JP4768672B2 - 組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金およびＮｉ基合金材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、タービンロータのような高温に曝される発電機部材の素材に用いて、特に高温度域において優れた組織安定性と良好な高温強度と延性、及びクリープ特性を有するＮｉ基合金およびＮｉ基合金材の製造方法に関するものである。

化石燃料の消費量低減および地球温暖化防止などの観点から、ＵＳＣ（超々臨界圧）プラントの更なる高効率化に期待が寄せられている。特に近年、２１世紀の発電プラントとして高効率石炭火力発電を指向する動きが盛んであり、主蒸気温度が７００℃を超えた次世代超々臨界圧蒸気発電に対応したタービンロータやボイラー部材等の開発が進められている。

７００℃を超える高温の蒸気に晒されるタービンロータ素材に使用される耐熱材料は、もはや従来までのフェライト系耐熱鋼では耐用温度の観点から使用することができず、Ｎｉ基合金を適用せざるを得ない。

Ｎｉ基耐熱合金は良好な高温強度を得るために、ＴｉやＡｌ、或いはＮｂを少量添加してオーステナイト（以下γと記す）のマトリクス中にＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ）からなるガンマプライム相（以後γ’と記す）あるいは／およびＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）からなるガンマダブルプライム相（γ”と記す）と呼ばれる析出相を整合的に微細析出させて強化する析出強化型の合金が多い。インコネル（商標、以下同じ）７０６や７１８はこれに当たる。

また、ワスパロイのように、γ’相の析出強化に加え、固溶強化とＭ_２３Ｃ_６炭化物の分散強化により複合的に強化するタイプの合金や、インコネル６１７に代表されるように析出強化元素を殆ど含有せず、ＣｏやＭｏにより固溶強化する、所謂、固溶強化型の合金も存在する。

しかしながら、何れのタイプのＮｉ基合金においても、従来使用されてきたフェライト系耐熱鋼に比べ線膨張係数が高くなるため、蒸気タービン部材を構成する他部材との熱膨張差の問題や、高温運転時の熱疲労の問題が指摘されている。
このため、特許文献１や特許文献２、或いは特許文献３では、フェライト系耐熱鋼と同等の低い線膨張係数を有しながら、かつフェライト系耐熱鋼の高温材料特性を上回る析出強化型Ｎｉ基合金が提案されている。
特開平９-１５７７７９号公報 特開２００３-１３１６１号公報 特開２００５-３１４７２８号公報

一方、タービンロータ部材は所定の１０万時間クリープ破断強度が求められるように、高温長時間使用において安定した性能の材料でなければならず、運転温度域での強度や靭性のみならず、組織の安定性が極めて重要となってくる。Ｎｉ基合金の組織安定性に最も大きな影響を及ぼす要因は、強化析出相の高温安定性そのものであり、強化析出相の成長速度や変態挙動によりほぼ決定される。
前記で提案されている特許文献１の析出強化型Ｎｉ基合金では，従来想定されている６００〜７００℃での比較的短時間での使用環境においては安定した性能が維持されている。しかしながら，上記のように７００℃以上の温度域で数万〜十万時間オーダーの長期間に渡り使用すると，使用中に析出が進行し，過時効になって強度、あるいは延性や靱性などの機械的特性が著しく低下するなど、組織安定性に起因した問題が生じ、長期間に渡り７００℃以上において安定して使用できるという点で課題を有している。
また，特許文献２，３の析出強化型Ｎｉ基合金では，線膨張係数を低下させるため
にＭｏとＷの添加量を増やしており，組織安定性の観点からは課題を有する。

本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、７００℃以上の使用温度においても安定した高温特性を有するＮｉ基合金およびＮｉ基合金材の製造方法を提供することを目的とする。

