JP6057363B1 - Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 - Google Patents
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Abstract
本願発明は、γ’モル率を４０％以上となる組成を有するＮｉ超基耐熱合金インゴットを加工率５％以上３０％未満で冷間加工を行う第１冷間加工工程と、第１冷間加工を行った冷間加工材にγ’固溶温度を超える温度で熱処理する第１の熱処理工程とを含むＮｉ基超耐熱合金の製造方法により、鋼γ’含有Ｎｉ基超耐熱合金の熱間加工を容易とする。また、上記製造方法は、第１の熱処理工程後の熱処理材に、加工率２０％以上で第２の冷間加工を行う第２冷間加工工程と、第２冷間加工を行った第２冷間加工材にγ’ソルバス温度未満で熱処理する第２の熱処理工程をさらに含むことが好ましい。
Description
本発明は、Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法に関するものであり、特に、分塊用中間素材の製造方法に関するものである。
航空機エンジンや発電用のガスタービンに耐熱部品として、例えば、７１８合金のようなＮｉ基超耐熱合金が多く用いられている。ガスタービンの高性能化と低燃費化に伴って、高い耐熱温度を有する耐熱部品が求められる。Ｎｉ基超耐熱合金の耐熱性を向上させるには、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）などの組成で示される金属間化合物の析出強化相であるガンマプライム（以下γ’と記す）相の量を増やすことが最も有効である。今後、高耐熱性・高強度を満足させるために、Ｎｉ基超耐熱合金のγ’モル率がますます高めることが求められる。
しかし、γ’相の増加は、熱間加工時の変形抵抗が高くなり、鍛造加工が困難になる。また、γ’モル率が高いほど、鋳造凝固時の偏析傾向が強くなり、インゴットでの高温不安定相や鋳造欠陥が多くなり、インゴットの熱間鍛造性が低下する。その上、γ’生成元素であるＡｌ、Ｔｉの大量添加は合金の固相線温度低下、再結晶温度上昇も起こして、熱間鍛造温度領域を狭くさせる（一般に熱間鍛造は固相線温度以下、再結晶温度以上で行われる）。従来γ’モル率が４０％以上では事実上鍛造できる温度範囲がほぼ存在せず、熱間鍛造が困難とされている。そのため、γ’モル率が高いＮｉ基超耐熱合金の製造には、鍛造加工の困難を避けて、鋳造ままで使用する鋳物や、初期インゴットを粉末焼結で製造する粉末冶金法などの提案がある（例えば、特開平１０−４６２７８号公報（特許文献１））。
しかし、γ’相の増加は、熱間加工時の変形抵抗が高くなり、鍛造加工が困難になる。また、γ’モル率が高いほど、鋳造凝固時の偏析傾向が強くなり、インゴットでの高温不安定相や鋳造欠陥が多くなり、インゴットの熱間鍛造性が低下する。その上、γ’生成元素であるＡｌ、Ｔｉの大量添加は合金の固相線温度低下、再結晶温度上昇も起こして、熱間鍛造温度領域を狭くさせる（一般に熱間鍛造は固相線温度以下、再結晶温度以上で行われる）。従来γ’モル率が４０％以上では事実上鍛造できる温度範囲がほぼ存在せず、熱間鍛造が困難とされている。そのため、γ’モル率が高いＮｉ基超耐熱合金の製造には、鍛造加工の困難を避けて、鋳造ままで使用する鋳物や、初期インゴットを粉末焼結で製造する粉末冶金法などの提案がある（例えば、特開平１０−４６２７８号公報（特許文献１））。
前述した特許文献１の方法のように、鋳造のままで部品として使用する鋳造材は、粗大鋳造組織や合金元素の鋳造偏析、鋳造欠陥が存在するため、力学性能や信頼性が限られるため、例えば、タービンディスクのような高い信頼性が求められる部品には適用できない。粉末冶金法は高いγ’モル率の合金を焼成材として製造可能であるが、溶解・鍛造法に比べて、工程プロセスが複雑であり、製造工程における不純物の混入防止のために高度な管理が不可欠であり、製造コストが高い課題がある。そのため、鋳造材や焼成材は一部の特別用途に限定されている。
本発明の目的は、高γ’相含有Ｎｉ基超耐熱合金を製造する際に問題となっていた、熱間加工を容易とするＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供するものである。
本発明の目的は、高γ’相含有Ｎｉ基超耐熱合金を製造する際に問題となっていた、熱間加工を容易とするＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供するものである。
本発明の一観点によれば、γ’モル率を４０％以上となる組成を有するＮｉ基超耐熱合金インゴットを準備する工程と、
前記Ｎｉ基超耐熱合金インゴットを加工率５％以上３０％未満で冷間加工を行う第１の冷間加工工程と、
前記第１の冷間加工を行った冷間加工材にγ’固溶温度（以下、γ’ソルバス温度と記す）を超える温度で熱処理する第１の熱処理工程と
を含むＮｉ基超耐熱合金の製造方法が提供される。
前記第１の熱処理を行う温度が、ガンマプライム固溶温度プラス４０℃以下かつ前記Ｎｉ基超耐熱合金の固相線温度未満であることが好ましい。
前記Ｎｉ基超耐熱合金インゴットを加工率５％以上３０％未満で冷間加工を行う第１の冷間加工工程と、
前記第１の冷間加工を行った冷間加工材にγ’固溶温度（以下、γ’ソルバス温度と記す）を超える温度で熱処理する第１の熱処理工程と
を含むＮｉ基超耐熱合金の製造方法が提供される。
前記第１の熱処理を行う温度が、ガンマプライム固溶温度プラス４０℃以下かつ前記Ｎｉ基超耐熱合金の固相線温度未満であることが好ましい。
一具体例によれば、前記製造方法は、
前記第１の熱処理工程を施された熱処理材に加工率２０％以上で第２の冷間加工を行う第２冷間加工工程と、
前記第２の冷間加工を行った第２冷間加工材にγ’ソルバス温度未満の温度で熱処理する第２の熱処理工程をさらに含むことが好ましい。
前記第２の熱処理を行う温度が、ガンマプライム固溶温度マイナス８０℃以上であることが好ましい。
本発明の一具体例では、前記第１の冷間加工または前記第２の冷間加工は、鍛造、延伸加工、噴射加工の何れかまたは２種以上の組合わせであることが好ましい。
本発明の一具体例では、Ｎｉ基超耐熱合金の組成は質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２５０％、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｃｏ：２８．０％以下、Ｍｏ：２．０〜７．０％、Ｗ：６．０％以下、Ａｌ：２．０〜８．０％、Ｔｉ：０．５〜７．０％、Ｎｂ：４．０％以下、Ｔａ：３．０％以下、Ｆｅ：１０．０％以下、Ｖ：１．２％以下、Ｈｆ：１．０％以下、Ｂ：０．００１〜０．３００％、Ｚｒ：０．００１〜０．３００％を含み、残部はＮｉ及び不純物からなることが好ましい。
前記第１の熱処理工程を施された熱処理材に加工率２０％以上で第２の冷間加工を行う第２冷間加工工程と、
前記第２の冷間加工を行った第２冷間加工材にγ’ソルバス温度未満の温度で熱処理する第２の熱処理工程をさらに含むことが好ましい。
前記第２の熱処理を行う温度が、ガンマプライム固溶温度マイナス８０℃以上であることが好ましい。
本発明の一具体例では、前記第１の冷間加工または前記第２の冷間加工は、鍛造、延伸加工、噴射加工の何れかまたは２種以上の組合わせであることが好ましい。
本発明の一具体例では、Ｎｉ基超耐熱合金の組成は質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２５０％、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｃｏ：２８．０％以下、Ｍｏ：２．０〜７．０％、Ｗ：６．０％以下、Ａｌ：２．０〜８．０％、Ｔｉ：０．５〜７．０％、Ｎｂ：４．０％以下、Ｔａ：３．０％以下、Ｆｅ：１０．０％以下、Ｖ：１．２％以下、Ｈｆ：１．０％以下、Ｂ：０．００１〜０．３００％、Ｚｒ：０．００１〜０．３００％を含み、残部はＮｉ及び不純物からなることが好ましい。
