JP2018095952A

JP2018095952A - 析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金

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Publication number: JP2018095952A
Application number: JP2017166063A
Authority: JP
Inventors: 孝一宇野; Koichi Uno
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2016-10-24
Filing date: 2017-08-30
Publication date: 2018-06-21
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Abstract

【課題】Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの各金属間化合物粒子のうちの１以上をＮｉ母相中に分散析出させて高温機械強度を高めるとともに、ソーキング熱処理によることなく高い被削性をとした析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金の提供。【解決手段】質量％で、Ｃｒ：１４〜２５％、Ｍｏ：１５％以下、Ｃｏ：１５％以下、Ｃｕ：５％以下、Ａｌ及びＴｉをそれぞれ４％以下、Ｎｂを６％以下で、且つ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂを１．０％以上とし、少なくともＣ及びＮを含む不可避的不純物及び残部Ｎｉとした成分組成を有し、Ｃ：０．０１％以下とするとともに、炭窒化物として固定されているＮについて、ＡＳＴＭ−Ｅ４５に準拠した評価手法により抽出される介在物から決定されるミシュランポイントで１００以下とすることにより、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの各金属間化合物粒子のうちの１以上をＮｉ母相中に分散析出させて高温機械強度を高めた高Ｎｉ耐熱合金。【選択図】図８

Description

本発明は、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの各金属間化合物粒子のうちの１以上をＮｉ母相中に分散析出させて高温機械強度を高めた析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金に関し、特に、高い機械強度を有しながら被削性にも優れた析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金に関する。

自動車のエンジンバルブや火力発電用タービンホイール等の高温機械強度が要求される耐熱部品の合金素材として、Ｎｉ母相中に金属間化合物を微細に析出させた析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金が知られている。かかる高Ｎｉ耐熱合金は、Ｎｉとの間で金属間化合物を形成するＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂといった析出物形成元素を成分組成中に含んでいるが、これら元素はＣとの結合力が強く炭化物を形成し易い。故に、Ｃを含む高Ｎｉ耐熱合金では、金属間化合物による優れた高温機械強度を得られる一方で、析出した炭化物による切削加工性（被削性）の低下が問題となる。

こうした高Ｎｉ耐熱合金の被削性を改善するために、真空溶解炉や再溶解炉等を用いて、炭素や析出物形成元素をはじめとする合金成分組成の厳密な管理や調整が行われている。また、析出物の析出状態を制御する時効熱処理の制御も提案されている。

例えば、特許文献１では、Ｃｒを１４〜２５％程度含む高Ｎｉ耐熱合金であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂを含む析出硬化型の熱間金型用Ｎｉ基耐熱合金において、Ｃの含有量を質量％で０．０３％以下に制御し炭化物の析出を抑制することで被削性を改善できることを開示している。ここでは、高Ｎｉ耐熱合金のうち、γ相に加えてγ′相やγ”相と称される金属間化合物を析出させる成分組成の合金における被削性の悪さについて述べている。一般に、このような被削性の低い原因は、強化相である金属間化合物からなる微細粒の硬さにあるとされているが、合金の鋳造時の凝固過程で析出する１次炭化物による影響も大きいことを述べるとともに、かかる１次炭化物の析出を抑制すべくＣ量を制御するとしている。

また、特許文献２では、特許文献１と同様にＣｒを１４〜２５％程度含む高Ｎｉ耐熱合金において、析出した微細な１次炭化物をソーキング熱処理によってマトリックスに固溶させて被削性を改善する方法を開示している。ソーキング熱処理は、例えば、１１００〜１３００℃の合金の融点に対して比較的高い温度域で１０〜４０時間の長時間保持する熱処理であり、これにより、合金の清浄度の指標であるミシュランポイントを１００以下まで低下させ得ることを述べている。

特開２００９−１６７４９９号公報特開２００９−１６７５００号公報

上記したように、ソーキング熱処理では合金をその融点に対して比較的高い温度域に長時間曝すことになるため、合金によっては機械強度の低下が生じてしまうこともある。また、合金中の炭化物によってはソーキング熱処理によっても十分に母相に固溶させることができず、被削性の改善を与えるに至らない場合も見受けられた。

