JP2021008660A

JP2021008660A - Ｎｉ基熱間鍛造材の製造方法

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Publication number: JP2021008660A
Application number: JP2019124069A
Authority: JP
Inventors: 拓至大竹; Takuji Otake; 琢磨岡島; Takuma Okajima
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2019-07-02
Filing date: 2019-07-02
Publication date: 2021-01-28
Anticipated expiration: 2039-07-02
Also published as: JP7340154B2

Abstract

【課題】 γ”相による強化機構を利用し、微細な再結晶粒を維持し高い機械強度を有するＮｉ基熱間鍛造材の製造方法の提供。【解決手段】Ｎｉ３Ｎｂの準安定相であるγ”相による強化機構を与えるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金からなるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法である。γ”相ソルバス温度以上の温度でＮｉ３Ｎｂの安定相であるδ相粒子を析出させておき、再結晶温度以上で、熱間鍛造し加熱保持して再結晶化させるにあたってδ相粒子で再結晶粒の粒径成長を抑制させる鍛造・再結晶化工程を含み、鍛造・再結晶化工程に先立って、γ”相ソルバス温度以下の温度でγ”相粒子を析出させて、δ相粒子の析出を制御する析出制御工程を含むことを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、Ｎｉ_３Ｎｂの準安定相であるγ”相による強化機構を与えるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金からなるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法に関し、特に、微細な再結晶粒を維持し高い機械強度を有するＮｉ基熱間鍛造材の製造方法に関する。

高温での機械強度に優れたＮｉ基合金として、母相であるγ相中に正方晶のＮｉ_３Ｎｂの準安定相であるγ”（ガンマダブルプライム）相を析出させ、その界面整合歪みによる強化機構を利用したＮｉ基合金、例えば、インコネル７１８（商品名）などが知られている。このようなオーステナイト相を母相とするＮｉ基合金では、相変態による結晶粒径の微細化ができない。そこで、再結晶温度以上で熱間鍛造し加熱保持することで再結晶化を促進させる一方、その再結晶粒の成長を抑制させて微細な結晶粒を維持し高い機械強度を得ようとするＮｉ基熱間鍛造材の製造方法が提案されている。

例えば、特許文献１では、再結晶化を利用して細粒のＮｉ基熱間鍛造材を製造しようとする方法が開示されている。まず、Ｎｂを含有するＮｉ基合金からなる熱間鍛造材に、９００℃以上の所定温度で熱処理を行ってＮｉ_３Ｎｂからなるδ相を母相に析出させておく。その後、９００℃よりも低い温度で所定の鍛錬比以上で仕上げ鍛造を行ってδ相の切断片を母相に分散させる。そして、固溶化処理で仕上げ鍛造の加工歪みを除去しつつ再結晶化による再結晶粒を得るとともに、その成長はδ相でピン止めされる。これによれば、ＡＳＴＭＥ１１２で規定する結晶粒度が平均値で＃７以上であり、かつ最大値が＃４以上のＮｉ基合金材を製造できるとしている。

また、特許文献２でも、δ相による再結晶粒の成長のピン止め効果を利用した細粒のＮｉ基合金材を製造する方法を開示している。予めδ相を針状に析出させるδ相析出処理を行った後、９２０〜１０２５℃未満で１〜３６ｈｒ加熱して、析出した針状δ相の分断を伴って部分的に固溶させδ相の形状及び析出量を調整する。その後、再結晶温度以上で所定量の打撃を加える自由鍛造、及び再加熱を繰り返すとしている。ここでは、δ相の形状及び析出量を調整し、δ相を球状化し且つ微細化することで、再結晶粒の成長のピン止め効果をより高めることができ、結晶粒度を平均値で＃８以上にできるとしている。

特開２００３−２２６９５０号公報特開２０１４−１６１８６１号公報

微細な結晶粒を維持するために、針状のδ相を球状化し且つ微細化する調整熱処理の工程は時間を要し、結果として、製造コストを上昇させる。また、調整熱処理によるδ相の形状によっては、特に、板状になってしまうと、破壊靱性が低下してしまう。更に、強化相としてのγ”相も正方晶のＮｉ_３Ｎｂの準安定相であるから、δ相が過剰に残留するとγ”相を十分に析出させることができなくなって、機械強度を高めることができない。

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、Ｎｉ_３Ｎｂからなるγ”相による強化機構を利用し、微細な再結晶粒を維持し高い機械強度を有するＮｉ基熱間鍛造材の製造方法を提供することにある。

