JP2019035144A - Ｎｉ基合金部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】強析出強化Ni基合金材を用い、従来よりも低コストで製造可能なNi基合金部材の製造方法を提供する。【解決手段】Ni基合金部材の製造方法であって、該Ni基合金部材は、母相となるγ相中に析出するγ’相の700℃における平衡析出量が30〜80体積％となる化学組成を有し、前記製造方法は、前記化学組成を有するNi基合金粉末を用意する合金粉末用意工程と、前記Ni基合金粉末を用いて前記γ相の平均結晶粒径が50μm以下の前駆体を形成する前駆体形成工程と、前記前駆体に対して、前記γ’相の固溶温度以上で前記γ相の融点未満の温度に加熱して前記γ’相を前記γ相中に固溶させた後、当該温度から前記γ’相の前記固溶温度より50℃以上低い温度まで100℃／h以下の冷却速度で徐冷する熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が50μm以下の前記γ相の結晶粒の粒界上に前記γ’相を20体積％以上析出させた軟化体を作製する軟化熱処理工程と、を有することを特徴とする。【選択図】図２

Description

本発明は、Ni（ニッケル）基合金部材の製造方法に関し、特に、タービン部材などの高温部材に好適な高温での機械的特性に優れるNi基合金部材の製造方法に関するものである。

航空機や火力発電プラントのタービン（ガスタービン、蒸気タービン）において、熱効率向上を目指した主流体温度の高温化は一つの技術トレンドになっており、タービン高温部材における高温の機械的特性の向上は、重要な技術課題である。最も過酷な環境に曝されるタービン高温部材（例えば、タービン動翼、タービン静翼、ロータディスク、燃焼器部材、ボイラー部材）は、運転中の回転遠心力や振動や起動／停止に伴う熱応力を繰り返し受けることから、機械的特性（例えば、クリープ特性、引張特性、疲労特性）の向上は大変重要になる。

要求される種々の機械的特性を満たすため、タービン高温部材の材料としては、析出強化Ni基合金材が広く利用されている。特に高温特性が重要になる場合は、母相となるγ（ガンマ）相中に析出させるγ’（ガンマ プライム）相（例えばNi₃(Al,Ti)相）の比率を高めた強析出強化Ni基合金材（例えば、γ’相を30体積％以上析出させるNi基合金材）が使用される。

主たる製造方法としては、タービン動翼やタービン静翼のような部材では、クリープ特性の観点から、従来から精密鋳造法（特に、一方向凝固法、単結晶凝固法）が用いられてきた。一方、タービンディスクや燃焼器部材では、引張特性や疲労特性の観点から、しばしば熱間鍛造法が用いられてきた。

ただし、析出強化Ni基合金材は、高温部材の高温特性をより高めるためにγ’相の体積率を更に高めようとすると、加工性・成形性が悪化して、高温部材の製造歩留まりが低下する（すなわち製造コストが増大する）という弱点があった。そのため、高温部材の特性向上の研究と並行して、該高温部材を安定して製造する技術の研究も種々行われてきた。

例えば、特許文献１（特開平9-302450）には、制御された結晶粒度を有するNi基超合金物品を鍛造用プリフォームから製造する方法であって、γ相とγ’相との混合物を含むミクロ組織、再結晶温度及びγ’ソルバス温度を有するNi基超合金プリフォームを準備し（ここで、γ’相はNi基超合金の少なくとも30容量％を占める）、約1600°F以上であるがγ’ソルバス温度よりは低い温度で、歪み速度を毎秒約0.03〜約10として前記超合金プリフォームを熱間金型鍛造し、得られた熱間金型鍛造超合金工作物を等温鍛造して加工済物品を形成し、こうして仕上げた物品をスーパーソルバス熱処理して略ASTM 6〜8の実質的に均一な粒子ミクロ組織を生成させ、物品をスーパーソルバス熱処理温度から冷却する、ことからなる方法が開示されている。

特開平９−３０２４５０号公報 特許第５８６９６２４号公報

特許文献１によると、γ’相の体積率が高いNi基合金材であっても、ひび割れさせることなく高い製造歩留まりで鍛造品を製造できるとされている。しかしながら、特許文献１の技術は、低ひずみ速度による超塑性変形の熱間鍛造工程およびその後に等温鍛造工程を行うことから、特殊な製造装置が必要であるとともに長いワークタイムを必要とする（すなわち、装置コストおよびプロセスコストが高い）という弱点がある。

工業製品に対しては、当然のことながら低コスト化の強い要求があり、製品を低コストで製造する技術の確立は、最重要課題のうちの一つである。

例えば、特許文献２（特許第5869624）には、γ’相の固溶温度が1050℃以上であるNi基合金からなるNi基合金軟化材の製造方法であって、次の工程で軟化処理を実施するためのNi基合金素材を準備する素材準備工程と、前記Ni基合金素材を軟化させて加工性を向上させる軟化処理工程と、を含み、前記軟化処理工程は、前記γ’相の固溶温度未満の温度領域でなされる工程であり、前記Ni基合金素材を前記γ’相の固溶温度未満の温度で熱間鍛造する第１の工程と、前記γ’相の固溶温度未満の温度から100℃／h以下の冷却速度で徐冷をすることにより前記Ni基合金の母相であるγ相の結晶粒の粒界上に析出した非整合なγ’相の結晶粒の量を増加させて20体積％以上としたNi基合金軟化材を得る第２の工程と、を含むことを特徴とするNi基合金軟化材の製造方法、が開示されている。特許文献２で報告された技術は、強析出強化Ni基合金材を低コストで加工・成形できるという点で画期的な技術と思われる。