Ｎｉ基合金に添加するＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂといった析出強化元素やＭｏやＷ等の固溶強化元素は、その組み合わせや含有量により様々な金属間化合物を形成し、また機械的特性にも大きく作用する。本願発明者らは、様々な金属間化合物の形成について研究を進め、前記成分の含有量とバランスを適切に設定することによって７００℃以上の高温においても組織の安定性が得られ、優れた高温特性を有することを見出し、本発明を完成するに至ったものである。

すなわち、本発明の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金のうち、請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｍｏ：１〜７％、Ｗ：５〜２０％、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜２．５％、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下を含有し、残部がＮｉと不可避不純物からなり、前記Ｍｏ含有量とＷ含有量とが下記式１を満たし、かつ、前記Ａｌ含有量とＴｉ含有量とが下記式２を満たすことを特徴とする。
０．１≦Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦０．５ …式１
０．２≦Ａｌ／Ｔｉ≦１．０ …式２

請求項２記載の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金の発明は、請求項１記載の発明において、質量％で、さらに、Ｎｂ：１．０％以下を含有することを特徴とする。

請求項３記載の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金材の製造方法の発明は、請求項１または２に記載の組成を有するＮｉ基合金を、熱間鍛造後、再結晶温度以上で溶体化処理を行い、その後、８００℃〜１０００℃の範囲で１回目の時効処理を施し、その後、７２０℃〜７８０℃の範囲で２回目の時効処理を行うことを特徴とする。

請求項４記載の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金材の製造方法の発明は、請求項３記載の発明において、前記１回目の時効処理後、２０℃／ｈ以上の冷却速度で２回目の時効処理温度にまで冷却して連続して時効処理を行うことを特徴とする。

以下に、本発明の合金組成および製造条件を設定した理由を以下に説明する。なお、以下の含有量はいずれも質量％で示されている。

＜合金組成＞
Ｃ：０．００５〜０．１％
Ｃは、ＴｉとはＴｉＣを形成し、またＣｒ、ＭｏとはＭ_６Ｃ、およびＭ_２３Ｃ_６タイプの炭化物を形成し、合金の結晶粒の粗大化を抑制すると共に、高温強度の向上にも寄与する。更に、Ｍ_６ＣやＭ_２３Ｃ_６は結晶粒界に適量の炭化物を析出させることで粒界を強化するために、本発明では必須の元素である。Ｃが０.００５％以上含まれないと上記の効果が得られず、０.１％を越えると析出強化に必要なＴｉ量が減少するだけでなく、時効処理時に粒界へ析出するＣｒ炭化物が多くなりすぎて粒界が脆弱化し、延性が低下する。従って、Ｃの添加量は０.００５〜０.１％の範囲に限定する。なお、同様の理由で、下限を０．０１％、上限を０．０８％とするのが望ましい。

Ｃｒ：８〜１５％
Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性、強度を高めるに不可欠な元素である。また、Ｃと結びついて炭化物を析出させ、高温強度を高める。それらの効果を発揮させるためには、最低８％以上の添加量が必要である。しかしながら、多すぎる添加量はマトリクスの安定性を阻害し、σ相やα−Ｃｒなどの有害なＴＣＰ相の生成を助長することになり、延性や靱性に悪影響を及ぼす。また、Ｃｒ含有量の増加に伴い、線膨張係数が高くなることも知られている。従って、Ｃｒの添加量は８〜１５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を９％、上限を１４％とするのが望ましい。

Ｍｏ：１〜７％
Ｍｏは主にマトリクスに固溶してマトリクス自体を強化する固溶強化元素として有効であるとともに、γ’相に固溶してγ’相のＡｌサイトを置換することによりγ’相の安定性を高めるので高温での強度を高めるとともに組織の安定性を高めるのに有効である。Ｍｏが１％未満では上記効果が不十分であり、７％を越えるとμ相（Ｌａｖｅｓ相）と呼ばれるＴＣＰ相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがって、Ｍｏの添加量は１〜７％の範囲に限定する。同様の理由で下限を２％、上限を７％とするのが望ましい。