本発明は、以上のような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、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの各金属間化合物粒子のうちの１以上をＮｉ母相中に分散析出させて高温機械強度を高めた高Ｎｉ耐熱合金であって、ソーキング熱処理によることなく高い被削性を得られる析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金を提供することにある。

本発明者は、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの各金属間化合物粒子のうちの１以上をＮｉ母相中に分散析出させて高温機械強度を高めた特定の成分組成を有するような析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金において、炭化物以上に窒化物の影響が被削性に大きな影響を与えることを見いだした。不可避的不純物としての炭素量を低減するには限界があるところ、窒化物及び／又は炭窒化物（以下においては、単に、「炭窒化物」と称する。）を低減できる合金製造方法を開発するとともに、新たな被削性に優れた析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金を得るに至ったものである。

すなわち、本発明による高Ｎｉ耐熱合金は、質量％で、Ｃｒ：１４〜２５％、Ｍｏ：１５％以下、Ｃｏ：１５％以下、Ｃｕ：５％以下、Ａｌ及びＴｉをそれぞれ４％以下、Ｎｂを６％以下で、且つ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂを１．０％以上とし、少なくともＣ及びＮを含む不可避的不純物及び残部Ｎｉとした成分組成を有し、Ｃ：０．０１％以下とするとともに、炭窒化物として固定されているＮについて、ＡＳＴＭ−Ｅ４５に準拠した評価手法により抽出される介在物から決定されるミシュランポイントで１００とする量以下であることを特徴とする。

かかる発明によれば、生成した炭窒化物を母相に固溶させようとするのではなく、微細な炭窒化物自体の生成を抑制するものであり、粒界の融解や結晶粒の粗大化等で機械強度を損ねる恐れのある高温でのソーキング熱処理を経る必要がなく、高い被削性を得られるのである。

上記した発明において、Ｆｅ：１５〜３０％を更に含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、Ｎｉの一部をより安価なＦｅに置き換えて合金コストに優れるとともに高い被削性の高Ｎｉ耐熱合金を得られるのである。

上記した発明において、前記成分組成において、ミシュランポイントをＣ＋４．５Ｎに一次比例させるものであることを特徴としてもよい。また、Ｎ：０．００５０％以下であることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、Ｎ量の低減で効率よく、高い被削性を得られるのである。

上記した発明において、Ｐ：０．００５〜０．０１０％を更に含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、高温機械強度のうち、特に耐クリープ特性を向上させ得る。

本発明による高Ｎｉ耐熱合金の成分組成の例の一覧である。本発明による高Ｎｉ耐熱合金の製造方法の工程を示すフロー図である。ショットブラスト加工を示す斜視図である。溶製工程の一例を示す概要図である。Ｃ及びＮの含有量並びに高Ｎｉ耐熱合金の洗浄度の測定結果を示す表である（実施例１）。Ｃ及びＮの含有量並びに高Ｎｉ耐熱合金の洗浄度の測定結果を示す表である（実施例２、比較例１）。Ｃ及びＮの合計含有量の異なる合金１の断面を示す写真である。本発明による高Ｎｉ耐熱合金におけるＣ及びＮの合計含有量と洗浄度との関係を示すグラフである。Ｐの含有量とクリープ特性との関係を示すグラフである。旋削試験後の工具先端の写真である。本製造プロセスを適用し得る合金例についての成分組成一覧である。

本発明による１つの実施例としての高Ｎｉ耐熱合金について、図１乃至図１１を用いて説明する。

ここで対象とする高Ｎｉ耐熱合金は、後述するように、Ｎｉの母相であるγ相にγ′相やγ”相と称される微細な金属間化合物を分散析出させた析出硬化型合金であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの析出物形成元素を含む析出硬化型の高Ｎｉ耐熱合金である。

つまり、図１に示すように、高Ｎｉ耐熱合金は、Ｎｉとの間で金属間化合物を析出させるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂのいずれか1又は複数の添加を必須とし、その他にＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ等を所定の範囲で添加したＮｉを主たる成分とする合金である。ここで、「高Ｎｉ耐熱合金」とは、Ｎｉを質量％で５０％以上含む合金（図１の実施例１を参照）だけでなく、Ｎｉを概ね３０質量％以上５０％未満だけ含む合金（図１の実施例２を参照）の両方を意味するものとする。

