慮して、Ｃｒは、質量％で、１１％以上１９％未満の範囲内、好ましくは１３％以上１９％未満の範囲内である。

Ｃｏは、Ｎｉ基超合金の母相に固溶して熱間鍛造性を向上させつつ高温強度をも向上させる。一方で、Ｃｏは高価であるため、過剰な添加はコスト的に不利である。これらを考慮して、Ｃｏは、質量％で、５％を超え２５％未満の範囲内、好ましくは１１％を超え２５％未満の範囲内、さらに好ましくは１５％を超え２５％未満の範囲内である。

Ｆｅは、合金製造時の原料選択によって不可避的に混入する元素であり、Ｆｅの含有量の多い原料を選択すれば原料コストを抑制できる。一方、過剰に含有すると機械強度の低下を招く。これらを考慮して、Ｆｅは、質量％で、０．１％以上４．０％未満の範囲内、好ましくは０．１％以上３．０％未満の範囲内である。

Ｍｏ及びＷは、Ｎｉ基超合金の母相に固溶し、結晶格子を歪ませて格子定数を増大させる固溶強化元素である。また、Ｍｏ及びＷは共にＣと結合して炭化物を生成し粒界を強化して機械強度の向上に寄与する。一方、過剰な添加はσ相やμ相の生成を促進し靭性を低下させる。これらを考慮して、Ｍｏは、質量％で、２．０％を超え５．０％未満の範囲内である。また、Ｗは、質量％で、１．０％を超え５．０％未満の範囲内である。

Ｎｂ、Ｔｉ及びＴａは、Ｃと結合して比較的固溶温度の高いＭＣ型炭化物を生成して固溶化熱処理後の結晶粒の粗大化を抑制（ピンニング効果）し、高温強度及び熱間鍛造性の改善に寄与する。また、Ａｌに比べて原子半径が大きく、強化相であるγ’相（Ｎｉ_３Ａｌ）のＡｌサイトに置換してＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）となり、結晶構造を歪ませて高温強度を向上させる。一方、過剰な添加はγ’相の固溶温度を上昇させ、鋳造合金のように、初晶でγ’相を生成し、結果として共晶γ’相を生成させて機械強度を低下させる。さらに、Ｎｂ及びＴａの比重は大きいため、材料の比重を増加させ、特に大型部材では比強度の低下をもたらす。また、Ｎｂは７００℃以上で機械強度を低下させるδ相に変態してしまうγ’’相を生成することもある。これらを考慮して、Ｎｂは、質量％で、０．３％以上４．０％未満の範囲内、好ましくは１．０％以上３．０％未満の範囲内、より好ましくは２．１％以上３．０％未満の範囲内である。また、Ｔｉは、質量％で、１．０％を超え２．５％未満の範囲内である。Ｔａは、質量％で、０．０１％以上２．０％未満の範囲内である。

Ａｌは、強化相であるγ’相（Ｎｉ_３Ａｌ）を生成し、高温強度の向上に特に重要な元素であり、γ’相の固溶温度を低下させて熱間鍛造性を向上させる。さらにＯと結合してＡｌ_２Ｏ_３からなる保護酸化被膜を形成して耐食性及び耐酸化性を向上させる。また、γ’相を優先的に生成させてＮｂを消費するから、上記したようなＮｂによるγ’’相の生成を抑制できる。一方、過剰な添加は、γ’相の固溶温度を上昇させ、γ’相を過剰に析出させるため熱間鍛造性を低下させる。これらを考慮して、Ａｌは、質量％で、３．０％を超え５．０％未満の範囲内、好ましくは３．０％を超え４．５％未満の範囲内である。

Ｂ及びＺｒは、結晶粒界に偏析し粒界を強化して加工性及び機械強度の向上に寄与する。一方、過剰な添加は粒界への過剰偏析によって延性を損なわせる。これらを考慮して、Ｂは、質量％で、０．０００１％以上０．０３％未満の範囲内である。また、Ｚｒは、質量％で、０．０００１％以上０．１％未満の範囲内である。なお、Ｂ及びＺｒは、任意元素として１種又は２種を選択的に添加することができる。

Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭは、合金の熱間鍛造性の向上に寄与する。また、Ｍｇ及びＣａは合金の溶製時に脱酸・脱硫剤とし得て、ＲＥＭは耐酸化性の向上に寄与する。一方、過剰な添加は粒界に濃化するなどして却って熱間鍛造性を低下させる。これらを考慮して、Ｍｇは、質量％で、０．０００１％以上０．０３０％未満の範囲内である。また、Ｃａは、質量％で、０．０００１％以上０．０３０％未満の範囲内である。ＲＥＭは、質量％で、０．００１％以上０．２００％以下の範囲内である。なお、Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭは、任意添加元素として１種又は２種以上を選択的に添加することができる。

ここまで本発明による代表的実施例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００１％を超え０．１００％未満、
   Ｃｒ：１１％以上１９％未満、
   Ｃｏ：５％を超え２５％未満、
   Ｆｅ：０．１％以上４．０％未満、
   Ｍｏ：２．０％を超え５．０％未満、
   Ｗ：１．０％を超え５．０％未満、
   Ｎｂ：０．３％以上４．０％未満、
   Ａｌ：３．０％を超え５．０％未満、
   Ｔｉ：１．０％を超え２．５％未満、
   Ｔａ：０．０１％以上２．０％未満、
   残部を不可避的不純物及びＮｉとし、且つ、
   元素Ｍの原子％を［Ｍ］とすると、
   γ’相の固溶温度の指標となる（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）／［Ａｌ］×１０の値を３．５以上６．５未満、
   γ’相生成量の指標となる［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］の値を９．５以上１３．０未満、とする成分組成の析出硬化型Ｎｉ基超合金素材の製造方法であって、
   γ’相の固溶温度であるソルバス温度Ｔｓ〜融点Ｔｍの温度範囲で鍛造して空冷し少なくとも＃１以上の平均結晶粒度のビレットとする分塊鍛造工程と、
   前記ビレットをＴｓ〜Ｔｓ＋５０℃の温度範囲に加熱保持後、γ’相粒子を析出・成長させてその平均間隔を大きくするようＴｓ以下の温度Ｔｓ’まで徐冷する過時効熱処理工程と、
   Ｔｓ−１５０℃〜Ｔｓの温度範囲で鍛造し空冷する結晶粒微細化鍛造工程と、を含み、
   Ｔｓ＝１０３０〜１１００℃であり、前記過時効熱処理による前記γ’相粒子により結晶成長を抑制させ前記結晶粒微細化鍛造工程後に全体の平均結晶粒度で＃８以上を与えることを特徴とするＮｉ基超合金素材の製造方法。
2. 前記過時効熱処理後の前記γ’相粒子の前記平均間隔が０．５μｍ以上であることを特徴とする請求項１記載のＮｉ基超合金素材の製造方法。
3. 前記過時効熱処理工程は、Ｔｓ’までの冷却速度を２０℃／ｈ以下とし、Ｔｓ’＜Ｔｓ−５０とすることを特徴とする請求項１又は２に記載のＮｉ基超合金素材の製造方法。
4. 前記成分組成は、質量％で、
   Ｂ：０．０００１％以上０．０３％未満、
   Ｚｒ：０．０００１％以上０．１％未満でこのうちの１種又は２種をさらに含むことを特徴とする請求項１乃至３のうちの１つに記載のＮｉ基超合金素材の製造方法。
5. 前記成分組成は、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００１％以上０．０３０％未満、
   Ｃａ：０．０００１％以上０．０３０％未満、
   ＲＥＭ：０．００１％以上０．２００％以下でこのうちの１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１乃至４のうちの１つに記載のＮｉ基超合金素材の製造方法。

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