Ｗ：５〜２０％
ＷもＭｏと同様にマトリクスに固溶してマトリクス自体を強化する固溶強化元素として有効であるとともに、γ’相に固溶してγ’相のＡｌサイトを置換することによりγ’相の安定性を高めるので高温での強度を高めるとともに組織の安定性を高めるのに有効である。また、線膨張係数を下げる効果も有しており、適切な含有量であれば、ＴＣＰ相が析出しないので組織安定性を損なうことはない。ただし、多すぎる添加ではα−Ｗが析出し組織安定性を低下させるのみならず、熱間加工性も著しく劣化させる。従って、Ｗの添加量は５〜２０％の範囲に限定する。同様の理由で下限を７％、上限を１５％とするのが望ましい。

０．１≦Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦０．５
Ｍｏ、Ｗは上記作用を得ることができるが、高温での機械的特性、特に延性を確保するために、［Ｍｏ含有量］／［Ｍｏ含有量＋Ｗ含有量］を０．１以上に限定する。一方、［Ｍｏ含有量］／［Ｍｏ含有量＋Ｗ含有量］が０．５を超えると、μ相（Ｌａｖｅｓ相）が析出し、前述のように高温でのマトリクス組織を不安定にするとともに高温組織安定性も悪化させるため、０．５以下に限定する。同様の理由で下限を０．２５、上限を０．５とするのが一層望ましい。

Ａｌ：０．５〜１．０％
ＡｌはＮｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。Ａｌが０．５％未満では十分な析出強化を得ることが出来ないが、多すぎる添加はγ’相粒界への粗大凝集により、濃化領域と無析出帯とができ、高温特性の低下、切り欠き感受性の劣化を招き、機械的特性が大幅に低下する。従って、Ａｌの添加量は０．５〜１．０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を０．５％、上限を０．９％とするのが望ましい。

Ｔｉ：１．０〜２．５％
Ｔｉは主にＭＣ炭化物を形成して合金の結晶粒の粗大化を抑制するとともに、Ａｌと同様、Ｎｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。しかしながら、多すぎる添加は、高温におけるγ’相の安定性を低下させると共にη相が析出するため強度と延性、及び長時間組織安定性の低下を招く。従って、Ｔｉの添加量は１．０〜２．５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を１．５％、上限を２．０％とするのが望ましい。

０．２≦Ａｌ／Ｔｉ≦１．０
ＡｌとＴｉは、Ｎｉ_３（Ｔｉ，Ａｌ）としてＮｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。しかしながら、ＡｌとＴｉの比、即ちＡｌ／Ｔｉが１．０を超えると高温での引張延性が急激に低下すると共に、クリープ破断寿命とクリープ破断延性が著しく低下することを見出した。特にクリープ破断延性の低下は、切り欠き弱化にも繋がるため避けなければならない。一方、０．２未満の場合には、γ’相を形成せずにη相が多量に析出するようになるため、高温での機械的特性と組織安定性の両面をバランスさせるには、ＡｌとＴｉの比を０．２以上、１．０以下に限定する。同様の理由で下限を０．４％、上限を０．８％とするのが一層望ましい。

Ｎｂ：１．０％以下
ＮｂはＡｌ、及びＴｉと同様に析出強化元素であり、γ”相を析出し合金の強化に寄与するので所望により含有させる。しかしながら、多量の添加はＬａｖｅｓ相やδ相等の金属間化合物が析出しやすくなり、組織安定性を著しく損なう。したがって、所望により含有させるＮｂの含有量は１.０％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．２％以上含有させるのが望ましく、また上記と同様の理由により、さらに上限を０．５％とするのが望ましい。

Ｂ：０．０１５％以下
Ｂは粒界に偏析して高温特性に寄与するので含有させる。但し、多過ぎる添加は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界脆化を招く。したがって、Ｂの含有量は０．０１５％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．０００１％以上含有するのが望ましく、また上記と同様の理由により、さらに上限を０．０１％とするのが望ましく、上限を０．００５％とするのが一層望ましい。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは主にＳと結合して硫化物を形成し、熱間加工性を高める効果があるので含有させる。ただし、多すぎる添加は逆に粒界脆化を招き、熱間加工性を著しく低下させる。従って、Ｍｇの含有量は０．０１％以下の範囲に限定する。