図１の合金１乃至合金４に示すように、実施例１及び実施例２の高Ｎｉ耐熱合金は、質量％で、Ｃｒ：１４〜２５％、Ｍｏ：１５％以下、Ｃｏ：１５％以下、Ｃｕ：５％以下、Ａｌ及びＴｉをそれぞれ４％以下、Ｎｂを６％以下で、且つ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂを１．０％以上とし、残部Ｎｉとした成分組成を有する。ここで、少なくともＣ及びＮを含む不可避的不純物を含み、この不可避的不純物のＣを０．０１％以下とするとともに、炭窒化物として固定されているＮについて、後述するミシュランポイントで１００とする量以下とすることにより、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの各金属間化合物粒子のうちの１以上をＮｉ母相中に分散析出させて高温機械強度を高めたものである。このとき、例えば、図１の合金１や合金４に示すように、１５〜３０％のＦｅをさらに含んでもよい。

次に、上記した高Ｎｉ耐熱合金において、各添加元素の成分範囲を限定した理由を以下に簡単に述べる。

Ａｌ及びＴｉは、Ｎｉとの金属間化合物であるγ’相を生成し母相γ中に微細に分散析出して高温強度を高める。また、Ｎｂも、Ｎｉとの金属間化合物であるγ”相を生成し母相γ中に微細に分散析出して高温強度を高める。一方、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂは、炭化物や窒化物の生成能が高く、特に、溶製後に形成される非常に微細な炭窒化物は、高温強度にはそれほど大きな影響を与えないものの、切削加工時にバイト刃を急速に摩耗させて被削性を低下させる原因となる。これらを考慮して、質量％で、Ａｌ及びＴｉはそれぞれ４％以下とし、Ｎｂを６％以下とするとともに、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂは１．０％以上の範囲と規定される。

Ｃｒは、耐酸化性、耐食性、高温強度を高めるが、一方で、過剰に含有させると、合金中のＮｉの含有量を相対的に低下させ、高温強度が低下する。これらを考慮して、Ｃｒは、質量％で、１４〜２５％の範囲内とされる。

Ｍｏは、マトリクスに固溶してマトリクスを強化する。これらを考慮して、Ｍｏは、質量％で、１５％以下の範囲内、好ましくは０．１〜１０％の範囲内とされる。

Ｃｕは、塩化物イオンへの耐食性を高めるが、含有量が多過ぎると高温強度に影響を与える。これらを考慮して、Ｃｕを追加する場合には、質量％で、５％以下の範囲内とされる。

Ｃｏは、マトリクスに固溶してマトリクスを強化する。また、ＮｉとＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂとの金属間化合物の析出量を高め、その結果、合金の高温強度を高める。これらを考慮して、Ｃｏを追加する場合には、質量％で、１５％以下の範囲内とされる。

Ｆｅは、γ’相のＮｉを置換する。そのため、Ｎｉ量を低減させ得て、合金のコストを低廉化し得る。一方、過剰に含有させるとＮｉ量を少なくして所要の高温強度を得ることができなくなってしまう。これらを考慮して、Ｆｅを追加する場合には、質量％で、１５〜３０％の範囲内とされる。

図２乃至図４に沿って、上記した高Ｎｉ耐熱合金の製造プロセスの１つの実施例を示す。

溶製工程Ｓ１００は、図１に示したような成分組成を有する各種高Ｎｉ耐熱合金を不可避的不純物（ここでは、Ｃ及びＮ）の上限を管理しつつ溶製する。ここで、溶製工程Ｓ１００では、一般的に、図１に示したような成分組成に近い廃材（スクラップ原料）と成分調整用合金とを合わせて溶製を行う。なお、「廃材」とは、例えば、スクラップ市場に流通される寿命となった製品の廃棄材料や、合金材料あるいは製品を新規に製造した際に社内で発生する成分組成の管理された廃棄材料を意味する。そして、廃材のうち、後者の廃棄材料を「リターン材」と称し、不可避的不純物まで含めて成分管理をする点においてリターン材は好ましい。