本発明によるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法は、Ｎｉ_３Ｎｂの準安定相であるγ”相による強化機構を与えるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金からなるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法であって、γ”相ソルバス温度以上の温度でＮｉ_３Ｎｂの安定相であるδ相粒子を析出させておき、再結晶温度以上で、熱間鍛造し加熱保持して再結晶化させるにあたって前記δ相粒子で再結晶粒の粒径成長を抑制させる鍛造・再結晶化工程を含み、前記鍛造・再結晶化工程に先立って、前記γ”相ソルバス温度以下の温度でγ”相粒子を析出させて、前記δ相粒子の析出を制御する析出制御工程を含むことを特徴とする。

かかる発明によれば、鍛造・再結晶化工程に先立つ析出制御工程でγ”相粒子を析出させることでδ相粒子の析出を制御し得て再結晶粒の成長を効果的に抑制して微細な結晶粒を維持できる。この微細な再結晶粒によって、その後のγ”相による強化機構を利用することで高い機械強度を付与できる。

上記した発明において、前記δ相粒子は、前記γ”相粒子を核に析出し、主として結晶粒内に与えられることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、δ相粒子を微細に分散析出させ得て、容易に微細な再結晶を維持できる。

上記した発明において、前記δ相粒子を断面面積率で５％以上としてから熱間鍛造することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、微細な再結晶粒の維持を容易にする。

上記した発明において、前記γ”相粒子は１００ｎｍ以上の平均粒径で与えられることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、δ相粒子の析出の制御を容易とし得る。

上記した発明において、前記析出制御工程に先だって、溶体化のための高温熱処理工程を含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、制御工程におけるγ”相粒子の性出を容易に制御でき、結果として微細な再結晶粒を維持できる。

本発明によるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法の一実施例を示すフロー図である。 δ相粒子及びγ”相粒子の結晶中に析出する様子を示す図である。（ａ）従来法による熱処理線図及び（ｂ）本実施例における製造方法による熱処理線図である。製造試験において３時間保持してδ相粒子を析出させた断面組織の（ａ）比較例及び（ｂ）実施例のＳＥＭ写真である。製造試験において１０時間保持してδ相粒子を析出させた断面組織の（ａ）比較例及び（ｂ）実施例のＳＥＭ写真である。製造試験において３６時間保持してδ相粒子を析出させた断面組織の（ａ）比較例及び（ｂ）実施例のＳＥＭ写真である。 δ相粒子の断面面積率の測定結果を示すグラフである。

本発明による１つの実施例としてのＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金からなるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法について、図１に沿って図２及び図３を参照しつつ説明する。

ここで対象とするＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金は、少なくともＮｂを含み、主として、Ｎｉ_３Ｎｂからなるγ”相を強化相とする強化機構を与えられる成分組成を有する合金である。例えば、最終的な製品形状に加工された後に時効熱処理によってγ”相粒子を析出させることで、部材として要求される機械強度を確保する。このようなＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金としては、例えば、Ａｌｌｏｙ７１８、Ａｌｌｏｙ７１８ｐｌｕｓ、Ａｌｌｏｙ７０６、Ａｌｌｏｙ６２５、ＦＸ５５０などが挙げられる。

Ａｌｌｏｙ７１８について、その成分組成について例示すると、以下の通りである。すなわち、質量％で、Ｎｉ：５０〜５５％、Ｃｒ：１７〜２１％、Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：０．６〜１．２％、Ｎｂ：４．７〜５．６％、Ｍｏ：２．８〜３．３％、Ｃｏ：１．０％以下、残部Ｆｅ、且つ、元素Ｍの含有量を［Ｍ］質量％として、［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｐ］＋［Ｓ］＋［Ｃｕ］＋［Ｂ］＋［Ｍｇ］を１．１％以下とする成分組成である。

図１に示すように、まず、上記したＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金を用いた合金塊を準備する（Ｓ１）。例えば、真空アーク溶解炉で合金を溶製し、その鋳塊を分塊鍛造するなどして所定の寸法を有する合金塊を得る。

次いで、必要に応じて、高温熱処理をする（Ｓ２）。高温熱処理では、合金塊を溶体化させて金属間化合物を固溶させるなどするとともに、分塊鍛造で生じた歪みの除去や結晶粒の整細粒化などが行われる。なお、高温化熱処理する場合はその後の冷却速度に制限はなく、冷却により到達させる温度にも制限はなく、適宜設定し得る。つまり、室温まで冷却であっても、後続の工程の保持温度までの冷却であってもよい。