第１回目の時効処理：８００℃〜１０００℃
第１回目の時効処理によって粒界に炭化物が析出し、クリープ特性を向上させる。ここで、時効処理温度が８００℃未満であると炭化物は効果的に析出せず、また、１０００℃を超えて加熱すると炭化物の凝集・粗大化が生じるためその効果が消失する。したがって、第１回目の時効処理温度を８００℃〜１０００℃に定める。なお、時効処理時間はＣ添加量や熱処理する部材の形状や大きさにより適宜設定されるが、例えば５〜５０時間が適当である。

第２回目の時効処理：７２０〜７８０℃
第２回目の時効処理によってγ’相を析出させ、所望の強度を付与する。ここで、時効処理温度が７２０℃未満であると、γ’相が十分に析出せず、実際の高温環境での使用中に更に時効析出が進行し、組織のみならず各種材料特性も変化してしまうことになる。一方、７８０℃を超えて加熱するとγ’相は粗大化するので効果的な析出強化を図ることが出来なくなる。したがって、第２回目の時効処理温度を７２０℃〜７８０℃に定める。なお、時効処理時間は析出強化元素の添加量や熱処理する部材の形状や大きさにより適宜設定されるが、例えば１０〜１００時間が適当である。

第１回目から第２回目の時効処理に至る工程
第１回目の時効処理からは、その後連続的、あるいは一旦冷材を経由した後に、第２回目の時効処理に至ることができる。ただし、第１回目の時効処理からファン冷却などによって２０℃／時間以上の冷却速度で連続的に２回目の時効処理を行うのが望ましい。これは、第１回目から第２回目の時効処理にいたる冷却、あるいは加熱工程においては不可避的に炭化物やγ’相が析出するため、２０℃／時間未満の冷却速度では炭化物やγ’相が過剰に析出してしまい所望の機械的特性をコントロールすることが難しくなるためである。

以上説明したように、本発明の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金の発明は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｍｏ：１〜７％、Ｗ：５〜２０％、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜２．５％、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下を含有し、所望により、Ｎｂ：１．０％以下を含有し、残部がＮｉと不可避不純物からなるので、７００℃以上の高温使用においても組織が安定し、優れた高温特性が得られる。
また、ＭｏとＷのバランスを０．１≦Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦０．５と規定することにより、高温強度、高温延性、クリープ特性がさらに優れたものとなる。
さらに、ＡｌとＴｉのバランスを０．２≦Ａｌ／Ｔｉ≦１．０と規定することにより、高温引張り特性、クリープ特性がさらに優れたものとなる。

また、本発明の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金材の製造方法は、上記組成を有するＮｉ基合金を、熱間鍛造後、再結晶温度以上で溶体化処理を行い、その後、８００℃〜１０００℃の範囲で１回目の時効処理を施し、その後、７２０℃〜７８０℃の範囲で２回目の時効処理を行うので、γ’相を粗大とならないように十分に析出させるとともに、μ相の析出を回避し、よって高温での使用時に過時効が生じることなく安定した組織状態を有し、かつ優れた高温特性を有するＮｉ基合金材が得られる。

以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明のＮｉ基合金は常法により溶製することができ、その製造方法が特に限定をされるものではない。ただし、本発明合金は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの不純物をできる限り含有しないのが望ましく、したがって、好適には、ＶＩＭ−ＥＳＲプロセスをとる所謂ダブルメルト法、あるいはＶＩＭ−ＥＳＲ−ＶＡＲプロセスをとる所謂トリプルメルト法などの溶解法が望ましい。なお、好適には、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、Ｎ：６０ｐｐｍ以下が望ましい。