ただし、γ’相の体積率が45体積％以上のような超強析出強化Ni基合金材（例えば、γ’相を45〜80体積％析出させるNi基合金材）では、γ’相の固溶温度未満の温度（γ相とγ’相との二相共存の温度領域）で熱間鍛造する工程において、通常の鍛造設備を用いた場合にプロセス中の温度低下（それによるγ’相の望まない析出）に起因して製造歩留まりが低下し易い。

近年における省エネルギーおよび地球環境保護の観点から、タービンの熱効率向上を目指した主流体温度の高温化や、タービン翼の長尺化によるタービンの高出力化は、今後ますます進展するものと思われる。それは、タービン高温部材の使用環境が今後ますます厳しくなることを意味し、タービン高温部材には、更なる機械的特性の向上が要求される。一方、前述したように、工業製品の低コスト化は最重要課題のうちの一つである。

本発明は、かかる問題に鑑みてなされたものであり、その目的は、強析出強化Ni基合金材を用い、従来よりも高い製造歩留まりで（すなわち、従来よりも低コストで）製造可能なNi基合金部材の製造方法を提供することにある。

本発明の一態様は、Ni基合金部材の製造方法であって、
前記Ni基合金部材は、母相となるγ相中に析出するγ’相の700℃における平衡析出量が30体積％以上80体積％以下となる化学組成を有し、
前記製造方法は、
前記化学組成を有するNi基合金粉末を用意する合金粉末用意工程と、
前記Ni基合金粉末を用いて前記γ相の平均結晶粒径が50μm以下の前駆体を形成する前駆体形成工程と、
前記前駆体に対して、前記γ’相の固溶温度以上で前記γ相の融点未満の温度に加熱して前記γ’相を前記γ相中に固溶させた後、当該温度から前記γ’相の前記固溶温度より50℃以上低い温度まで100℃／h以下の冷却速度で徐冷する熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が50μm以下の前記γ相の結晶粒の粒界上に前記γ’相を20体積％以上析出させた軟化体を作製する軟化熱処理工程と、を有することを特徴とするNi基合金部材の製造方法、を提供するものである。

本発明は、上記のNi基合金部材の製造方法において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（i）前記化学組成は、5質量％以上25質量％以下のCr（クロム）と、0質量％超30質量％以下のCo（コバルト）と、1質量％以上8質量％以下のAl（アルミニウム）と、合計1質量％以上10質量％以下のTi（チタン）、Nb（ニオブ）およびTa（タンタル）と、10質量％以下のFe（鉄）と、10質量％以下のMo（モリブデン）と、8質量％以下のW（タングステン）と、0.1質量％以下のZr（ジルコニウム）と、0.1質量％以下のB（ホウ素）と、0.2質量％以下のC（炭素）と、2質量％以下のHf（ハフニウム）と、5質量％以下のRe（レニウム）と、0.003質量％以上0.05質量％以下のO（酸素）とを含有し、残部がNiおよび不可避不純物からなる。
（ii）前記Ni基合金粉末は、平均粒径が5μm以上250μm以下である。
（iii）前記合金粉末用意工程は、前記Ni基合金粉末を形成するアトマイズ素工程を含む。
（iv）前記前駆体形成工程は、前記Ni基合金粉末を用いた熱間等方圧プレス法を含む。
（v）前記γ’相の前記固溶温度は、1110℃以上である。
（vi）前記Ni基合金部材は、前記γ’相の700℃における前記平衡析出量が45体積％以上80体積％以下となる化学組成を有する。
（vii）前記軟化体は、室温のビッカース硬さが370 Hv以下である。
（viii）前記軟化熱処理工程の後に、
前記軟化体に対して、熱間加工、温間加工、冷間加工および／または機械加工を施して所望の形状を有する成形加工体を形成する成形加工工程と、
前記成形加工体に対して、前記粒界上の前記γ’相を10体積％以下にする溶体化熱処理を施した後に、前記γ相の結晶粒内に30体積％以上の前記γ’相を析出させる時効熱処理を施す溶体化−時効熱処理工程と、を更に有する。

本発明によれば、強析出強化Ni基合金材を用い、従来よりも低コストで製造可能なNi基合金部材の製造方法を提供することができる。

析出強化Ni基合金材中のγ相とγ’相との関係を示す模式図であり、（ａ）γ相の結晶粒内にγ’相が析出する場合、（ｂ）γ相の結晶粒の粒界上にγ’相が析出する場合である。 本発明に係るNi基合金部材の製造方法の工程例を示すフロー図である。 本発明に係る製造方法におけるNi基合金材の微細組織の変化例を示す模式図である。

［本発明の基本思想］
本発明は、特許文献２（特許第5869624）に記載されたγ’相析出Ni基合金材における析出強化／軟化のメカニズムをベースにしている。図１は、析出強化Ni基合金材中のγ相とγ’相との関係を示す模式図であり、（ａ）γ相の結晶粒内にγ’相が析出する場合、（ｂ）γ相の結晶粒の粒界上にγ’相が析出する場合である。