次いで、必要に応じて合金塊の粗鍛造を行う（Ｓ３）。後続の工程において結晶粒を微細化するため、この工程の終了後には、結晶粒度番号が−２以上であることが好ましい。例えば、この段階で結晶粒度番号が５以下であれば、本実施例によって結晶粒を微細化させ得る。

ところで、上記したγ”相を強化相とする強化機構を用いる製造方法において、δ相粒子を析出させておいて、熱間鍛造し、再結晶粒の粒径成長を抑制させる方法が知られている。このような方法の場合は、次にδ相粒子を析出させる工程とすることが一般的である。

これに対して、本実施例では、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程に先立ってγ”相粒子を析出させる析出制御工程を設けた（Ｓ４）。ここでは、γ”相ソルバス温度以下の温度でＮｉ_３Ｎｂの準安定相であるγ”相粒子を析出させる（Ｓ４ａ）。例えば、同温度は８００〜９００℃の範囲で適宜設定され得る。後述するように、後のδ相粒子析出工程（Ｓ５ａ）工程におけるδ相粒子の析出は、本工程で析出したγ”相粒子によって制御される。

次いで、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程を含む鍛造・再結晶化（Ｓ５）工程を進める。まず、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程では、γ”相ソルバス温度以上且つδ相ソルバス温度以下の温度に加熱し、Ｎｉ_３Ｎｂの安定相であるδ相粒子を析出させる。例えば、９００〜１１００℃の範囲で適宜設定され得る。そして、熱間鍛造（Ｓ５ｂ）の工程では、再結晶温度以上で仕上鍛造を行って、析出したδ相粒子を分断し微細化させるとともに、合金塊に加工歪みを蓄積させる。そして、再結晶（Ｓ５ｃ）工程では、再結晶温度で加熱保持する。すると、熱間鍛造（Ｓ５ｂ）で蓄積された加工歪みによって再結晶が促され結晶粒を微細化させ得る。このとき、δ相粒子で再結晶粒の粒径成長を抑制させて、得られるＮｉ基熱間鍛造材の結晶粒を微細に維持する。

ここで、図２（ａ）を併せて参照すると、上記した析出制御（Ｓ４）工程のない従来法の場合、まず、所定の温度に加熱保持して粒界１を有する結晶粒ａ１にδ相粒子を析出させると、結晶粒ａ２のように粒界１に沿ってδ相粒子３が析出して、粒界１から粒内に向けて伸びてゆく。結晶粒ａ３のように粒内までδ相粒子３を伸ばすにはそれなりの保持時間を必要とする。

一方、析出制御（Ｓ４）工程のある本実施例の方法の場合、メカニズムについては定かではないものの、本発明者が以下のように推測した。すなわち、図２（ｂ）に示すように、まず粒界１を有する結晶粒ｂ１にγ”相ソルバス温度以下の温度に加熱保持してγ”相粒子を析出させると、結晶粒ｂ２のように粒内にγ”相粒子２が分散析出する。さらに、γ”相ソルバス温度以上の温度に加熱保持してδ相粒子を析出させると、結晶粒ｂ３のようにδ相粒子３が粒内から析出する。これは、γ”相粒子２を析出核としてδ相粒子３が析出するためであると考えられる。

このように、本実施例による結晶粒ｂ３では、結晶粒ｂ２の粒内からδ相粒子を析出させるため、小さなδ相粒子３であっても結晶粒ｂ３の粒内の全域に分散される。そのため、本実施例によれば、従来法による結晶粒ａ３に比べて小さなδ相粒子３を得られればよく、小さなδ相粒子３を得るためのδ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程では短時間の処理とし得る。

例えば、図３（ａ）に示すように、従来法であれば、δ相粒子を析出させる処理において、γ”相ソルバス温度以上の温度Ｔ２で時間Ｈ２の保持によってδ相粒子を析出させて、δ相粒子を粒内まで成長させていた。例えば、Ａｌｌｏｙ７１８を用いた場合、温度Ｔ２を９１５℃としたとき、粒内まで十分δ相粒子を成長させるためには時間Ｈ２を３６時間とする必要があった。