本発明により、従来、熱間鍛造等の熱間加工が困難とされていたγ’モル率４０％以上の難加工Ｎｉ基超合金の分塊鍛造等の熱間加工を容易に行うことができる。これにより、高γ’相含有Ｎｉ基超耐熱合金を用いて、例えば、航空機用や発電用高性能タービンディスク製造を可能とすることができる。
以下の非限定的な具体例の説明および添付の図面を参照することにより、本発明の他の利点、特徴及び詳細が明らかになるであろう。
以下に、本発明の製造方法の各工程と、その条件の限定理由を述べる。
＜インゴット＞
本発明製造方法に適用するＮｉ基超合金はγ’モル率が４０％以上となる組成を有するインゴットを準備する。インゴットの製造方法は、真空溶解と真空アーク再溶解やエレクトロスラグ再溶解等の常法を適用すれば良い。なお、後述する本発明の製造方法は、特に、従来の熱間鍛造分塊技術で対応できないγ’モル率が６０％〜７０％Ｎｉ基超合金の加工に好適である。
＜インゴット＞
本発明製造方法に適用するＮｉ基超合金はγ’モル率が４０％以上となる組成を有するインゴットを準備する。インゴットの製造方法は、真空溶解と真空アーク再溶解やエレクトロスラグ再溶解等の常法を適用すれば良い。なお、後述する本発明の製造方法は、特に、従来の熱間鍛造分塊技術で対応できないγ’モル率が６０％〜７０％Ｎｉ基超合金の加工に好適である。
＜第１の冷間加工工程＞
本発明では、先ず、上記インゴットに冷間で加工を行う。冷間加工と再結晶熱処理における再結晶のメカニズムはまだ完全解明に至っていないが、本発明で冷間加工を適用した理由は、まず、熱間鍛造加工に比較して、加工過程での回復や動的再結晶が行われず、塑性加工によるひずみエネルギーを最も有効に材料に導入できるためである。次に、インゴットのままでは不均一に分布する共晶γ’相、炭化物、他析出相が存在し、μｍオーダーのミクロ塑性変形の不均一性を利用して、ひずみ勾配が高いポイントを作るのに有利であるからである。ひずみ勾配が高いサイトは再結晶核生成起点になりやすい。この冷間加工を適用することで、低い冷間加工率と後述する適切な熱処理により首尾よく再結晶組織を得ることができる。
本発明では、先ず、上記インゴットに冷間で加工を行う。冷間加工と再結晶熱処理における再結晶のメカニズムはまだ完全解明に至っていないが、本発明で冷間加工を適用した理由は、まず、熱間鍛造加工に比較して、加工過程での回復や動的再結晶が行われず、塑性加工によるひずみエネルギーを最も有効に材料に導入できるためである。次に、インゴットのままでは不均一に分布する共晶γ’相、炭化物、他析出相が存在し、μｍオーダーのミクロ塑性変形の不均一性を利用して、ひずみ勾配が高いポイントを作るのに有利であるからである。ひずみ勾配が高いサイトは再結晶核生成起点になりやすい。この冷間加工を適用することで、低い冷間加工率と後述する適切な熱処理により首尾よく再結晶組織を得ることができる。
前述の冷間加工として、本発明では第１の冷間加工工程の加工率を５％以上、３０％未満とする。原理的に、塑性変形した材料の再結晶はひずみ量の増加と共に容易になることがある。加工率が５％未満ではインゴットへのひずみの導入が不足し、後に行う熱処理を適用しても再結晶を起こすことはできない。そのため、第１の冷間加工工程の加工率の下限を５％とする。再結晶組織をより確実に得るには、第１の冷間加工工程の加工率の下限を８％とするのが好ましい。
一方、加工率が高いほど、後に行う熱処理にて再結晶が容易になり、再結晶粒を微細とすることができるため、第１の冷間加工工程の加工率は高い方が好ましい。しかし、鋳造ままのインゴットあるいはソーキング熱処理を行ったインゴットはデントライトの粗大組織を呈し、インゴット中に凝固偏析や鋳造欠陥などが存在して、冷間加工延性が限られる。そのため、冷間加工時の欠陥発生リスクを考慮し、第１の冷間加工工程の加工率の上限を３０％未満とする。好ましい第１の冷間加工工程の加工率の上限は２０％であり、さらに好ましくは１５％である。
一方、加工率が高いほど、後に行う熱処理にて再結晶が容易になり、再結晶粒を微細とすることができるため、第１の冷間加工工程の加工率は高い方が好ましい。しかし、鋳造ままのインゴットあるいはソーキング熱処理を行ったインゴットはデントライトの粗大組織を呈し、インゴット中に凝固偏析や鋳造欠陥などが存在して、冷間加工延性が限られる。そのため、冷間加工時の欠陥発生リスクを考慮し、第１の冷間加工工程の加工率の上限を３０％未満とする。好ましい第１の冷間加工工程の加工率の上限は２０％であり、さらに好ましくは１５％である。
なお、代表的な加工方法としては、図８に示すような径方向からの圧縮方式と図９に示す据え込み鍛造のような径の長さが殆ど変化せず、長さ方向に圧縮する加工方法がある。図８および図９ではいずれも矢印の方向に圧縮力が加えられる。
例えば、図８に示す径方向圧縮の加工率は下記の式（１）で定義する。
加工率(％)＝（（Ｌ０−Ｌ１）／Ｌ０）×１００％…（１）
ここで、Ｌ０は冷間加工前の径であり、Ｌ１は径方向からの圧縮加工後の寸法である。
なお、例えば、径方向からの圧縮としては、鍛伸のように径の断面積を小さくして、素材の長さを長尺とする加工方法があり、その場合は、鍛伸前の径と鍛伸後の径とで加工率を求めると良い。また、本発明を適用する場合、後述の実施例１に示すような加工方法がある。例えば、素材の長さ方向を拘束した丸棒材に対して、軸方向に所定の角度の回転と、その都度径方向の圧縮を繰り返す方法である。この方法によれば、長さ方向と径方向は結果として殆ど変化しないが、材料自体に均一に歪を加えることができる。この場合の加工率は、１パス毎の径方向の変化で上記（１）式を用いて計算する。
なお、図９に示す据え込み圧縮の加工率は式（２）で定義する。
加工率（％）＝（（Ｌ２−Ｌ３）／Ｌ２）×１００％…（２）
ここで、Ｌ２は圧縮加工前の長さ（高さ）、Ｌ３は加工後の長さ（高さ）である。
例えば、図８に示す径方向圧縮の加工率は下記の式（１）で定義する。
加工率(％)＝（（Ｌ０−Ｌ１）／Ｌ０）×１００％…（１）
ここで、Ｌ０は冷間加工前の径であり、Ｌ１は径方向からの圧縮加工後の寸法である。
なお、例えば、径方向からの圧縮としては、鍛伸のように径の断面積を小さくして、素材の長さを長尺とする加工方法があり、その場合は、鍛伸前の径と鍛伸後の径とで加工率を求めると良い。また、本発明を適用する場合、後述の実施例１に示すような加工方法がある。例えば、素材の長さ方向を拘束した丸棒材に対して、軸方向に所定の角度の回転と、その都度径方向の圧縮を繰り返す方法である。この方法によれば、長さ方向と径方向は結果として殆ど変化しないが、材料自体に均一に歪を加えることができる。この場合の加工率は、１パス毎の径方向の変化で上記（１）式を用いて計算する。
なお、図９に示す据え込み圧縮の加工率は式（２）で定義する。
加工率（％）＝（（Ｌ２−Ｌ３）／Ｌ２）×１００％…（２）
ここで、Ｌ２は圧縮加工前の長さ（高さ）、Ｌ３は加工後の長さ（高さ）である。
＜第１の熱処理工程＞
次に本発明による製造方法では、前述の第１の冷間加工を行った冷間加工材に対して、第１の熱処理を行う。第１の熱処理工程の温度は被加工Ｎｉ基超耐熱合金のγ’ソルバス温度を超える温度とする（スーパーソルバス熱処理）。本発明者の検討によれば、第１の冷間加工を行った冷間加工材に対して熱処理を行うと、熱処理温度の上昇により再結晶が進行することが分かった。特にγ’ソルバス温度上下では挙動が大きく変わることを知見した。γ’ソルバス温度以下では低ひずみ変形の健全な再結晶組織を得られないが、γ’ソルバス温度を超える温度域では、９５％以上の再結晶組織が得られた。そのため、第１の熱処理工程をＮｉ基超耐熱合金のγ’ソルバス温度を超える温度で行う。より健全な再結晶組織を得るための好ましい第１の熱処理温度の下限はγ’ソルバス温度プラス５℃であり、より好ましくはγ’ソルバス温度プラス１０℃である。