まず、廃材と、Ｆｅ−ＮｂやＦｅ−Ｃｒ、Ｎｉ等の原料用合金を原料として準備する（原料準備工程：Ｓ１０１）。このとき、原料用合金においては、Ｃ及びＮの含有量の低いものを準備するとともに、廃材の表面の被膜を加工除去する除去工程を含む（皮膜除去工程：Ｓ１０１ａ）。上記したように、図１に示したような成分組成を有する各種高Ｎｉ耐熱合金の製造のためにこれに近い成分組成を有する合金は、表面に酸化皮膜とともに炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を含む化合物皮膜が形成されており、特に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの析出物形成元素を含むことで、窒化物あるいは炭窒化物を含みやすく、合金全体としてのＮ量を多くさせがちである。これらの皮膜を廃材の表面から除去することで、続く、溶融工程Ｓ１０２における溶解炉内での溶融前に、炭素Ｃや窒素Ｎの源となる不純物を除去し、最終的に製造される高Ｎｉ耐熱合金のＣ及びＮの含有量を低減できるのである。

被膜除去工程Ｓ１０１ａでは、図３に示すように、「ショットブラスト加工」を例示できる。ショットブラスト加工は、ノズル等の噴射機構１２から廃材１０の表面に、例えば、硬質の微粒子を含むブラスト流１４を噴射し、表面の噴射面１６に微粒子を衝突させて表面の化合物皮膜１０ｂを機械的に除去していく。そして、噴射機構１２を廃材１０に沿って移動させることにより、除去後表面１０ａを連続的に形成するものである。近年、高Ｎｉ耐熱合金は、複雑な形状の部材、例えば、石油掘削用ドリルなどにも使用されている。このような複雑形状の廃材１０であっても、その形状に適応するように治具などを作製する必要の無いショットブラスト加工においては、作業性に優れるのである。なお、廃材の表面から化合物皮膜を加工除去する任意の技術も適用し得る。

続いて、表面を加工除去した廃材１０と低Ｃ及び低Ｎに管理された原料用合金とを所定の温度まで加熱して真空溶解炉内で溶融させる（溶融工程：Ｓ１０２）。そして、必要に応じて追加の添加元素を投入する等の合金成分調整を行う（成分調整工程：Ｓ１０３）。その後、成分調整された溶湯を所定形状の鋳型に鋳込み、各種形状のインゴットを鋳造する（インゴット作製工程：Ｓ１０４）。

詳細には、図４に示すように、皮膜除去工程Ｓ１０１ａで表面の化合物皮膜を除去された廃材１０と原料用合金１１とをまとめて真空溶融炉の溶解室１７に投入し（図４（ａ）参照）、所定の温度まで加熱して溶融させる（図４（ｂ）参照）。その後、成分調整された溶湯Ｍを鋳型１８に鋳込み、各種形状のインゴット２０を鋳造するのである（図４（ｃ）参照）。

更に、インゴットにおける炭化物及び窒化物の残存をより抑制するよう、熱ダメージの許容される限りにおいて、ソーキング熱処理を適宜、行い得る。なお、Ｃ量を質量％で０．０１％以下とする極低量の場合は、溶製後の合金塊に炭化物の析出がごく微量となるため、Ｃ量を０．０１％超とする場合のみにソーキング熱処理工程を適用することが望ましい。

そして、インゴットは、鍛造加工や切削加工等を経て、また、適宜、二次溶解後に加工されて、最終製品に成形されるのである。このような製造プロセスにより製造された高Ｎｉ耐熱合金は、原料の溶製段階で、廃材の表面を加工除去する皮膜除去工程を実施することでインゴットにおける炭化物及び窒化物の析出を抑制し、結果として高Ｎｉ耐熱合金の被削性を向上できるのである。

なお、上記した高Ｎｉ耐熱合金の製造プロセスとしては、以下を特徴として挙げることができる。

少なくとも溶製工程を含む析出硬化型Ｎｉ基耐熱合金の製造方法であって、前記溶製工程は、Ｎｉ基合金からなる廃材を含む原料を準備する準備工程と、前記原料を炉内で溶融させる溶融工程と、前記炉内の合金溶湯の合金成分を調整する成分調整工程と、を含み、前記準備工程が前記廃材の表面を加工除去する除去工程を含むことを特徴とする。