これに対して、図３（ｂ）に示すように、本実施例の方法では、γ”相粒子析出（Ｓ４ａ）工程においてはγ”相ソルバス温度以下の温度Ｔ１で時間Ｈ１の保持によってγ”相粒子を析出させる。δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程では、γ”相ソルバス温度以上の温度Ｔ２で時間Ｈ２’の保持によってδ相粒子を析出させる。同様に、例えば、Ａｌｌｏｙ７１８を用いた場合、温度Ｔ１を８７０℃、温度Ｔ２を９１５℃として、時間Ｈ１を１０時間、時間Ｈ２’を１０時間とし得る。つまり、少なくとも保持時間の合計では従来法よりも短時間とし得る。

また、δ相粒子３を比較的小さくすることで、熱間鍛造（Ｓ５ｂ）工程では、δ相粒子をより小さな粒子に分断できて、より細かくて均一な分散とさせ得る。その結果、再結晶（Ｓ５ｃ）工程では、δ相粒子のピン止め効果を効率よく得て、再結晶粒子の成長をより強く抑制し得る。

以上のようにして、本実施例におけるＮｉ基熱間鍛造材を得ることができる。

なお、Ｎｉ基熱間鍛造材は、この後、必要に応じて機械加工され、時効処理によってγ”相を析出されて強化されることになるが、これについては公知であるため詳述しない。

また、析出制御（Ｓ４）工程において析出させるδγ”相粒子は１００ｎｍ以上の平均粒径を有することが好ましく、これによって、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程においてδ相粒子を結晶粒内で析出させ易くし得る。

また、鍛造・再結晶化（Ｓ５）工程の熱間鍛造（Ｓ５ｂ）工程前において、δ相粒子は断面面積率で５％以上であることが好ましく、８％以上がより好ましく、１５％以上が一層好ましい。これによって再結晶（Ｓ５ｃ）工程で再結晶粒の成長を抑制するピン止め効果をより高くして結晶粒を細かく維持し得る。

［製造試験］
次に、上記した製造方法によってＮｉ基熱間鍛造材の製造試験を行った結果について、図１、図４〜図６を用いて説明する。

本試験においては、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金としてＡｌｌｏｙ７１８を用いた。用いた合金の成分組成は、質量％で、Ｎｉ：５３．６％、Ｃｒ：１８．１８％、Ｎｂ：５．４８％、Ｍｏ：２．９２％、Ｔｉ：０．９８％、Ａｌ：０．４１％、Ｃ：０．０２％、Ｂ：０．０００７％、Ｍｇ：０．０００６％（残部Ｆｅ）であった。

図１を参照すると、かかる合金を用いて、合金塊準備（Ｓ１）、高温熱処理（Ｓ２）、及び、粗鍛造（Ｓ３）の各工程を経て得た合金塊から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍの寸法を有する複数の試験片を切り出した。そして、複数の試験片のうち、一部を実施例として析出制御（Ｓ４）工程によってγ”相粒子を析出させ、残りの一部については比較例としてそのまま次の工程へ進めた。なお、高温熱処理（Ｓ２）工程では１０５０℃で４時間保持し、析出制御（Ｓ４）工程では８７０℃で１０時間保持した。

次いで、実施例及び比較例の試験片それぞれについて、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程によってδ相粒子を析出させた。δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程では、保持温度を９１５℃とし、実施例及び比較例の両者に対して１時間、３時間、１０時間、２９時間、３６時間、１００時間の６通りの保持時間とした。各試験片については、断面を研磨し電解エッチングして、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）によって観察し組織写真を撮影した。また、断面を研磨し化学エッチングして撮影したＳＥＭ観察写真について画像解析してδ相粒子の断面面積率を測定した。また、併せてビッカース硬さも測定した。なお、実施例及び比較例に用いたものと同一の成分組成で同一の処理をした試験片のそれぞれについて、加熱保持前のδ相粒子の断面面積率も測定し、０時間の保持時間として記録した。

図４に示すように、保持時間を３時間とした場合、比較例（ａ）ではδ相粒子が粒界のみで析出し、粒界から粒内に向けて針状に成長し始めている様子が観察された。δ相粒子の成長は部分的であり、成長するδ相粒子の到達していない部分が粒内に多く観察された。これに対して、実施例（ｂ）では、粒界にδ相粒子の析出が観察される一方、粒内にもδ相粒子の析出が観察された。δ相粒子の断面面積率は、比較例で４％、実施例で９％であった。硬さについては、比較例では１７８ＨＶであり、実施例ではこれより硬く１８７ＨＶであった。つまり、δ相粒子の晶出及び成長は実施例の方が速いと言える。なお、実施例については、析出制御（Ｓ４）工程でのγ”相粒子の析出によって一旦は硬くなるが、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程でγ”相ソルバス温度以上の温度で１時間も保持すればγ”相粒子を全て固溶させる。よって、実施例の硬さについて、γ”相粒子の残存によるものとは考えられない。