次に本発明による製造方法では、前述の第１の冷間加工を行った冷間加工材に対して、第１の熱処理を行う。第１の熱処理工程の温度は被加工Ｎｉ基超耐熱合金のγ’ソルバス温度を超える温度とする（スーパーソルバス熱処理）。本発明者の検討によれば、第１の冷間加工を行った冷間加工材に対して熱処理を行うと、熱処理温度の上昇により再結晶が進行することが分かった。特にγ’ソルバス温度上下では挙動が大きく変わることを知見した。γ’ソルバス温度以下では低ひずみ変形の健全な再結晶組織を得られないが、γ’ソルバス温度を超える温度域では、９５％以上の再結晶組織が得られた。そのため、第１の熱処理工程をＮｉ基超耐熱合金のγ’ソルバス温度を超える温度で行う。より健全な再結晶組織を得るための好ましい第１の熱処理温度の下限はγ’ソルバス温度プラス５℃であり、より好ましくはγ’ソルバス温度プラス１０℃である。
なお、健全な再結晶組織を維持するための第１の熱処理温度の上限はＮｉ基超耐熱合金の固相線未満である。固相線以上に加熱するとＮｉ基超耐熱合金の一部が溶解し始めて、熱処理とは呼べなくなる。また、第１の熱処理温度が過度に高くなると再結晶粒の成長を促進して、結晶粒の粗大化を促進することがあるため、第１の熱処理温度の上限はγ’ソルバス温度プラス４０℃とするのが好ましい。ただし、その温度と固相線温度の低い方とする。さらに好ましくは、第１の熱処理温度の上限はγ’ソルバス温度プラス２０℃である。ただし、その温度と固相線温度の低い方とする。
この第１の冷間加工工程と、第１の熱処理工程の組合せにより、Ｎｉ基超耐熱合金に熱間加工を適用することが可能な、再結晶率を９０％以上とすることができる。
インゴットは鋳造組織を有し、結晶粒径が粗大である。また、冷却方向に依存する異方性を持つ柱状晶が存在することが多い。このような鋳造組織は熱間変形時にｍｍオーダーのマクロ塑性変形が不均一となり、熱間加工時に早期の割れが発生しやすい。再結晶で作る結晶組織は等軸結晶であり、結晶粒径を微細にすることができるため、熱間変形が均一となり、局所的な転位の蓄積が起こり難い。それため、熱間加工時に割れの発生が抑制され、熱間加工性に優れている。
この第１の冷間加工工程と、第１の熱処理工程の組合せにより、Ｎｉ基超耐熱合金に熱間加工を適用することが可能な、再結晶率を９０％以上とすることができる。
インゴットは鋳造組織を有し、結晶粒径が粗大である。また、冷却方向に依存する異方性を持つ柱状晶が存在することが多い。このような鋳造組織は熱間変形時にｍｍオーダーのマクロ塑性変形が不均一となり、熱間加工時に早期の割れが発生しやすい。再結晶で作る結晶組織は等軸結晶であり、結晶粒径を微細にすることができるため、熱間変形が均一となり、局所的な転位の蓄積が起こり難い。それため、熱間加工時に割れの発生が抑制され、熱間加工性に優れている。
＜第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程＞
本発明では、上述した第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程の組合せにより、熱間加工を容易にするのに必要な再結晶粒を得ることができるが、この再結晶組織を微細とするには、更に第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程を行うことが好ましい。
本発明は第２の冷間加工工程の加工率を２０％以上とし、第２の熱処理工程の温度はγ’ソルバス温度未満（サブソルバス熱処理）とする。上述したように冷間での加工率が高いほど後に行う第２の熱処理工程で再結晶率が高く、再結晶粒径が微細になる。健全な再結晶組織を得て、後工程の熱間鍛造で十分な加工延性を得るために、第２の冷間加工工程の加工率の下限を２０％とする。より微細均一な再結晶組織を作るための好ましい第２の冷間加工工程の加工率の下限は３０％であり、より好ましくは４０％である。一方、加工率の上限は特に設定しないが、第２の冷間加工工程で割れが発生しないことを目安とすると、８０％の加工率を上限とするのが現実的である。
本発明では、上述した第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程の組合せにより、熱間加工を容易にするのに必要な再結晶粒を得ることができるが、この再結晶組織を微細とするには、更に第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程を行うことが好ましい。
本発明は第２の冷間加工工程の加工率を２０％以上とし、第２の熱処理工程の温度はγ’ソルバス温度未満（サブソルバス熱処理）とする。上述したように冷間での加工率が高いほど後に行う第２の熱処理工程で再結晶率が高く、再結晶粒径が微細になる。健全な再結晶組織を得て、後工程の熱間鍛造で十分な加工延性を得るために、第２の冷間加工工程の加工率の下限を２０％とする。より微細均一な再結晶組織を作るための好ましい第２の冷間加工工程の加工率の下限は３０％であり、より好ましくは４０％である。一方、加工率の上限は特に設定しないが、第２の冷間加工工程で割れが発生しないことを目安とすると、８０％の加工率を上限とするのが現実的である。
また、第２の熱処理工程の温度をγ’ソルバス温度未満とする理由は下記のとおりである。γ’ソルバス温度を超えるスーパーソルバス熱処理は再結晶が容易であるが、再結晶粒径が粗大である。一方、サブソルバス熱処理では再結晶の進行が遅いが、得られる再結晶組織が微細である。第２の冷間加工工程とサブソルバス熱処理の第２の熱処理工程とを組み合わせることにより、再結晶組織の微細化が図れる。そのため、本発明で行う第２の熱処理工程はγ’ソルバス温度未満とする。再結晶組織をより確実に微細化するための第２の熱処理工程の好ましい温度の上限はγ’ソルバス温度マイナス１０℃であり、より好ましくはγ’ソルバス温度マイナス２０℃である。一方で、第２の熱処理温度が低すぎると再結晶率が低くなる場合があるため、第２の熱処理温度の下限はγ’ソルバス温度マイナス８０℃とすると良い。より好ましい第２の熱処理温度の下限はγ’ソルバス温度マイナス５０℃であり、更に好ましくはγ’ソルバス温度マイナス４０℃である。
再結晶の結晶粒をさらに微細化させることにより、局所的な転位の蓄積を抑制する効果を向上させ、熱間変形の均一性をさらに向上させ、熱間加工性が一層向上することができる。
再結晶の結晶粒をさらに微細化させることにより、局所的な転位の蓄積を抑制する効果を向上させ、熱間変形の均一性をさらに向上させ、熱間加工性が一層向上することができる。
上述する冷間加工の方法は、プレスや鍛伸等の鍛造、スエジング等の延伸加工、ショットブラストやショットピーニング等の噴射加工を適用すると良い。冷間加工はＮｉ基超耐熱合金インゴットにひずみを導入するために行う。基本的にはひずみを導入できる方法のすべてが適用できるが、素材がインゴットであることを考慮すると、鍛造、延伸加工、噴射加工を適用するのが好ましい。このうち、噴射加工単独で５％以上の加工率で冷間加工を行うのは困難であるため、鍛造や延伸加工を組合わせるのが好ましい。噴射加工は主としてインゴット表面に対してひずみを導入するものであり、インゴットの割れの発生が表面を起点として発生するため、特に割れやすいＮｉ基超耐熱合金製のインゴットへの冷間加工には好適である。また、加工効率とコストの観点から、ひずみ導入の量やひずみ速度が制御しやすく、ひずみエネルギーが効率的に材料に蓄積できる加工方法としては、例えば油圧プレス（鍛造）を適用するのが好ましい。
次に本発明の製造方法で用いるＮｉ基超耐熱合金の好ましい組成について説明する。本発明は、γ’モル率が４０％以上になる組成であれば、広く適用できるが、中でも以下の組成が特に好適である。なお、組成の単位は質量％である。
＜Ｃ：０．００１〜０．２５０％＞