図１（ａ）に示したように、γ相の結晶粒内にγ’相が析出する場合、γ相を構成する原子1とγ’相を構成する原子2とが整合界面3を構成する（γ相に格子整合しながらγ’相が析出する）。このようなγ’相を粒内γ’相と称する（整合γ’相と称する場合もある）。粒内γ’相は、γ相と整合界面3を構成するが故にγ相内での転位の移動を妨げると考えられ、それにより、Ni基合金材の機械的強度を向上させていると考えられる。

一方、図１（ｂ）に示したように、γ相の結晶粒の粒界上に（言い換えると、γ相の結晶粒の間に）γ’相が析出する場合、γ相を構成する原子1とγ’相を構成する原子2とは非整合界面4を構成する（γ相と格子整合しない状態でγ’相が析出する）。このようなγ’相を粒界γ’相と称する（粒間γ’相や非整合γ’相と称する場合もある）。粒界γ’相は、γ相と非整合界面4を構成するためγ相内での転位の移動を妨げない。その結果、粒界γ’相は、Ni基合金材の強化にほとんど寄与しないと考えられる。これらのことから、Ni基合金成形体において、粒内γ’相の代わりに粒界γ’相を積極的に析出させれば、該合金成形体が軟化した状態となり加工性を飛躍的に向上させることができる。

本発明は、特許文献２のようにγ相／γ’相の二相共存温度領域における熱間鍛造によって粒界γ’相を析出させるのではなく、Ni基合金粉末から出発して微細結晶粒（例えば、平均結晶粒径50μm以下）からなるNi基合金前駆体を用意し、該前駆体に対して所定の熱処理を施すことにより粒界γ’相を20体積％以上析出させた軟化体を作製するところに大きな特徴がある。当該Ni基合金前駆体がキーポイントの一つと考えられる。

γ’相の析出には、基本的にγ’相を形成する原子の拡散・再配列が必要であるため、鋳造材のようにγ相結晶粒が大きい場合には、通常、原子の拡散・再配列の距離が短くて済むγ相結晶粒内にγ’相が優先的に析出すると考えられる。なお、鋳造材であってもγ相結晶の粒界上にγ’相が析出することを否定するものではない。

一方、γ相結晶粒が微細になると、結晶粒界までの距離が短くなる上に、結晶粒の体積エネルギーに比して粒界エネルギーが高くなることから、γ’相形成原子がγ相の結晶粒内で固相拡散し再配列するよりも、γ相の結晶粒界上を拡散し該粒界上で再配列する方がエネルギー的に有利になり優先して起こり易くなると考えられる。

ここで、γ相の結晶粒界上でのγ’相形成を促進するためには、少なくともγ’相形成原子が拡散し易い温度領域（例えば、γ’相の固溶温度近傍）においてγ相結晶粒を微細な状態に維持する（言い換えると、γ相結晶粒の粒成長を抑制する）ことが重要になる。そこで、本発明者等は、γ’相の固溶温度以上の温度領域であってもγ相結晶粒の粒成長を抑制する技術について鋭意研究を行った。

その結果、所定量の酸素成分を制御して含有させたNi基合金粉末を用意すること、および当該Ni基合金粉末を用いてNi基合金前駆体を形成することによって、γ’相の固溶温度以上の温度まで昇温してもγ相結晶粒の粒成長を抑制できることを見出した。さらに、微細結晶粒からなる当該Ni基合金前駆体に対して、γ’相固溶温度以上の温度から徐冷することによって、γ相の微細結晶の粒界上に非整合γ’相を積極的に析出・成長させられることを見出した。本発明は該知見に基づくものである。

以下、図面を参照しながら、本発明に係る実施形態を説明する。ただし、本発明はここで取り上げた実施形態に限定されることはなく、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。

［Ni基合金部材の製造方法］
図２は、本発明に係るNi基合金部材の製造方法の工程例を示すフロー図である。図２に示したように、本発明に係るNi基合金部材の製造方法は、概略的に、所定の化学組成を有するNi基合金粉末を用意する合金粉末用意工程（S1）と、該Ni基合金粉末を用いて前駆体を形成する前駆体形成工程（S2）と、該前駆体に対して所定の熱処理を施すことにより粒界γ’相を20体積％以上析出させた軟化体を作製する軟化熱処理工程（S3）と、該軟化体に対して熱間加工、温間加工、冷間加工および／または機械加工を施して所望の形状を有する成形加工体を形成する成形加工工程（S4）と、該成形加工体に対して粒界γ’相をγ相中に固溶させる溶体化熱処理およびγ相の結晶粒内に粒内γ’相を析出させる時効熱処理を施す溶体化−時効熱処理工程（S5）と、を有する。

図３は、本発明に係る製造方法におけるNi基合金材の微細組織の変化例を示す模式図である。まず、合金粉末用意工程によって用意するNi基合金粉末は、平均粒径が250μm以下の粉末であり、基本的に、母相であるγ相と該γ相内に析出したγ’相とからなる。なお、Ni基合金粉末の粒子は、１粒子がγ相の１結晶粒からなるものと、１粒子がγ相の多結晶粒からなるものとが混在していると考えられる。

次に、前駆体形成工程によって得られる前駆体も、基本的に、母相であるγ相と該γ相の結晶粒内に析出した粒内γ’相とからなる。なお、前駆体の形成条件（例えば、形成温度、冷却速度）によっては、γ相の結晶粒界上に粒界γ’相も析出する場合がある。