図５に示すように、保持時間を１０時間とした場合、比較例（ａ）ではδ相粒子の成長による粒内への到達は未だ部分的であり、δ相粒子の到達していない部分が粒内に多く観察された。これに対して実施例（ｂ）では、δ相粒子が成長して粒内のほぼ全域に到達した様子が観察された。δ相粒子の断面面積率は、比較例で５％、実施例で１９％であった。硬さについては、比較例では１８３ＨＶで、実施例では２２５ＨＶとさらに硬かった。

図６に示すように、保持時間を３６時間とした場合、比較例（ｂ）では、δ相粒子が成長して粒内のほぼ全域に到達した様子が観察された。実施例（ｂ）では、δ相粒子の成長が過剰であるように観察された。δ相粒子の断面面積率は、比較例で１９％と保持時間を１０時間とした実施例と同等であり、実施例では２２％であった。硬さについては、比較例では２２９ＨＶで、実施例では２３４ＨＶとさらに硬かった。

図７に示すように、保持時間を０〜１００時間まで変えたときのδ相粒子の断面面積率は、実施例及び比較例の両者ともに短時間側で急速に増加し、その後の緩やかに増加した。比較例では２０時間までδ相粒子の断面面積率を１０％未満としたのに対し、実施例では１０時間で１５％を超えた。

以上のように、析出制御（Ｓ４）工程によってγ”相粒子を予め析出させてからδ相粒子を析出させた実施例によれば、従来法による比較例に対して、短い時間でδ相粒子を十分成長させ得ることが判った。なお、従来法ではδ相粒子の析出のための加熱保持において、保持時間を３６時間必要とした。これに対し、上記した実施例によれば、δ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程における保持時間は１０時間で足り、熱間鍛造（Ｓ５ｂ）工程、再結晶（Ｓ５ｃ）工程を経て得られるＮｉ基熱間鍛造材の結晶粒を微細に維持するために十分であると判断された。

なお、Ｎｉ_３Ｎｂの準安定相であるγ”相による強化機構を与えるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金であれば、Ｎｉ_３Ｎｂの安定相であるδ相粒子を析出させ得るから、本実施例と同様に鍛造・再結晶化（Ｓ５）工程のδ相粒子析出（Ｓ５ａ）工程に先立って析出制御（Ｓ４）工程でγ”相粒子を析出させて、同様にＮｉ基熱間鍛造材を得ることができる。つまり、上記したＡｌｌｏｙ７１８以外のγ”相による強化機構を与えるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金、例えば、Ａｌｌｏｙ７１８ｐｌｕｓ、Ａｌｌｏｙ７０６、Ａｌｌｏｙ６２５、ＦＸ５５０などの合金であっても本実施例と同様である。

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。

１結晶粒
２ γ”相粒子
３ δ相粒子
Ｓ４析出制御（工程）
Ｓ５鍛造・再結晶化（工程）

Claims

Ｎｉ_３Ｎｂの準安定相であるγ”相による強化機構を与えるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金からなるＮｉ基熱間鍛造材の製造方法であって、
γ”相ソルバス温度以上の温度でＮｉ_３Ｎｂの安定相であるδ相粒子を析出させておき、再結晶温度以上で、熱間鍛造し加熱保持して再結晶化させるにあたって前記δ相粒子で再結晶粒の粒径成長を抑制させる鍛造・再結晶化工程を含み、
前記鍛造・再結晶化工程に先立って、前記γ”相ソルバス温度以下の温度でγ”相粒子を析出させて、前記δ相粒子の析出を制御する析出制御工程を含むことを特徴とするＮｉ基熱間鍛造材の製造方法。
前記δ相粒子は、前記γ”相粒子を核に析出し、主として結晶粒内に与えられることを特徴とする請求項１記載のＮｉ基熱間鍛造材の製造方法。
前記δ相粒子を断面面積率で５％以上としてから熱間鍛造することを特徴とする請求項２記載のＮｉ基熱間鍛造材の製造方法。
前記γ”相粒子は１００ｎｍ以上の平均粒径で与えられることを特徴とする請求項３記載のＮｉ基熱間鍛造材の製造方法。
前記析出制御工程に先だって、溶体化のための高温熱処理工程を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基熱間鍛造材の製造方法。