Ｃは、結晶粒界の強度を高める効果を有する。この効果は、０．００１％以上で現れるが、Ｃを過剰に含有した場合は、粗大な炭化物が形成され、強度、熱間加工性を低下させるため、０．２５０％を上限とする。好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。また、好ましい上限は０．１５０％であり、より好ましくは０．１１０％である。
＜Ｃ：０．００１〜０．２５０％＞
Ｃは、結晶粒界の強度を高める効果を有する。この効果は、０．００１％以上で現れるが、Ｃを過剰に含有した場合は、粗大な炭化物が形成され、強度、熱間加工性を低下させるため、０．２５０％を上限とする。好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。また、好ましい上限は０．１５０％であり、より好ましくは０．１１０％である。
＜Ｃｒ：８．０〜２２．０％＞
Ｃｒは、耐酸化性、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るには、８．０％以上が必要である。Ｃｒを過剰に含有すると、σ相などの脆化相を形成し、強度、熱間加工性を低下させるので、上限は２２．０％とする。好ましい下限は９．０％であり、より好ましくは９．５％である。また、好ましい上限は１８．０％であり、より好ましくは１６．０％である。
Ｃｒは、耐酸化性、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るには、８．０％以上が必要である。Ｃｒを過剰に含有すると、σ相などの脆化相を形成し、強度、熱間加工性を低下させるので、上限は２２．０％とする。好ましい下限は９．０％であり、より好ましくは９．５％である。また、好ましい上限は１８．０％であり、より好ましくは１６．０％である。
＜Ｃｏ：２８．０％以下＞
Ｃｏは、組織の安定性を改善し、強化元素であるＴｉを多く含有しても熱間加工性を維持することを可能とする。他元素との組み合わせにより、２８．０％以下の範囲で含有することができる選択元素の一つである。Ｃｏ含有量を高めると熱間加工性は向上し、特に難加工性のＮｉ基超耐熱合金においては、Ｃｏの添加は有効である。一方で、Ｃｏは高価であるため、コストが上昇する。熱間加工性を向上させる目的でＣｏを添加する場合の好ましい下限は８．０％とすると良い。更に好ましくは１０．０％である。また、Ｃｏの好ましい上限は１８．０％とする。より好ましくは１６．０％である。なお、γ’生成元素やＮｉマトリックス生成のバランスにより、Ｃｏを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｃｏの下限を０％とする。
Ｃｏは、組織の安定性を改善し、強化元素であるＴｉを多く含有しても熱間加工性を維持することを可能とする。他元素との組み合わせにより、２８．０％以下の範囲で含有することができる選択元素の一つである。Ｃｏ含有量を高めると熱間加工性は向上し、特に難加工性のＮｉ基超耐熱合金においては、Ｃｏの添加は有効である。一方で、Ｃｏは高価であるため、コストが上昇する。熱間加工性を向上させる目的でＣｏを添加する場合の好ましい下限は８．０％とすると良い。更に好ましくは１０．０％である。また、Ｃｏの好ましい上限は１８．０％とする。より好ましくは１６．０％である。なお、γ’生成元素やＮｉマトリックス生成のバランスにより、Ｃｏを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｃｏの下限を０％とする。
＜Ｆｅ：１０．０％以下＞
Ｆｅは、高価なＮｉ、Ｃｏの代替として用いる選択元素の一つであり、合金コストの低減に有効である。この効果を得るには、他元素の組み合わせで添加するかどうかを決定すると良い。ただし、Ｆｅを過剰に含有するとσ相などの脆化相を形成し、強度、熱間加工性を低下させるので、Ｆｅの上限は１０．０％とする。好ましい上限は９．０％であり、より好ましくは８．０％である。一方、γ’生成元素やＮｉマトリックス生成のバランスにより、Ｆｅを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｆｅの下限を０％とする。
Ｆｅは、高価なＮｉ、Ｃｏの代替として用いる選択元素の一つであり、合金コストの低減に有効である。この効果を得るには、他元素の組み合わせで添加するかどうかを決定すると良い。ただし、Ｆｅを過剰に含有するとσ相などの脆化相を形成し、強度、熱間加工性を低下させるので、Ｆｅの上限は１０．０％とする。好ましい上限は９．０％であり、より好ましくは８．０％である。一方、γ’生成元素やＮｉマトリックス生成のバランスにより、Ｆｅを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｆｅの下限を０％とする。
＜Ｍｏ：２．０〜７．０％＞
Ｍｏは、マトリックスの固溶強化に寄与し、高温強度を向上させる効果がある。この効果を得るためには、２．０％以上が必要であるが、Ｍｏが過剰となると金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうため、上限を７．０％とする。好ましい下限は２．５％であり、より好ましくは３．０％である。また、好ましい上限は５．０％であり、より好ましくは４．０％である。
Ｍｏは、マトリックスの固溶強化に寄与し、高温強度を向上させる効果がある。この効果を得るためには、２．０％以上が必要であるが、Ｍｏが過剰となると金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうため、上限を７．０％とする。好ましい下限は２．５％であり、より好ましくは３．０％である。また、好ましい上限は５．０％であり、より好ましくは４．０％である。
＜Ｗ：６．０％以下＞
Ｗは、Ｍｏと同様に、マトリックスの固溶強化に寄与する選択元素の一つである。Ｗが過剰となると有害な金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうため、上限を６．０％とする。好ましい上限は５．５％であり、より好ましくは５．０％である。前述のＷの効果をより確実に発揮させるには、Ｗの下限を１．０％とすると良い。また、ＷとＭｏとを複合添加することにより、より固溶強化効果が発揮できる。複合添加の場合のＷは０．８％以上の添加が好ましい。なお、Ｍｏの十分な添加により、Ｗを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｗの下限を０％とする。
Ｗは、Ｍｏと同様に、マトリックスの固溶強化に寄与する選択元素の一つである。Ｗが過剰となると有害な金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうため、上限を６．０％とする。好ましい上限は５．５％であり、より好ましくは５．０％である。前述のＷの効果をより確実に発揮させるには、Ｗの下限を１．０％とすると良い。また、ＷとＭｏとを複合添加することにより、より固溶強化効果が発揮できる。複合添加の場合のＷは０．８％以上の添加が好ましい。なお、Ｍｏの十分な添加により、Ｗを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｗの下限を０％とする。
＜Ｖ：１．２％以下＞
Ｖは、マトリックスの固溶強化、炭化物生成による粒界強化に有用な選択元素の一つである。このＶの効果をより確実に発揮させるには、Ｖの下限を０．５％とすると良い。ただし、Ｖの過度の添加は製造過程の高温不安定相の生成を招き、製造性および高温力学性能に悪影響を招くので、Ｖの上限を１．２％とする。好ましい上限は１．０％であり、より好ましくは０．８％である。なお、合金中の他合金元素のとのバランスにより、Ｖを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｖの下限を０％とする。