次に、前駆体をγ’相の固溶温度以上でγ相の融点未満の温度まで加熱昇温する。加熱温度がγ’相の固溶温度以上になると、熱平衡的には全てのγ’相がγ相中に固溶してγ相単相となる。ただし、本発明においては、この段階でγ相の平均結晶粒径が50μm以下の状態を維持することが重要である。

次に、当該加熱温度から100℃／h以下の冷却速度で徐冷すると、平均結晶粒径が50μm以下のγ相の結晶粒界上に20体積％以上の粒界γ’相が析出した軟化体が得られる。軟化体は、粒内γ’相の析出量が十分に少ないことから析出強化のメカニズムが作用せず、成形加工性が飛躍的に向上した状態となる。

図３中には図示していないが、次に、軟化体に対して所望の形状になるように成形加工を行って成形加工体を形成する。その後、所望形状を有する成形加工体に対して、大部分の粒界γ’相をγ相中に固溶させる（例えば、粒界γ’相を10体積％以下にする）溶体化熱処理を施し、続いてγ相の結晶粒内に粒内γ’相を30体積％以上析出させる時効熱処理を施す。その結果、所望形状を有しかつ十分に析出強化された強析出強化Ni基合金部材が得られる。

前述したように、特許文献２の技術は、整合γ’相（粒内γ’相）を意図的に残しながら非整合γ’相（粒界γ’相、粒間γ’相）を析出させた軟化体を作製するため、精度の高い制御が必要になる。これに対し、本発明の製造方法は、粒内γ’相を一旦消失させた後に粒界γ’相を析出させた軟化体を作製する。本発明では、難度の低い前駆体形成工程S2と難度の低い軟化熱処理工程S3との組合せによって軟化体を得られることから、特許文献２の技術よりも汎用性が高く、製造プロセス全体としての低コスト化が可能である。特に、γ’相の体積率が45体積％以上のような超強析出強化Ni基合金部材の製造に効果的である。

以下、上記S1〜S5の各工程についてより詳細に説明する。

（合金粉末用意工程S1）
本工程S1は、所定の化学組成を有する（特に、所定量の酸素成分を意図的に含有させた）Ni基合金粉末を用意する工程である。Ni基合金粉末を用意する方法・手法としては、基本的に従前の方法・手法を利用できる。例えば、所定の化学組成となるように原料を混合・溶解・鋳造して母合金塊（マスターインゴット）を作製する母合金塊作製素工程（S1a）と、該母合金塊から合金粉末を形成するアトマイズ素工程（S1b）とを行えばよい。

酸素含有量の制御はアトマイズ素工程S1bで行うことが好ましい。アトマイズ方法は、Ni基合金中の酸素含有量を制御する以外は従前の方法・手法を利用できる。例えば、アトマイズ雰囲気中の酸素量（酸素分圧）を制御しながらのガスアトマイズ法や遠心力アトマイズ法を好ましく用いることができる。

Ni基合金粉末における酸素成分の含有量（含有率と称する場合もある）は、0.003質量％（30 ppm）以上0.05質量％（500 ppm）以下が望ましく、0.005質量％以上0.04質量％以下がより望ましく、0.007質量％以上0.02質量％以下が更に望ましい。0.003質量％未満ではγ相結晶の粒成長抑制の効果が少なく、0.05質量％超含有すると最終的なNi基合金部材の機械的強度や延性を低下させる。なお、酸素原子は、粉末粒子の内部に固溶したり表面や内部で酸化物の核を生成したりしていると考えられる。

強析出強化の観点および非整合γ’相粒の形成の効率化の観点から、Ni基合金の化学組成としては、γ’相の固溶温度が1000℃以上となるものを採用することが好ましく、1050℃以上となるものを採用することがより好ましく、1110℃以上となるものを採用することが更に好ましい。酸素成分以外の化学組成の詳細については後述する。

Ni基合金粉末の粒度は、平均粒径で、5μm以上250μm以下が好ましく、10μm以上150μm以下がより好ましく、10μm以上50μm以下が更に好ましい。合金粉末の平均粒径が5μm未満になると、次工程S2のハンドリング性が低下するとともに、次工程S2中に粉末粒子同士が合体し易くなって前駆体の平均結晶粒径の制御が難しくなる。また、合金粉末の平均粒径が250μm超になっても、前駆体の平均結晶粒径の制御が難しくなる。Ni基合金粉末の平均粒径は、例えば、レーザ回折式粒度分布測定装置を用いて測定することができる。

なお、前述したように、Ni基合金粉末の粒子は、１粒子がγ相の１結晶粒からなるものと、１粒子がγ相の多結晶粒からなるものとが混在していると考えられ、合金粉末におけるγ相の平均結晶粒径としては5μm以上50μm以下が好ましい。

（前駆体形成工程S2）
本工程S2は、前工程S1で用意したNi基合金粉末を用いて平均結晶粒径が50μm以下の前駆体を形成する工程である。緻密な前駆体を低コストで形成できる限り、方法・手法に特段の限定はなく、従前の方法・手法を利用できる。例えば、熱間等方圧プレス法（HIP法）を好適に利用できる。金属粉末積層造形法（AM法）を利用してもよい。なお、低コスト化の観点から、特許文献１（特開平9-302450）に記載されたような低ひずみ速度による超塑性変形の熱間鍛造法は利用しないことが好ましい。