前記廃材は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂのうちの少なくともいずれか１つを含み、これらの合計質量％で１％を超過して含むＮｉ基合金であることを特徴としてもよい。

前記除去工程は、前記廃材の表面の窒化物及び／又は炭窒化物を含む化合物皮膜を加工除去する工程であることを特徴としてもよい。

前記除去工程は、前記廃材の表面にショットブラスト加工を行う工程であることを特徴としてもよい。

前記溶製工程後に、生成した化合物粒を溶解させるソーキング熱処理工程を含むことを特徴としてもよい。

前記析出硬化型Ｎｉ基耐熱合金は、炭化物及び／又は窒化物の生成質量当量でＣよりもＮの大きい成分組成であることを特徴としてもよい。

次に、上記した高Ｎｉ耐熱合金の製造プロセスにより、具体的に高Ｎｉ耐熱合金を製造した具体例を以下に説明する。

まず、高Ｎｉ耐熱合金のリターン材を原料に使用した。ここで、最終的な合金の目標とされる化学成分としては、図１の合金１乃至合金５で示したものである。なお、合金５は、合金４と同様に約４４質量％のＮｉを含有するものの、Ｃｒを含有しない合金であり、比較例として用いた。

リターン材、及び、低Ｃ及び低Ｎに管理された原料用合金を原料として真空誘導溶解炉内に投入し加熱して溶融させた。その後、溶解炉内に上記した合金１乃至合金５の化学成分範囲となるように調整するための合金を入れ、成分調整を行って鋳型に鋳込んでインゴットとした。続いて、約１１００℃の温度で熱間鍛造して丸棒状に成形し、１０５０℃の温度で３０分間の熱処理を施してビレットを製造した。

ビレットから切り出したテストピースについて、炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量を測定するとともに、その被削性についての指標として、ミシュランポイントに基づく「清浄度」を測定した。その結果を図５及び図６に示すとともに、図７には合金１について、ミシュランポイントを測定するための合金の断面写真を示した。なお、図５及び図６に示すように、試験Ｎｏ．１、２、４、７、８、１０、１１、１３、１４では、原料として集められたリターン材について、溶融前にショットブラストによる表面の被膜除去工程を実施した。ショットブラストでは、平均粒径０．８ｍｍ、ＨＲＣ４０〜５０の硬さの鉄鋼粒子をリターン材表面に吹き付けた。

ここで、「清浄度」とは、合金組織中に含まれる炭化物や窒化物等の非金属介在物の度合いを示す「ミシュランポイント」により規定する。ここで、「ミシュランポイント」とは、ＡＳＴＭ−Ｅ４５に準拠した「ミシュラン法」により介在物の評価を行うための指標である。まず、被検面積６０．５ｍｍ^２の断面組織を４００倍で観察することにより、組織中に分散した縦横比（アスペクト比）が２以下かつ幅が５μｍ以上の非金属介在物の大きさを測定する。そして、測定した介在物について、その大きさ（長さ）が５μｍ以上１０μｍ未満のものには係数１、１０μｍ以上２０μｍ未満のものには係数５、２０μｍ以上のものには係数１０を、それぞれの個数に乗じ、これらの総和をミシュランポイント値とする。したがって、このミシュランポイント値が小さいほど観察視野での介在物が少ないため洗浄度は高いとの評価となり、ミシュランポイント値が大きいほど介在物が多いため洗浄度が低いとの評価となる。

＜実施例１＞
図５に示すように、Ｎｉを質量％で５０％以上含む合金において、合金１に対する３つのテストピースでは、炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量はそれぞれ質量％で、Ｃ：０．００３０〜０．０２５０％、Ｎ：０．００３０〜０．００８７％の範囲であり、このときの清浄度は４０〜３００であった、同様に、合金２に対する３つのテストピースでは、炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量はそれぞれ質量％で、Ｃ：０．００２０〜０．０３１０％、Ｎ：０．００２９〜０．０１１２％の範囲であり、清浄度は２０〜４００であった。また、合金３に対する３つのテストピースでは、炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量はそれぞれ質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．０６００％、Ｎ：０．００５０％の範囲であり、清浄度は２０〜１５０であった。