Ｖは、マトリックスの固溶強化、炭化物生成による粒界強化に有用な選択元素の一つである。このＶの効果をより確実に発揮させるには、Ｖの下限を０．５％とすると良い。ただし、Ｖの過度の添加は製造過程の高温不安定相の生成を招き、製造性および高温力学性能に悪影響を招くので、Ｖの上限を１．２％とする。好ましい上限は１．０％であり、より好ましくは０．８％である。なお、合金中の他合金元素のとのバランスにより、Ｖを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｖの下限を０％とする。
＜Ａｌ：２．０〜８．０％＞
Ａｌは、強化相であるγ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を形成し、高温強度を向上させる必須元素である。その効果を得るためには最低２．０％が必要であるが、過度の添加は熱間加工性を低下させ、加工中の割れなどの材料欠陥の原因となるので、２．０〜８．０％に限定する。好ましい下限は２．５％であり、より好ましくは３．０％である。また、好ましい上限は７．５％であり、より好ましくは７．０％である。
Ａｌは、強化相であるγ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を形成し、高温強度を向上させる必須元素である。その効果を得るためには最低２．０％が必要であるが、過度の添加は熱間加工性を低下させ、加工中の割れなどの材料欠陥の原因となるので、２．０〜８．０％に限定する。好ましい下限は２．５％であり、より好ましくは３．０％である。また、好ましい上限は７．５％であり、より好ましくは７．０％である。
＜Ｔｉ：０．５〜７．０％＞
ＴｉもＡｌと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める必須元素である。その効果を得るためには最低０．５％必要であるが、過度の添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招くとともに有害なη（イータ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＴｉの上限を７．０％とする。他のγ’形成元素やマトリックスのバランスを考慮すると、Ｔｉの好ましい下限は０．７％であり、より好ましくは０．８％である。また、好ましい上限は６．５％であり、より好ましくは６．０％である。
ＴｉもＡｌと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める必須元素である。その効果を得るためには最低０．５％必要であるが、過度の添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招くとともに有害なη（イータ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＴｉの上限を７．０％とする。他のγ’形成元素やマトリックスのバランスを考慮すると、Ｔｉの好ましい下限は０．７％であり、より好ましくは０．８％である。また、好ましい上限は６．５％であり、より好ましくは６．０％である。
＜Ｎｂ：４．０％以下＞
Ｎｂは、ＡｌやＴｉと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める選択元素の一つである。このＮｂの効果をより確実に発揮させるには、Ｎｂの下限を２．０％とすると良い。ただし、Ｎｂの過度の添加は有害なδ（デルタ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＮｂの上限を４．０％とする。好ましい上限は３．５％であり、より好ましくは２．５％である。他のγ’形成元素の添加により、Ｎｂを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｎｂの下限を０％とする。
Ｎｂは、ＡｌやＴｉと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める選択元素の一つである。このＮｂの効果をより確実に発揮させるには、Ｎｂの下限を２．０％とすると良い。ただし、Ｎｂの過度の添加は有害なδ（デルタ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＮｂの上限を４．０％とする。好ましい上限は３．５％であり、より好ましくは２．５％である。他のγ’形成元素の添加により、Ｎｂを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｎｂの下限を０％とする。
＜Ｔａ：３．０％以下＞
Ｔａは、ＡｌやＴｉと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める選択元素の一つである。このＴａの効果をより確実に発揮させるには、Ｔａの下限を０．３％とすると良い。ただし、Ｔａの過度の添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招くとともに有害なη（イータ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＴａの上限を３．０％とする。好ましくは２．５％以下である。一方、ＴｉやＮｂなどのγ’形成元素添加やマトリックスのバランスにより、Ｔａは無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｔａの下限を０％とする。
Ｔａは、ＡｌやＴｉと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める選択元素の一つである。このＴａの効果をより確実に発揮させるには、Ｔａの下限を０．３％とすると良い。ただし、Ｔａの過度の添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招くとともに有害なη（イータ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＴａの上限を３．０％とする。好ましくは２．５％以下である。一方、ＴｉやＮｂなどのγ’形成元素添加やマトリックスのバランスにより、Ｔａは無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｔａの下限を０％とする。
＜Ｈｆ：１．０％以下＞
Ｈｆは、合金の耐酸化性向上、炭化物生成による粒界強化に有用な選択元素の一つである。このＨｆの効果をより確実に発揮させるには、Ｈｆの下限を０．１％とすると良い。ただし、Ｈｆの過度の添加は製造過程の酸化物生成、高温不安定相の生成を招き、製造性および高温力学性能に悪影響を招くので、Ｈｆの上限を１．０％とする。なお、合金中の他合金元素のとのバランスにより、Ｈｆは無添加レベルの原料（不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｈｆの下限を０％とする。
Ｈｆは、合金の耐酸化性向上、炭化物生成による粒界強化に有用な選択元素の一つである。このＨｆの効果をより確実に発揮させるには、Ｈｆの下限を０．１％とすると良い。ただし、Ｈｆの過度の添加は製造過程の酸化物生成、高温不安定相の生成を招き、製造性および高温力学性能に悪影響を招くので、Ｈｆの上限を１．０％とする。なお、合金中の他合金元素のとのバランスにより、Ｈｆは無添加レベルの原料（不可避不純物レベル）としても良い場合は、Ｈｆの下限を０％とする。
＜Ｂ：０．００１〜０．３００％＞
Ｂは、粒界強度を向上させ、クリープ強度、延性を改善する元素である。この効果を得るには最低０．００１％が必要となる。一方でＢは融点を低下させる効果が大きいこと、また、粗大なホウ化物が形成されると加工性が阻害されることから、０．３００％を超えないように制御すると良い。好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。また、好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．０２０％である。