溶製されたＮｉ基合金は、通常は、熱間鍛造が施されて加工による組織の調整がなされる。なお、本発明としては、熱間鍛造の条件等が特に限定されるものではなく、例えば常法に従って行うことができる。

上記熱間鍛造後に、再結晶温度以上に加熱して溶体化処理を行う。この溶体化処理は、例えば１０５０〜１２００℃において行うことができる。溶体化処理時間としては、材料の大きさ、形状などに応じて、適宜の時間を設定する。溶体化処理は、既知の加熱炉を用いて行うことができ、本発明としては加熱方法や加熱設備が特に限定されるものではない。溶体化処理後には、水冷、油冷、あるいは空冷などにより冷却する。

上記の溶体化処理後に既知の加熱炉などを用いて第１回目の時効処理を行う。該時効処理は、８００℃〜１０００℃の温度において行われる。該時効処理温度に至る昇温では、本発明としては特に昇温速度が限定されるものではない。第１回目の時効処理後は、第２回目の時効処理を行うが、連続して行ってもよく、一旦冷材を経由した後、行ってもよい。冷材を経由した後の第２回目の時効処理では、同一の加熱炉などを用いてもよく、また、他の加熱炉などを用いることもできる。
なお、第１回目の時効処理から第２回目の時効処理にかけては、ファン冷却などによって冷却をして、連続的に行うのが望ましく、その際の冷却速度は２０℃／時間以上とするのが望ましい。

第２回目の時効処理後は、特に冷却速度が限定されるものではなく、放冷、強制冷却などにより冷却することができる。なお、本発明方法では、上記のように第１回目、第２回目の時効処理について規定をしているが、それ以降の時効処理を排除するものではなく、必要に応じて第３回目以降の時効処理を施すことも可能である。

本発明のＮｉ基合金材は、発電機部材のタービンロータなどの素材に用いることができる。ただし、本発明の用途がこれらに限定をされるものではなく、高温での強度特性などが要求される種々の用途に用いることができる。また、高温での長期安定性にも優れており、例えば６００〜６５０℃程度の従来の発電機部材の温度域においても当然に使用することが可能である。

以下に、本発明の実施例を説明する。
表１に示す組成（残部Ｎｉとその他不可避不純物）のＮｉ基合金を真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって５０ｋｇ鋳塊に溶製した。該試験鋳塊を拡散処理後、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの板材として供試材を得た。各供試材毎に再結晶温度以上の温度にて溶体化処理を施し、その後空冷し一旦冷材とした。８４０℃×１０時間の安定化処理を行い、その後さらに第１回目の時効処理として８４０℃×１０時間の条件で加熱処理をし、炉冷（冷却速度５０℃／ｈ）によって冷却をして、連続的に第２回目の時効処理を行った。第２回目の時効処理では、７５０℃×２４時間の条件で加熱処理をし、その後、炉冷（冷却速度５０℃／ｈ）により冷却して供試材を用意した。

得られた供試材について、室温引張試験および高温（７００℃）引張試験を行い、さらに荷重条件を変えたクリープ試験を行った。試験結果の一覧を図１、２に示す。図１から明らかなように、本発明の供試材（Ｎｏ．１〜１４）は、短時間引張特性においては室温及び７００℃共に良好な強度と高い延性を兼ね揃えており、また、図２に示すように、本発明の供試材は、７００℃でのクリープ破断特性においても良好な破断時間と破断延性を示している。一方、比較材（Ｎｏ．１５〜２４）では短時間引張特性が良好でも、クリープ破断特性が十分でない、あるいはその逆といった試験結果であった。即ち、室温や７００℃での短時間強度は十分な強度を示すものの延性が低く、特にクリープ破断延性の著しい低下現象が認められ、あるいは短時間引張延性やクリープ破断延性が良好な値であっても、強度が不十分なためクリープ破断延性が全く不足しているといった結果であった。即ち、本発明材においては、室温、及び７００℃での強度と延性バランスに優れ、かつ、７００℃でのクリープ破断時間及びクリープ破断延性も極めて高い特性を得ることが出来るものであった。