＜実施例２＞
図６に示すように、Ｎｉを概ね３０質量％以上５０％未満だけ含む合金において、合金４に対する３つのテストピースでは、炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量はそれぞれ質量％で、Ｃ：０．００５０〜０．０３００％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０％の範囲であり、このときの清浄度は１０〜１３０であった。

＜比較例１＞
また、同様に、Ｎｉを概ね３０質量％以上５０％未満だけ含むが、Ｃｒを含有しない合金において、合金５に対する４つのテストピースでは、炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量はそれぞれ質量％で、Ｃ：０．００２０〜０．００８０％、Ｎ：０．００１０〜０．００２４％であり、清浄度は５０〜５００であった。

図５及び図６に示すように、本実施例による高Ｎｉ耐熱合金は、溶製工程において廃材の表面に形成された化合物皮膜を除去することにより、Ｃ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．００５０質量％以下とするとともに、炭窒化物として固定されているＮについて、ＡＳＴＭ−Ｅ４５に準拠した評価手法により抽出される介在物から決定されるミシュランポイントを１００以下に抑制できることがわかった。また、図５及び図６に示すデータにおいて、Ｃ及びＮの含有量とミシュランポイント値に基づく清浄度とを対比すると、Ｃ：Ｎを１：４．５の比率で合計した合計値Ｘ（Ｘ＝Ｃ＋４．５Ｎ）と清浄度がほぼ比例関係にあることを見出した。

すなわち、図８に示すように、横軸に高Ｎｉ耐熱合金の炭素Ｃ及び窒素Ｎの含有量による（Ｃ＋４．５Ｎ）値を取り、縦軸にミシュランポイントに基づく清浄度を取ったグラフで示すと、合金１乃至合金５のすべてが、（Ｃ＋４．５Ｎ）の合計含有量とミシュランポイント値とがほぼ比例関係にあることがわかる。これにより、製造する高Ｎｉ耐熱合金に含まれる炭素Ｃと窒素Ｎとによる（Ｃ＋４．５Ｎ）の合計含有量を制御することで、当該高Ｎｉ耐熱合金のミシュランポイント値を予測することが可能となる。但し、合金５においては、（Ｃ＋４．５Ｎ）値の変化量に対するミシュランポイント値の変化量が大きく、ミシュランポイント値の予測においてその精度は合金１〜４に比べて低い。

また、高Ｎｉ耐熱合金の清浄度が高い（すなわちミシュランポイント値が小さい）ことは、組織中に含まれる介在物が少ないことを意味する。このように、清浄度の高い高Ｎｉ耐熱合金は被削性も高くなっていた。したがって、溶製工程で炭化物や窒化物等の化合物皮膜を除去してするとともに、上記した成分範囲でかつＸ値を抑制することにより、高い高温強度と被削性とを両立した高Ｎｉ耐熱合金を得ることができるのである。

例えば、合金１乃至合金４に対して、図８に示す清浄度（ミシュランポイント値）が１００以下となるようにＸ値を決定することにより、製造された高Ｎｉ耐熱合金の良好な被削性を得られる。

＜実施例３＞
図９には、上記した合金１に対するＰの含有量を、質量％で、０．００３％、０．００５％、０．０１０％、０．０１７％と変えたテストピースによるクリープ試験の結果を示す。クリープ試験においては、温度を６４９℃、荷重を応力で６８９ＭＰａとした。

同図に示すように、Ｐの含有量を増加させるとクリープ特性として破断時間及び伸びを共に向上させる傾向にあった。また、上記した合金４に対するＰの含有量を変えたテストピースにおいても、同様にＰを微量に含有させることでクリープ特性が向上した。つまり、上記した高Ｎｉ耐熱合金においては、高温クリープ特性の観点から、熱間加工性や製造性を損なわない範囲でＰを含有することが好ましく、その含有量は０．００５〜０．０１０質量％の範囲である。

＜旋削試験＞
図１０には、上記した合金２のビレットに超硬工具を用いた旋削試験を実施したときの工具先端の写真を示す。ここでは、旋削試験開始から１１分後の超硬工具先端を示した。なお、旋削試験の条件は、切削速度５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．４ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み深さ２．０ｍｍとした。