Ｂは、粒界強度を向上させ、クリープ強度、延性を改善する元素である。この効果を得るには最低０．００１％が必要となる。一方でＢは融点を低下させる効果が大きいこと、また、粗大なホウ化物が形成されると加工性が阻害されることから、０．３００％を超えないように制御すると良い。好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。また、好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．０２０％である。
＜Ｚｒ：０．００１〜０．３００％＞
Ｚｒは、Ｂと同様に粒界強度を向上させる効果を有しており、この効果を得るには最低０．００１％とする。一方でＺｒが過剰となると、やはり融点の低下を招き、高温強度、熱間加工性が阻害されるため、上限は０．３００％とする。好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。また、好ましい上限は０．２５０％であり、より好ましくは０．２００％である。
以上、説明する元素以外の残部はＮｉとするが、当然、不可避的な不純物は含まれる。
Ｚｒは、Ｂと同様に粒界強度を向上させる効果を有しており、この効果を得るには最低０．００１％とする。一方でＺｒが過剰となると、やはり融点の低下を招き、高温強度、熱間加工性が阻害されるため、上限は０．３００％とする。好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。また、好ましい上限は０．２５０％であり、より好ましくは０．２００％である。
以上、説明する元素以外の残部はＮｉとするが、当然、不可避的な不純物は含まれる。
（実施例１）
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
Ｎｉ基超耐熱合金を真空溶解し、ロストワックス精密鋳造でＮｉ基超耐熱合金Ａのインゴット（φ４０ｍｍ×２００ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ａの化学組成を表１に示す。Ｎｉ基超合金は平衡状態で析出できるγ’の量やγ’ソルバス温度は原理的にその合金組成で決められる。Ｎｉ基超耐熱合金Ａのγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏ(Version 8.0.1、Sente Software Ltd.社製品)を用いて計算し、γ’ソルバス温度は１１８８℃であり、７００℃のγ’モル％は６９％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ａのインゴットからインゴットの長手方向と平行の方向からφ１３ｍｍ×１００ｍｍＬの圧縮試験用サンプルを採取した。
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
Ｎｉ基超耐熱合金を真空溶解し、ロストワックス精密鋳造でＮｉ基超耐熱合金Ａのインゴット（φ４０ｍｍ×２００ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ａの化学組成を表１に示す。Ｎｉ基超合金は平衡状態で析出できるγ’の量やγ’ソルバス温度は原理的にその合金組成で決められる。Ｎｉ基超耐熱合金Ａのγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏ(Version 8.0.1、Sente Software Ltd.社製品)を用いて計算し、γ’ソルバス温度は１１８８℃であり、７００℃のγ’モル％は６９％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ａのインゴットからインゴットの長手方向と平行の方向からφ１３ｍｍ×１００ｍｍＬの圧縮試験用サンプルを採取した。
第１の冷間加工は、φ１３ｍｍ×１００ｍｍＬの圧縮サンプルを径方向から複数パスの圧縮を行った。異なる圧縮パスの圧縮方向は下記のように行った。
１パス目：径方向の任意方向で第１回目の圧縮。
２パス目：第１回目の圧縮の方向を基準に、９０°方向に回転させて第２の圧縮。
３パス目：第１回目の圧縮の方向を基準に、プラス４５°方向に回転させて圧縮。
４パス目：第１回目の圧縮の方向を基準に、マイナス４５°方向に回転させて圧縮。
５パス目：第１パス方向を基準に、プラス２２．５°方向に回転させて圧縮。
６パス目：第１パス方向を基準に、マイナス２２．５°方向に回転させて圧縮。
７パス目：第２パスの方向を基準に、プラス２２．５°方向に回転させて圧縮。
８パス目：第２パスの方向を基準に、マイナス２２．５°方向に回転させて圧縮。
上記の順番で２パス目〜８パス目までそれぞれ実施した。それぞれの加工パス数を表２に示す。表示の仕方は、例えば、２パス目まで実施したものは加工パス数を２、８パス目まで実施したものは加工パス数を８というように表記した。
なお、加工率の計算は、上記の（１）式の通り、加工（圧縮）率（％）＝（Ｌ０−Ｌ１）／Ｌ０×１００％として計算し、Ｌ０とＬ１はパス毎の径方向の圧縮前後寸法である。圧縮加工温度は室温、圧縮のひずみ速度はいずれも０．１／ｓであった。
１パス目：径方向の任意方向で第１回目の圧縮。
２パス目：第１回目の圧縮の方向を基準に、９０°方向に回転させて第２の圧縮。
３パス目：第１回目の圧縮の方向を基準に、プラス４５°方向に回転させて圧縮。
４パス目：第１回目の圧縮の方向を基準に、マイナス４５°方向に回転させて圧縮。
５パス目：第１パス方向を基準に、プラス２２．５°方向に回転させて圧縮。
６パス目：第１パス方向を基準に、マイナス２２．５°方向に回転させて圧縮。
７パス目：第２パスの方向を基準に、プラス２２．５°方向に回転させて圧縮。
８パス目：第２パスの方向を基準に、マイナス２２．５°方向に回転させて圧縮。
上記の順番で２パス目〜８パス目までそれぞれ実施した。それぞれの加工パス数を表２に示す。表示の仕方は、例えば、２パス目まで実施したものは加工パス数を２、８パス目まで実施したものは加工パス数を８というように表記した。
なお、加工率の計算は、上記の（１）式の通り、加工（圧縮）率（％）＝（Ｌ０−Ｌ１）／Ｌ０×１００％として計算し、Ｌ０とＬ１はパス毎の径方向の圧縮前後寸法である。圧縮加工温度は室温、圧縮のひずみ速度はいずれも０．１／ｓであった。
上記第１の冷間加工工程を行った材料は所定温度と保持時間の第１の熱処理工程を施した。第１の冷間加工工程の条件を表２に示す。第１の熱処理工程として表２に示す「サブソルバス処理」の熱処理条件は、１１５０℃×３０分であり、「スーパーソルバス処理（Ａ）」の熱処理条件は１２００℃×５分、「スーパーソルバス処理（Ｂ）」の熱処理条件は１２００℃×３０分である。なお、熱処理後はいずれのサンプルも空冷を行った。
また、第１の熱処理工程後の丸棒から厚み５ｍｍのミクロ観察用サンプルを切り出し、丸棒の軸方向から光学顕微鏡観察を行った。組織観察の腐食液はＫａｌｌｉｎｇ液、再結晶率の算出は再結晶組織の面積率で算出した。再結晶率の測定結果を表２に併せて示す。実施例および比較例のミクロ写真を図１〜図５に示す。
また、第１の熱処理工程後の丸棒から厚み５ｍｍのミクロ観察用サンプルを切り出し、丸棒の軸方向から光学顕微鏡観察を行った。組織観察の腐食液はＫａｌｌｉｎｇ液、再結晶率の算出は再結晶組織の面積率で算出した。再結晶率の測定結果を表２に併せて示す。実施例および比較例のミクロ写真を図１〜図５に示す。
表２及び図１〜５の結果から、本発明で規定する第１の冷間加工工程（加工率５％以上）と第１の熱処理工程（スーパーソルバス熱処理）を適用したものは、十分な再結晶組織が得られることが分かる。一方、第１の冷間加工工程の加工率が５％未満であったり、第１の熱処理工程（スーパーソルバス熱処理）の温度に満たない温度領域で熱処理を行ったものは５０％以上の再結晶組織は得られなかった。
（実施例２）