図３及び図４には、Ａｌ／Ｔｉ比を変動させた供試材における７００℃での短時間引張特性とクリープ破断特性を供試材Ｎｏ．４を１として比較した相対評価結果を示す。なお、供試材Ｎｏ．４がＡｌ／Ｔｉ＝０．８／１．８≒０．３、供試材Ｎｏ．３がＡｌ／Ｔｉ＝０．８／１．６≒０．５、供試材Ｎｏ．１がＡｌ／Ｔｉ＝０．８／１．２≒０．７、供試材Ｎｏ．２０がＡｌ／Ｔｉ＝１．４／０．８≒１．８、供試材Ｎｏ．１９がＡｌ／Ｔｉ＝１．８／Ｆｒｅｅ（Ｔｉ無添加材）であり、ＡｌとＴｉ以外の元素の含有量はほぼ一定となっている。７００℃の短時間引張特性では、強度とＡｌ／Ｔｉ比の相関、あるいはＴｉ無添加の影響は認められないが、Ａｌ／Ｔｉ比が１を超える供試材（Ｎｏ．２０）とＴｉ無添加の供試材（Ｎｏ．１９）において延性が若干低下する傾向が認められた。一方、７００℃のクリープ破断特性では、Ａｌ／Ｔｉ比が高くなるにつれて、またＴｉ無添加の供試材にてクリープ破断時間が明らかに低下する傾向を示した。また、特にクリープ破断延性においては、Ａｌ／Ｔｉ比が１を超える供試材（Ｎｏ．２０）とＴｉ無添加の供試材（Ｎｏ．１９）で著しい低下が生じ、Ａｌ／Ｔｉ比が０．８未満の供試材との差は明らかであった。

上記の結果は、図５に示したＮｏ．３とＮｏ．２０の粒界近傍のＥＰＭＡ分析結果により説明することが出来る。安定化処理＋時効処理まま材（８４０℃×１０ｈ＋７５０℃×２４ｈ）では、Ａｌ／Ｔｉ比によらず粒界には成分の濃化は認められないが、安定化処理＋時効処理材に更に７００℃×１０００ｈの長時間時効処理を施すと、粒界にＡｌが濃化することが明らかとなった。これは、長時間時効処理中に粒界に優先的にγ’相が析出し、時効時間の経過と共に凝集粗大化したものである。すなわち、Ａｌ／Ｔｉの比率が高い材料ではγ’相が粒界に析出しやすく、かつ析出−凝集粗大化のスピードが著しく早まるため、高温での引張り特性、特に高温に晒されている時間が長くなるクリープ試験において破断延性が顕著に低下する。したがって、高温での良好な特性を得るためにＡｌ含有量の上限を低く抑えることが必要であり、さらには、Ａｌ／Ｔｉのバランスを適切に定めるのが望ましいことが明らかとなった。

さらに、表１に示した供試材において、Ｍｏ／Ｗ比を変動させた供試材Ｎｏ．２２、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、およびＮｏ．２３の７００℃におけるクリープ破断特性を比較した結果を図６に示す。なお、供試材Ｎｏ．２２がＭｏ無添加材、供試材Ｎｏ．１がＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝０．３、供試材Ｎｏ．２がＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝０．５、供試材Ｎｏ．２３がＷ無添加材であり、ＭｏとＷ以外の元素の含有量はほぼ一定となっている。図６から明らかなように、Ｍｏ無添加材の供試材Ｎｏ．１５とＷ無添加材の供試材Ｎｏ．１６ではクリープ破断延性が著しく低下し、ＭｏとＷの複合添加により、良好なクリープ破断特性と破断延性が得られる事が判明した。