得られた前駆体は、図３に示したように基本的に母相であるγ相と該γ相の結晶粒内に析出した粒内γ’相とからなる。粒内γ’相に加えて、γ相の結晶粒界上に粒界γ’相が少し析出する場合もある。前駆体の平均結晶粒径は、微細組織観察および画像解析（例えば、ImageJ、National Institutes of Health（NIH）開発のパブリックドメインソフトウェア）により測定することができる。

（軟化熱処理工程S3）
本工程S3は、前工程S2で用意したNi基合金前駆体に対して、γ’相の固溶温度以上の温度に加熱してγ’相をγ相中に一旦固溶させた後、当該温度から徐冷することで粒界γ’相を生成・増加させて軟化体を作製する工程である。本工程中におけるγ相結晶粒の望まない粗大化をできるだけ抑制するため、徐冷開始温度は、γ相の固相線温度未満が好ましく、γ’相の固溶温度より25℃高い温度以下がより好ましく、γ’相の固溶温度より20℃高い温度以下が更に好ましい。

なお、γ相の固相線温度が「γ’相の固溶温度＋25℃」や「γ’相の固溶温度＋20℃」よりも低い場合は、当然のことながら「γ相の固相線温度未満」を優先する。

また、本工程S3においては、粒内γ’相が完全に消失せず、わずかに残存することまでを否定するものではない。例えば、粒内γ’相の残存量が5体積％以下であれば、後の成形工程における成形加工性を強く阻害するものではないことから許容される。粒内γ’相の残存量は、3体積％以下がより好ましく、1体積％以下が更に好ましい。

ここで、特許文献２の技術においては、溶解・鋳造・鍛造プロセスで得られるNi基合金鍛造素材をγ’相の固溶温度以上に加熱昇温すると、γ相結晶の粒界移動をピン止めしていたγ’相が消失するため、γ相結晶粒の急激な粗大化が生じる。その結果、本工程S3のように加熱昇温後に徐冷を行っても、粒界γ’相の析出・成長はほとんど促進されない。

これに対し、本発明においては、合金粉末用意工程S1で用意したNi基合金粉末が、合金組成として酸素成分を従来のNi基合金よりも多く含有している（酸素成分を多く含有するように制御されている）。そして、そのような合金粉末を用いて形成した前駆体は、該前駆体の形成過程において、含有する酸素原子が合金の金属原子と化合して局所的な酸化物を形成すると考えられる。

このとき形成した酸化物はγ相結晶粒の粒界移動（すなわち粒成長）を抑制すると考えられる。すなわち、本工程S3においてγ’相を消失させても、γ相結晶粒の粗大化を防げると考えられる。

徐冷過程における冷却速度は低くする方が粒界γ’相の析出・成長に優位となる。冷却速度は、100℃／h以下が好ましく、50℃／h以下がより好ましく、10℃／h以下が更に好ましい。冷却速度が100℃／hより高いと、粒内γ’相が優先析出して、本発明の作用効果を得ることができない。

γ’相固溶温度が比較的低い1000℃以上1110℃以下の場合、徐冷過程の終了温度は、γ’相固溶温度から50℃以上低い温度が好ましく、γ’相固溶温度から100℃以上低い温度がより好ましく、γ’相固溶温度から150℃以上低い温度が更に好ましい。また、γ’相固溶温度が比較的高い1110℃超の場合、徐冷過程の終了温度は、γ’相固溶温度から100℃以上低い温度が好ましく、γ’相固溶温度から150℃以上低い温度がより好ましく、γ’相固溶温度から200℃以上低い温度が更に好ましい。より具体的には、1000℃以下800℃以上の温度まで徐冷することが好ましい。徐冷終了温度からの冷却は、冷却中の粒内γ’相の析出を抑制するため（例えば、粒内γ’相の析出量を5体積％以下とするため）冷却速度が高い方が好ましく、例えば、水冷やガス冷が好ましい。

前述したように、析出強化Ni基合金材の強化機構は、γ相とγ’相とが整合界面を形成することで強化に寄与するというものであり、非整合界面は強化に寄与しない。すなわち、粒内γ’相（整合γ’相）の量を減少させ、粒界γ’相（粒間γ’相、非整合γ’相）の量を増加させることで、優れた成形加工性を有する軟化体を得ることができる。

より具体的には、優れた成形加工性を確保するため、粒内γ’相の残存量を5体積％以下とし、粒界γ’相の析出量を20体積％以上とすることが好ましい。粒界γ’相の析出量は30体積％以上がより好ましい。γ’相の析出量は、微細組織観察および画像解析（例えば、ImageJ）により測定することができる。

成形加工性の指標としては、軟化体の室温におけるビッカース硬さ（Hv）を採用することができる。本工程S3を行うことで得られるNi基合金軟化体は、γ’相の700℃における平衡析出量が50体積％以上となるような超強析出強化Ni基合金材であっても、室温ビッカース硬さが370 Hv以下のものを得ることができる。当該室温ビッカース硬さが350 Hv以下となるようにすることがより好ましく、330 Hv以下となるようにすることが更に好ましい。

（成形加工工程S4）
本工程S4は、前工程S3で用意したNi基合金軟化体に対して、所望の形状となるように成形加工を施して成形加工体を形成する工程である。このときの成形加工方法に特段の限定はなく、低コストの従前の塑性加工（例えば、熱間・温間・冷間塑性加工）や機械加工（例えば、切削加工）を利用することができる。また、摩擦攪拌接合などの固相接合を利用することもできる。