Ｎｉ基超耐熱合金を真空溶解し、Ｎｉ基超耐熱合金Ｂのインゴット（φ１００ｍｍ×１１０ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ｂの化学組成を表３に示す。Ｎｉ基超耐熱合金Ｂのγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏで計算し、γ’ソルバス温度は１１６２℃であり、７００℃のγ’モル％は４６％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ｂのインゴットの１／４直径位置からインゴットの軸方向と平行方向でφ２２ｍｍ×５５ｍｍＬの圧縮試験用サンプルを採取した。
Ｎｉ基超耐熱合金を真空溶解し、Ｎｉ基超耐熱合金Ｂのインゴット（φ１００ｍｍ×１１０ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ｂの化学組成を表３に示す。Ｎｉ基超耐熱合金Ｂのγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏで計算し、γ’ソルバス温度は１１６２℃であり、７００℃のγ’モル％は４６％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ｂのインゴットの１／４直径位置からインゴットの軸方向と平行方向でφ２２ｍｍ×５５ｍｍＬの圧縮試験用サンプルを採取した。
第１の冷間加工工程は、φ２２ｍｍ×５５ｍｍＬの丸棒を軸方向から据え込み方式とし、加工率１０％で冷間加工を行った。なお、加工率の計算は、上記（２）式の通り、第１の冷間加工（圧縮）は圧縮加工率（％）＝（Ｌ２−Ｌ３）／Ｌ２×１００％で定義し、Ｌ２とＬ３はそれぞれ圧縮加工前と後の長さ（高さ）である。なお、第１の冷間加工工程において加工率４０％で加工した圧縮試験用サンプルには割れが発生したため、その後の第１の熱処理工程は行わなかった。
次に、第１の熱処理工程を実施した。第１の熱処理工程の条件は、保持温度１１８０℃×８時間保持後、６０℃／ｈの冷却速度で５００℃まで冷却し、５００℃で熱処理炉からサンプルを取り出して空冷した。
次に、第１の熱処理工程を実施した。第１の熱処理工程の条件は、保持温度１１８０℃×８時間保持後、６０℃／ｈの冷却速度で５００℃まで冷却し、５００℃で熱処理炉からサンプルを取り出して空冷した。
第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程を施した後、実施例１と同様な方法でミクロ組織を評価し、再結晶率が１００％であることを確認した。なお、再結晶粒径サイズをＡＳＴＭ法で評価したところ、平均粒径は３２０μｍであった。
第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程を経た圧縮試験後のサンプルに、さらに、第２の冷間加工工程として、軸方向から据え込み圧縮で加工率３０％の冷間加工を行った後、第２の熱処理工程を施した。第２の熱処理工程の条件は、保持温度１１３０℃×３０分保持後空冷した。
第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程を施した圧縮試験後のサンプルを長さ方向の中心線を通るように切断し、１／４Ｄ（Ｄは直径）位置のミクロ組織を観察した。腐食は電解腐食を採用した（電解腐食液：１０％シュウ酸水溶液、腐食電圧：４Ｖ、腐食時間２秒）。これで得られた組織を図６に示し、その平均粒径は１０．６μｍ（ＡＳＴＭ＃９．７）であった。
この結果から、本発明で規定するＮｉ基超耐熱合金の製造方法を適用することにより、結晶粒の微細化が十分に図れることがわかる。
第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程を経た圧縮試験後のサンプルに、さらに、第２の冷間加工工程として、軸方向から据え込み圧縮で加工率３０％の冷間加工を行った後、第２の熱処理工程を施した。第２の熱処理工程の条件は、保持温度１１３０℃×３０分保持後空冷した。
第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程を施した圧縮試験後のサンプルを長さ方向の中心線を通るように切断し、１／４Ｄ（Ｄは直径）位置のミクロ組織を観察した。腐食は電解腐食を採用した（電解腐食液：１０％シュウ酸水溶液、腐食電圧：４Ｖ、腐食時間２秒）。これで得られた組織を図６に示し、その平均粒径は１０．６μｍ（ＡＳＴＭ＃９．７）であった。
この結果から、本発明で規定するＮｉ基超耐熱合金の製造方法を適用することにより、結晶粒の微細化が十分に図れることがわかる。
（実施例３）
Ｎｉ基超耐熱合金を真空溶解し、Ｎｉ基超耐熱合金Ｃのインゴット（φ１００ｍｍ×１１０ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ｃの化学組成を表４に示す。Ｎｉ基超耐熱合金Ｃのγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏで計算し、γ’ソルバス温度は１２３５℃であり、γ’モル％は７２％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ｃのインゴットの１／４直径位置からインゴットの軸方向と平行方向でφ２２ｍｍ×５５ｍｍＬの圧縮試験用サンプルを採取した。
Ｎｉ基超耐熱合金を真空溶解し、Ｎｉ基超耐熱合金Ｃのインゴット（φ１００ｍｍ×１１０ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ｃの化学組成を表４に示す。Ｎｉ基超耐熱合金Ｃのγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏで計算し、γ’ソルバス温度は１２３５℃であり、γ’モル％は７２％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ｃのインゴットの１／４直径位置からインゴットの軸方向と平行方向でφ２２ｍｍ×５５ｍｍＬの圧縮試験用サンプルを採取した。
第１の冷間加工工程は、φ２２ｍｍ×５５ｍｍＬの丸棒を軸方向から据え込み方式とし、加工率１０％で冷間加工を行った。加工率は上記の（２）式の通りである。なお、第１の冷間加工工程において加工率４０％で加工した圧縮試験用サンプルには割れが発生したため、その後の第１の熱処理工程は行わなかった。
次に、第１の熱処理工程を実施した。第１の熱処理工程の条件は、保持温度１２５０℃×８時間保持後、６０℃／ｈの冷却速度で５００℃まで冷却し、５００℃で熱処理炉からサンプルを取り出して空冷した。
次に、第１の熱処理工程を実施した。第１の熱処理工程の条件は、保持温度１２５０℃×８時間保持後、６０℃／ｈの冷却速度で５００℃まで冷却し、５００℃で熱処理炉からサンプルを取り出して空冷した。
第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程を施した後、実施例１と同様な方法でミクロ組織を評価し、再結晶率が１００％であることを確認した。なお、再結晶粒径サイズをＡＳＴＭ法で評価したところ、平均粒径が２９０μｍであった。
第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程を経た圧縮試験後のサンプルをさらに、第２の冷間加工工程として、軸方向から加工率３０％の冷間加工を行った後、第２の熱処理工程を施した。第２の熱処理工程の条件は、保持温度１２００℃×３０分保持後空冷した。
第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程を施した圧縮試験後のサンプルを長さ方向の中心線を通るように切断し、１／４Ｄ（Ｄは直径）位置のミクロ組織を観察した。腐食は電解腐食を採用した（電解腐食液：１０％シュウ酸水溶液、腐食電圧：４Ｖ、腐食時間１．５秒）。これで得られた組織を図７に示す。その平均粒径は９．８μｍ（ＡＳＴＭ＃１０）であった。