更に、Ｍｏ／Ｗ比を変動させた供試材Ｎｏ．２２、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、およびＮｏ．２３の安定化処理＋時効処理まま材（８４０℃×１０ｈ＋７５０℃×２４ｈ）に、更に７００℃×１０００ｈの長時間時効処理を施すと、図７に示すように、１４％Ｍｏ材（Ｗ Ｆｒｅｅ）である供試材Ｎｏ．２３にて、粒界及び粒内にμ相と推定される針状の析出物が多数確認された。これに対して、Ｍｏ量が７％以下の供試材Ｎｏ．２２、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２では、７００℃×１０００ｈの長時間時効処理後のミクロ組織は安定化処理＋時効処理まま材の組織と全く変化しておらず、高温組織安定性が非常に優れている事が判明した。

また、Ｍｏ／Ｗ比を変動させた供試材Ｎｏ．２２、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、およびＮｏ．２３については、図８に示す４種の時効条件にて室温、および７００℃にて引張試験を実施した。その結果を図９に示す。何れの時効条件においても室温強度はＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）の値が高くなるにつれて低下し、特にＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝１でのＴ．Ｓ．の低下が顕著であった。また室温延性については、Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝０．５までは良好な値を保っているものの、Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝１になると強度と同様急激に低下した。一方、７００℃での強度は、０．２％Ｙ．Ｓ．とＴ．Ｓ．とで異なる挙動を示した。即ち、７００℃における０．２％Ｙ．Ｓ．は室温強度と同様にＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）の値が高くなるにつれて低下したが、Ｔ．Ｓ．はＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝０．３、および０．５で最大値となる傾向を示した。更に、７００℃での延性はＭｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）＝０で最小値をとり、Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）の値が高くなるにつれて向上する傾向を示し、特にＥｌ．にてその傾向が顕著に表れていた。従ってＭｏ量、及びＷ量に関しては、これら機械的特性と組織安定性の観点からＭｏの添加量は１〜７％に限定した上で、０．１≦Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦０．５とするのが望ましい事が明らかである。

本発明の一実施例における供試材の室温および高温での引張特性の試験結果を示す図である。 同じく、供試材の７００℃におけるクリープ試験の結果を示す図である。 同じく、Ａｌ／Ｔｉ比を変動させた供試材の７００℃における短時間引張特性の試験結果を示す図である。 同じく、Ａｌ／Ｔｉ比を変動させた供試材の７００℃におけるクリープ試験の結果を示す図である。 同じく、Ａｌ／Ｔｉ比を変動させた供試材のＥＰＭＡ結果を示す図面代用写真である。 同じく、Ｍｏ／Ｗ比を変動させた供試材の７００℃におけるクリープ破断試験結果を示す図である。 同じく、Ｍｏ／Ｗ比を変動させた供試材のＥＰＭＡ結果を示す図面代用写真である。 同じく、実施例に採用する時効条件Ａ〜Ｄのヒートパターンを示す図である。 同じく、Ｍｏ／Ｗ比および時効条件を変えた供試材の室温および７００℃における短時間引張特性の試験結果を示す図である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｍｏ：１〜７％、Ｗ：５〜２０％、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜２．５％、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下を含有し、残部がＮｉと不可避不純物からなり、前記Ｍｏ含有量とＷ含有量とが下記式１を満たし、かつ、前記Ａｌ含有量とＴｉ含有量とが下記式２を満たすことを特徴とする組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金。
   ０．１≦Ｍｏ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦０．５ …式１
   ０．２≦Ａｌ／Ｔｉ≦１．０ …式２
2. 質量％で、さらに、Ｎｂ：１．０％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金。
3. 請求項１または２に記載の組成を有するＮｉ基合金を、熱間鍛造後、再結晶温度以上で溶体化処理を行い、その後、８００℃〜１０００℃の範囲で１回目の時効処理を施し、その後、７２０℃〜７８０℃の範囲で２回目の時効処理を行うことを特徴とする組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金材の製造方法。
4. 前記１回目の時効処理後、２０℃／ｈ以上の冷却速度で２回目の時効処理温度にまで冷却して連続して時効処理を行うことを特徴とする請求項３記載の組織安定性と高温強度に優れたＮｉ基合金材の製造方法。