言い換えると、前工程S3で用意した軟化体は、370 Hv以下の室温ビッカース硬さを有することから、成形加工にあたって、恒温鍛造設備を用いた超塑性加工のような高コストの加工方法を利用する必要がない。本工程S4における成形加工の容易性は、装置コストの低減、プロセスコストの低減、製造歩留まりの向上（すなわち、Ni基合金部材の製造コストの低減）につながる。

（溶体化−時効熱処理工程S5）
本工程S5は、前工程S4で用意したNi基合金成形加工体に対して、粒界γ’相をγ相中に固溶させる溶体化熱処理およびγ相の結晶粒内に粒内γ’相を再析出させる時効熱処理を施す工程である。溶体化熱処理および時効熱処理の条件に特段の限定はなく、当該Ni基合金部材の使用環境に合せた条件を適宜適用することができる。

なお、本工程S5においては、粒界γ’相が完全に消失せず、わずかに残存することまでを否定するものではない。例えば、Ni基合金部材に要求される機械的強度を満たすための粒内γ’相の析出量（例えば、30体積％以上）が確保されれば、10体積％以下の範囲の粒界γ’相の残存が許容される。言い換えると、本工程S5の溶体化−時効熱処理は、粒界γ’相が10体積％以下となるように溶体化熱処理を施した後に、粒内γ’相が30体積％以上となるように時効熱処理を施すものである。また、粒界γ’相の少量の残存は、本発明の強析出強化Ni基合金部材において延性・靭性を向上させる副次的な作用効果がある。

本工程S5を行うことにより、所望の機械的特性を有する強析出強化Ni基合金部材を得ることができる。得られたNi基合金部材は、次世代のタービン高温部材（例えば、タービン動翼、タービン静翼、ロータディスク、燃焼器部材、ボイラー部材）として好適に利用できる。

（Ni基合金部材の化学組成）
本発明で用いるNi基合金材の化学組成について説明する。当該Ni基合金材は、700℃におけるγ’相の平衡析出量が30体積％以上80体積％以下となる化学組成を有する。具体的には、質量％で、5％以上25％以下のCr、0％超30％以下のCo、1％以上8％以下のAl、TiとNbとTaの総和が1％以上10％以下、10％以下のFe、10％以下のMo、8％以下のW、0.1％以下のZr、0.1％以下のB、0.2％以下のC、2％以下のHf、および5％以下のRe、および0.003％以上0.05％以下のOを含有し、残部がNiおよび不可避不純物である化学組成が好ましい。以下、各成分について説明する。

Cr成分は、γ相中に固溶すると共に、Ni基合金材の実使用環境下で表面に酸化物被膜（Cr₂O₃）を形成して耐食性と耐酸化性とを向上させる効果がある。タービン高温部材へ適用するためには、5質量％以上の添加が必須である。一方、過剰の添加は有害相の生成を助長するため、25質量％以下とすることが好ましい。

Co成分は、Niに近い元素でありNiと置換する形でγ相中に固溶し、クリープ強度を向上させると共に耐食性を向上させる効果がある。さらに、γ’相の固溶温度を下げる効果もあり、高温延性を向上する。ただし、過剰の添加は有害相の生成を助長するため、0％超30質量％以下とすることが好ましい。

Al成分は、Ni基合金の析出強化相であるγ’相を形成するための必須成分である。さらに、Ni基合金材の実使用環境下で表面に酸化物被膜（Al₂O₃）を形成することで耐酸化性と耐食性との向上に寄与する。所望のγ’相析出量に応じて、1質量％以上8質量％以下とすることが好ましい。

Ti成分、Nb成分およびTa成分は、Al成分と同様にγ’相を形成し高温強度を向上させる効果がある。また、Ti成分およびNb成分は、耐食性を向上させる効果もある。ただし、過剰の添加は有害相の生成を助長するため、Ti、NbおよびTa成分の総和を1質量％以上10質量％以下とすることが好ましい。

Fe成分は、Co成分やNi成分と置換することで、合金の材料コストを低減する効果がある。ただし、過剰の添加は有害相の生成を助長するため、10質量％以下とすることが好ましい。

Mo成分およびW成分は、γ相中に固溶して高温強度を向上させる（固溶強化する）効果があり、少なくともどちらかは添加することが好ましい成分である。また、Mo成分は、耐食性を向上させる効果もある。ただし、過剰の添加は有害相の生成を助長したり延性や高温強度を低下させたりするため、Mo成分は10質量％以下、W成分は8質量％以下とすることが好ましい。

Zr成分、B成分およびC成分は、γ相の結晶粒界を強化して（γ相の結晶粒界に垂直な方向の引張強さを強化して）、高温延性やクリープ強度を向上させる効果がある。ただし、過剰の添加は成形加工性を悪化させるため、Zr成分は0.1質量％以下、Bは0.1質量％以下、Cは0.2質量％以下とすることが好ましい。

Hf成分は、耐酸化性を向上させる効果がある。ただし、過剰の添加は有害相の生成を助長するため、2質量％以下とすることが好ましい。

Re成分は、γ相の固溶強化に寄与すると共に、耐食性の向上に寄与する効果がある。ただし、過剰の添加は有害相の生成を助長する。また、Reは高価な元素であるため、添加量の増加は合金の材料コストを増加するデメリットがある。よって、Reは5質量％以下とすることが好ましい。

O成分は、通常は不純物として扱われ、できるだけ低減しようとする成分であるが、本発明においては、前述したようにγ相結晶の粒成長を抑制して非整合γ’相粒の形成を促進するための必須成分である。O含有量は、0.003質量％以上0.05質量％以下とすることが好ましい。