この結果から、本発明で規定するＮｉ基超耐熱合金の製造方法を適用することにより、結晶粒の微細化が十分に図れることがわかる。
第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程を経た圧縮試験後のサンプルをさらに、第２の冷間加工工程として、軸方向から加工率３０％の冷間加工を行った後、第２の熱処理工程を施した。第２の熱処理工程の条件は、保持温度１２００℃×３０分保持後空冷した。
第２の冷間加工工程と第２の熱処理工程を施した圧縮試験後のサンプルを長さ方向の中心線を通るように切断し、１／４Ｄ（Ｄは直径）位置のミクロ組織を観察した。腐食は電解腐食を採用した（電解腐食液：１０％シュウ酸水溶液、腐食電圧：４Ｖ、腐食時間１．５秒）。これで得られた組織を図７に示す。その平均粒径は９．８μｍ（ＡＳＴＭ＃１０）であった。
この結果から、本発明で規定するＮｉ基超耐熱合金の製造方法を適用することにより、結晶粒の微細化が十分に図れることがわかる。
（実施例４）
真空溶解してＮｉ基超耐熱合金Ｄのインゴット（φ１００ｍｍ×１１０ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ｄの化学組成を表５に示す。本合金のγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏで計算し、γ’ソルバス温度は１１５９℃であり、７００℃γ’モル％は４７％であった。
真空溶解してＮｉ基超耐熱合金Ｄのインゴット（φ１００ｍｍ×１１０ｍｍＬ）を作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ｄの化学組成を表５に示す。本合金のγ’ソルバス温度とγ’モル率は市販計算ソフトＪＭａｔＰｒｏで計算し、γ’ソルバス温度は１１５９℃であり、７００℃γ’モル％は４７％であった。
得られたＮｉ基超耐熱合金Ｄのインゴットの１／４直径位置からインゴットの軸方向と平行方向でφ２２ｍｍ×３５ｍｍＬの圧縮用サンプルを採取した。
第１の冷間加工工程は、φ２２ｍｍ×３５ｍｍＬの丸棒を軸方向から据え込み鍛造した。鍛造の加工率１０％であった。加工率は式（２）に従って算出した。次に、第１の熱処理工程を実施した。第１の熱処理工程の条件は、保持温度１１８０℃×８時間保持後、６０℃／ｈの冷却速度で５００℃まで冷却し、５００℃で熱処理炉からサンプルを取り出して空冷した。
上記熱処理材料から引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験片はＡＳＴＭ標準の縮小版を採用した。試験全長３０ｍｍ、標点距離７ｍｍ、直径２ｍｍであった。なお、歪み速度は０．１／Ｓであり、引張試験温度は室温（２２℃）と８００℃で行った。なお、試験温度８００℃は分解鍛造等の熱間加工を模擬したものである。また、比較例として、鋳造ままの材料から引張試験片を採取して、同様な引張条件で引張試験を行った。その結果を表６に示す。
第１の冷間加工工程は、φ２２ｍｍ×３５ｍｍＬの丸棒を軸方向から据え込み鍛造した。鍛造の加工率１０％であった。加工率は式（２）に従って算出した。次に、第１の熱処理工程を実施した。第１の熱処理工程の条件は、保持温度１１８０℃×８時間保持後、６０℃／ｈの冷却速度で５００℃まで冷却し、５００℃で熱処理炉からサンプルを取り出して空冷した。
上記熱処理材料から引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験片はＡＳＴＭ標準の縮小版を採用した。試験全長３０ｍｍ、標点距離７ｍｍ、直径２ｍｍであった。なお、歪み速度は０．１／Ｓであり、引張試験温度は室温（２２℃）と８００℃で行った。なお、試験温度８００℃は分解鍛造等の熱間加工を模擬したものである。また、比較例として、鋳造ままの材料から引張試験片を採取して、同様な引張条件で引張試験を行った。その結果を表６に示す。
表６に示すように本発明の第１の冷間加工工程と第１の熱処理工程により、γ’モル％４０％以上の難加工Ｎｉ基超耐熱合金の高温延性が大幅に向上したことが分かる。
通常、１０５０〜１１００℃での熱間加工では、絞りの値が６０％程度確保できれば十分に熱間加工ができるものである。表６に示すように、本発明では、８００℃という比較的低い温度であっても絞りが約６０％に達成できた。通常、熱間加工は８００℃より高い温度で行うことから本発明方法の適用により、熱間加工を容易に行えることが分かる。
通常、１０５０〜１１００℃での熱間加工では、絞りの値が６０％程度確保できれば十分に熱間加工ができるものである。表６に示すように、本発明では、８００℃という比較的低い温度であっても絞りが約６０％に達成できた。通常、熱間加工は８００℃より高い温度で行うことから本発明方法の適用により、熱間加工を容易に行えることが分かる。
以上、説明する本発明のＮｉ基超耐熱合金の製造方法を、例えば、分塊用中間素材の製造に適用すると、従来、熱間鍛造等の熱間加工が困難とされていたγ’モル率４０％以上の難加工Ｎｉ基超合金の分塊鍛造等の熱間加工を容易に行うことができる。これにより、高γ’含有Ｎｉ基超耐熱合金を用いて、例えば、航空機や発電用高性能タービンディスク製造を可能とすることができる。
Claims (7)
- ガンマプライム（γ’）相が４０モル％以上となる組成を有するＮｉ基超耐熱合金インゴットを準備する工程と、
前記Ｎｉ基超耐熱合金インゴットを加工率５％以上、３０％未満で冷間加工を行う第１の冷間加工工程と、
前記第１の冷間加工を行った冷間加工材にガンマプライム固溶温度を超える温度で熱処理する第１の熱処理工程と
を含む、Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法。 - 前記第１の熱処理を行う温度が、ガンマプライム固溶温度プラス４０℃以下、かつ前記Ｎｉ基超耐熱合金の固相線温度未満である請求項１に記載のＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
- 前記第１の熱処理を施された熱処理材に加工率２０％以上で第２の冷間加工を行う第２の冷間加工工程と、
前記第２の冷間加工を行った冷間加工材にガンマプライム固溶温度未満の温度で熱処理する第２の熱処理工程と
をさらに含む請求項１または２に記載のＮｉ基超耐熱合金の製造方法。 - 前記第２の熱処理を行う温度が、ガンマプライム固溶温度マイナス８０℃以上である請求項３に記載のＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
- 前記第１の冷間加工は、鍛造、延伸加工、噴射加工の何れかまたは２種以上の組合わせである請求項１または２に記載のＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
- 前記第１の冷間加工または前記第２の冷間加工は、鍛造、延伸加工、噴射加工の何れかまたは２種以上の組合わせである請求項３または４に記載のＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
- 前記Ｎｉ基超耐熱合金の組成が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２５０％、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｃｏ：２８．０％以下、Ｍｏ：２．０〜７．０％、Ｗ：６．０％以下、Ａｌ：２．０〜８．０％、Ｔｉ：０．５〜７．０％、Ｎｂ：４．０％以下、Ｔａ：３．０％以下、Ｆｅ：１０．０％以下、Ｖ：１．２％以下、Ｈｆ：１．０％以下、Ｂ：０．００１〜０．３００％、Ｚｒ：０．００１〜０．３００％を含み、残部はＮｉ及び不純物からなる請求項１乃至６の何れかに記載のＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
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