まず、図１０（ａ）に示すように、原料に含まれる廃材にショットブラスト加工を行わず、そのまま溶製した従来の製造方法で製造されたビレットでは、写真白矢印で示したように工具先端が大きく摩耗していた。

一方、図１０（ｂ）に示すように、廃材の化合物皮膜を除去する上記した製造プロセスで製造されたビレットでは、写真白矢印で示したように、超硬工具の摩耗が大幅に低減されていることが確認できる。つまり、本実施例による製造プロセスで製造された高Ｎｉ耐熱合金の方が同一の超硬工具に対する被削性に優れるという結果が得られた。

また、図１１には、上記した製造プロセスを適用可能な高Ｎｉ耐熱合金の例として合金Ａ〜合金Ｎを挙げるとともに、それぞれの最終的な目標とされる化学成分を示した。これらの合金においても良好な被削性を得られることを上記と同様な旋削試験において確認した。なお、Ｎｉを概ね３０質量％以上含む合金においては、同製造プロセスにおける同様の被削性向上の効果を得られるため、ここでいう高Ｎｉ耐熱合金にはＮｉを概ね３０質量％以上含む合金も含むものとする。

ところで、上記したような従来の製造方法では、真空誘導溶解炉の脱ガス処理の処理時間を長くしても得られるインゴットのＮ含有量を１００ｐｐｍ以下にすることは困難であった。他方、上記した製造プロセスによって得たインゴットのＮ含有量は、６０ｐｐｍ以下であって、ビレットにおいても同様のＮ含有量を維持していた。ここで、高Ｎｉ耐熱合金の化学成分と熱処理条件とを適切に選択することにより、Ｎ含有量を５０ｐｐｍ以下、好ましくは４０ｐｐｍ以下にまで低減でき、より超硬工具の摩耗を低減でき、被削性を高め得ることもわかった。

ここで、被削性に関しては、従来からＣ量を低減することでその向上が図られていた。これに対し、上記した旋削試験で示したように、Ｎ量も被削性に大きく影響を与えることが確認された。さらに、被削性に影響を与える炭化物や窒化物の量を合金断面の顕微鏡観察によって得ると、Ｃを所定量低減したときよりも、同量のＮを低減した方が炭化物や窒化物の量を大幅に低減できる傾向にあることも確認された。この傾向は、上記した析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金のいずれにおいても同様であった。つまり、炭化物及び／又は窒化物の生成質量当量でＣよりもＮの大きい成分組成を有する高Ｎｉ耐熱合金であれば、上記した製造プロセスを適用することで効果的に被削性を向上させ得るのである。

以上、本発明の代表的な実施例を説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではなく、当業者であれば、本発明の主旨又は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であろう。

１０廃材
１０ｂ化合物皮膜
１２噴射機構
１４ブラスト流
１６噴射面

Claims

質量％で、
Ｃｒ：１４〜２５％、
Ｍｏ：１５％以下、
Ｃｏ：１５％以下、
Ｃｕ：５％以下、
Ａｌ及びＴｉをそれぞれ４％以下、Ｎｂを６％以下で、且つ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂを１．０％以上とし、少なくともＣ及びＮを含む不可避的不純物及び残部Ｎｉとした成分組成を有し、
Ｃ：０．０１％以下とするとともに、炭窒化物として固定されているＮについて、ＡＳＴＭ−Ｅ４５に準拠した評価手法により抽出される介在物から決定されるミシュランポイントで１００とする量以下であることを特徴とする析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金。
Ｆｅ：１５〜３０％を更に含むことを特徴とする請求項１記載の析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金。
前記成分組成において、ミシュランポイントをＣ＋４．５Ｎに一次比例させるものであることを特徴とする請求項１又は２に記載の析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金。
Ｐ：０．００５〜０．０１０％を更に含むことを特徴とする請求項１乃至３のうちの１つに記載の析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金。
Ｎ：０．００５０％以下であることを特徴とする請求項１乃至４のうちの１つに記載の析出硬化型高Ｎｉ耐熱合金。