Ni基合金材の残部成分は、Ni成分およびO成分以外の不可避不純物となる。O成分以外の不可避不純物としては、例えば、N（窒素）、P（リン）、S（硫黄）が挙げられる。

以下、種々の実験により本発明をさらに具体的に説明する。ただし、本発明はこれらの実験に限定されるものではない。

［実験１］
（実施例１〜８および比較例１〜６のNi基合金前駆体の作製）
表１の実施例１〜８および比較例１〜６に示した化学組成となるように、原料を混合・溶解・鋳造してマスターインゴット（10 kg）を用意した。溶解は真空誘導加熱溶解法により行った。次に、得られたマスターインゴットを再溶解し、アトマイズ雰囲気中の酸素分圧を制御しながらのガスアトマイズ法によりNi基合金粉末を用意した。

得られたNi基合金粉末を分級して粒径が10〜50μmの範囲の合金粉末を選別し、当該合金粉末を用いて熱間等方圧プレス法（HIP法）によりHIP成形体を用意した。HIP条件は100 MPa、1160〜1200℃、3時間保持とした。次に、得られたHIP成形体に対して放電加工を施して、円柱形状（直径15 mm）のNi基合金前駆体を用意した。

［実験２］
（比較例７〜８のNi基合金前駆体の作製）
実験１と同様にして、表１の比較例７〜８に示した化学組成となるように、原料を混合・溶解・鋳造してマスターインゴット（10 kg）を用意した。次に、得られたマスターインゴットに対して、均質化熱処理を施した後に、熱間鍛造加工（1100〜1200℃）を行って円柱形状（直径15 mm）の鍛造成形体を用意した。次に、得られた鍛造成形体に対して、再度の均質化熱処理（1170〜1200℃で20時間保持）を施してNi基合金前駆体を用意した。

［実験３］
（Ni基合金前駆体の酸素含有量の定量分析）
実験１〜２で用意したNi基合金前駆体から一部を採取し、酸素含有量の定量分析を行った。その結果、表１に示したように、実施例１〜８および比較例１〜６のNi基合金前駆体は、いずれも酸素含有量が0.003質量％以上であり、比較例７〜８のNi基合金前駆体は、酸素含有量が0.003質量％未満であることが確認された。

［実験４］
（実施例１〜８および比較例１〜８のNi基合金軟化体の作製）
実験１〜２で得られたNi基合金前駆体に対して、後述する表２に示した熱処理条件（徐冷開始温度、徐冷過程の冷却速度）で軟化熱処理を施して、実施例１〜８および比較例１〜８のNi基合金軟化体を作製した。なお、徐冷過程の終了温度は、比較例３〜６以外は950℃とし、比較例３〜６は800℃とした。

［実験５］
（実施例１〜８および比較例１〜８のNi基合金軟化体の評価）
実験４で得られたNi基合金軟化体に対して、微細組織観察（γ相の平均結晶粒径、粒界γ’相の析出量）、室温ビッカース硬さ測定、成形加工性評価（熱間加工性、冷間加工性）を行った。Ni基合金軟化体の諸元および評価結果を表２に示す。

表２において、γ’相の固溶温度および700℃におけるγ’相の平衡析出量は、合金組成から熱力学計算に基づいて求めたものである。γ相の平均結晶粒径および粒界γ’相の析出量は、軟化体の電子顕微鏡観察および画像解析（ImageJ）により求めたものである。軟化体の室温ビッカース硬さは、マイクロビッカース硬度計を用いて測定したものである。

熱間加工性の評価は、軟化体を加熱し、スウェージャを用いた熱間鍛造で直径15 mmまで縮径加工を行った後、割れの有無を目視で確認することにより行った。割れが確認されなかったものを「合格」と判定し、割れが確認されたものを「不合格」と判定した。

冷間加工性の評価は、軟化体に対して、室温環境でドローベンチを用いて直径5 mmまで引抜伸線加工を行った後、破断の有無を目視で確認することにより行った。破断しなかったものを「合格」と判定し、破断したものを「不合格」と判定した。

表２に示したように、軟化熱処理における徐冷過程の冷却速度が本発明の規定を外れる比較例１〜２の軟化体は、粒界γ’相の析出量が20体積％未満であり（その代わり、粗大化した粒内γ’相結晶粒が確認され）、室温ビッカース硬さが370 Hv超である。その結果、熱間加工性および冷間加工性が共に不合格であった。徐冷過程の冷却速度が高過ぎると、粒界γ’相がほとんど析出・成長しないため、十分な成形加工性が確保できないことが確認された。

軟化熱処理における徐冷開始温度が本発明の規定を外れる比較例３〜４の軟化体では、徐冷開始温度がγ’相固溶温度から低くなるほど粒界γ’相の析出量が減少し（粒内γ’相析出量の増加が確認され）、室温ビッカース硬さが370 Hv超である。その結果、熱間加工性および冷間加工性が共に不合格であった。軟化熱処理における昇温（すなわち、徐冷開始温度）が低過ぎると、粒界γ’相がほとんど析出・成長しないため、十分な成形加工性が確保できないことが確認された。

700℃におけるγ’相の平衡析出量が本発明の規定を外れる比較例５〜６の軟化体は、γ’相の平衡析出量が30体積％未満であり、本発明が対象とする強析出強化Ni基合金材に当てはまらない。ただし、γ’相析出量が絶対的に少ないため、従来から成形加工性に特段の問題はない。

γ相の平均結晶粒径が本発明の規定を外れる比較例７〜８の軟化体では、比較例１〜２と同様に、粒界γ’相の析出量が20体積％未満であり（その代わり、粗大化した粒内γ’相結晶粒が確認され）、室温ビッカース硬さが370 Hv超である。その結果、熱間加工性および冷間加工性が共に不合格であった。前駆体中の酸素含有量が不十分であると、γ’相固溶温度以上に加熱した場合にγ相結晶粒の粗大化が著しくなる。そして、粗大なγ相結晶粒では、粒界エネルギーが低下して粒界γ’相よりも粒内γ’相の析出が優先されるようになるため、十分な成形加工性が確保できないことが確認された。

これら比較例１〜８に対し、実施例１〜８の軟化体では、いずれの供試材も粒界γ’相の析出量が20体積％以上であり、室温ビッカース硬さが370 Hv以下である。その結果、熱間加工性および冷間加工性が共に合格であった。すなわち、本発明の作用効果が確認された。

［実験５］
（実施例１〜８および比較例５〜６のNi基合金部材の作製と評価）
成形加工性評価が合格であった実施例１〜８および比較例５〜６の成形加工体に対して、溶体化−時効熱処理工程を行って、Ni基合金部材を作製した。溶体化熱処理条件はγ’相固溶温度より20℃高い温度とし、時効熱処理条件は700℃とした。なお、成形加工性評価が不合格であった比較例１〜４および７〜８は、成形加工体が作製できなかったことから、本実験から除外した。

得られた実施例１〜８および比較例５〜６のNi基合金部材に対して、700℃の高温引張試験を行った。引張強さが1000 MPa以上のものを「合格」と判定し、1000 MPa未満のものを「不合格」と判定した。その結果、実施例１〜８のNi基合金部材は、全て合格であったが、比較例５〜６のNi基合金部材は、不合格であった。

以上の結果から、本発明に係るNi基合金部材の製造方法を適用することで、強析出強化Ni基合金材や超強析出強化Ni基合金材であっても、良好な成形加工性を示す軟化体を提供することができ、Ni基合金部材を低コストで提供できることが示された。

上述した実施形態や実験例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実験例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。

1…γ相を構成する原子、2…γ’相を構成する原子、
3…γ相とγ’相との整合界面、4…γ相とγ’相との非整合界面。

Claims (9)

1. Ni基合金部材の製造方法であって、
   前記Ni基合金部材は、母相となるγ相中に析出するγ’相の700℃における平衡析出量が30体積％以上80体積％以下となる化学組成を有し、
   前記製造方法は、
   前記化学組成を有するNi基合金粉末を用意する合金粉末用意工程と、
   前記Ni基合金粉末を用いて前記γ相の平均結晶粒径が50μm以下の前駆体を形成する前駆体形成工程と、
   前記前駆体に対して、前記γ’相の固溶温度以上で前記γ相の融点未満の温度に加熱して前記γ’相を前記γ相中に固溶させた後、当該温度から前記γ’相の前記固溶温度より50℃以上低い温度まで100℃／h以下の冷却速度で徐冷する熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が50μm以下の前記γ相の結晶粒の粒界上に前記γ’相を20体積％以上析出させた軟化体を作製する軟化熱処理工程と、を有することを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
2. 請求項１に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記化学組成は、
   5質量％以上25質量％以下のCrと、
   0質量％超30質量％以下のCoと、
   1質量％以上8質量％以下のAlと、
   合計1質量％以上10質量％以下のTi、NbおよびTaと、
   10質量％以下のFeと、
   10質量％以下のMoと、
   8質量％以下のWと、
   0.1質量％以下のZrと、
   0.1質量％以下のBと、
   0.2質量％以下のCと、
   2質量％以下のHfと、
   5質量％以下のReと、
   0.003質量％以上0.05質量％以下のOとを含有し、
   残部がNiおよび不可避不純物からなることを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
3. 請求項１または請求項２に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記Ni基合金粉末は、平均粒径が5μm以上250μm以下であることを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
4. 請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記合金粉末用意工程は、前記Ni基合金粉末を形成するアトマイズ素工程を含むことを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
5. 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記前駆体形成工程は、前記Ni基合金粉末を用いた熱間等方圧プレス法を含むことを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
6. 請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記γ’相の前記固溶温度は、1110℃以上であることを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
7. 請求項６に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記Ni基合金部材は、前記γ’相の700℃における前記平衡析出量が45体積％以上80体積％以下となる化学組成を有することを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
8. 請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記軟化体は、室温のビッカース硬さが370 Hv以下であることを特徴とするNi基合金部材の製造方法。
9. 請求項１から請求項８のいずれか１項に記載のNi基合金部材の製造方法において、
   前記軟化熱処理工程の後に、
   前記軟化体に対して、熱間加工、温間加工、冷間加工および／または機械加工を施して所望の形状を有する成形加工体を形成する成形加工工程と、
   前記成形加工体に対して、前記粒界上の前記γ’相を10体積％以下にする溶体化熱処理を施した後に、前記γ相の結晶粒内に30体積％以上の前記γ’相を析出させる時効熱処理を施す溶体化−時効熱処理工程と、を更に有することを特徴とするNi基合金部材の製造方法。

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