JP6660042B2 - Ｎｉ基超耐熱合金押出材の製造方法およびＮｉ基超耐熱合金押出材 - Google Patents
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Description
本発明は、Ｎｉ基超耐熱合金押出材の製造方法と、Ｎｉ基超耐熱合金押出材に関する。
従来、航空機エンジンや発電用ガスタービン等の構成部品の材料には、耐熱性（高温強度）に優れた「析出強化型」のＮｉ基超耐熱合金が用いられている。析出強化型のＮｉ基超耐熱合金とは、Ｎｉ３Ａｌ、Ｎｉ３Ｔｉ、Ｎｉ３（ＴｉＡｌ）等で代表的に表記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（γ’）相（以下、単に「ガンマプライム」とも言う。）」を利用して、Ｎｉ基超耐熱合金の強化を図ったものである。そして、この析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の更なる耐熱性の向上のためには、上記のガンマプライムの量を増やすことが有効である。
このような構成部品の一部は、「押出し（ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）」によって作製されている。押出しとは、例えば、熱間加工温度に加熱したビレットをコンテナに挿入して、このコンテナの一端側より上記のビレットに圧縮力を付与して、コンテナの他端側に設置したダイスの孔からビレットを押出し、押出材を得る手法である。そして、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法として、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した溶湯を鋳造して得た「インゴット（鋳塊）」をビレットとし、このインゴットでなるビレットを押出す手法が提案されている（特許文献１）。
析出強化型のＮｉ基超耐熱合金押出材を作製する場合、まず、ビレット中のガンマプライムが多くなると、ビレットの変形抵抗が高くなって、ビレットの押出成形性（熱間加工性）が著しく低下する。そして、このビレットが、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した「インゴット」であると、その鋳造凝固時の偏析傾向が強くなることによって、ビレット中に脆性相が多く生成し、押出し時にその鋳造組織の結晶粒界から割れが発生して、ビレットの押出成形性が更に低下する。
本発明の目的は、ガンマプライムが多い析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有したインゴットをビレットとするＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法と、Ｎｉ基超耐熱合金押出材を提供するものである。
本発明の目的は、ガンマプライムが多い析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有したインゴットをビレットとするＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法と、Ｎｉ基超耐熱合金押出材を提供するものである。
本発明は、Ｎｉ基超耐熱合金のビレットを熱間加工温度に加熱する第１の工程と、上記の熱間加工温度に加熱したビレットをコンテナに挿入し、このコンテナの一端側よりビレットに圧縮力を付与して、コンテナの他端側に設置したダイスの孔からビレットを押出し、Ｎｉ基超耐熱合金の押出材を得る第２の工程とを有し、
上記のＮｉ基超耐熱合金のビレットは、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した溶湯を、鋳造して得たインゴットであり、
上記の熱間加工温度を、１０３０℃以上であり、上記したＮｉ基超耐熱合金のビレットのガンマプライムソルバス温度未満の温度とするとともに、上記のビレットを押出すときの押出速度を１０〜３００ｍｍ／ｓとするＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法である。
上記のＮｉ基超耐熱合金のビレットは、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した溶湯を、鋳造して得たインゴットであり、
上記の熱間加工温度を、１０３０℃以上であり、上記したＮｉ基超耐熱合金のビレットのガンマプライムソルバス温度未満の温度とするとともに、上記のビレットを押出すときの押出速度を１０〜３００ｍｍ／ｓとするＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法である。
そして、本発明は、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有し、断面組織中の平均結晶粒径が、円相当径で２０μｍ以下のＮｉ基超耐熱合金押出材である。
本発明により、ガンマプライムが多い析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した押出材を作製することができる。そして、上記の成分組成を有したＮｉ基超耐熱合金の押出材を提供することができる。
本発明のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法は、ビレットを挿入したコンテナの一端側よりビレットに圧縮力を付与して、コンテナの他端側に設置したダイスの孔からビレットを押出す、いわゆる「直接押出」によるものである。そして、本発明では、この直接押出によって、ガンマプライムが多い析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した押出材を作製するために、以下の特徴を有する。
（１）本発明のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法は、上記のビレットが、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が「４０モル％以上」となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した溶湯を、鋳造して得た「インゴット」である。尚、インゴットやそのインゴットを押出して得られた押出材も、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が「４０モル％以上」となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有する。
析出強化型のＮｉ基超耐熱合金は、その組織が、専ら、Ｎｉ基地に合金成分が固溶したガンマ相と、Ｎｉ３（ＴｉＡｌ）等で代表的に表記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とで構成される。このようなＮｉ基超耐熱合金の熱間加工は、一般的に、上記のガンマプライムが固溶する固溶温度（ガンマプライムソルバス温度）から、このＮｉ基超耐熱合金の固相線温度までの間の温度領域（例えば、９００℃〜１２００℃）で行われる。この熱間加工時において、上記のガンマプライムが多いと、変形抵抗が高くなって、Ｎｉ基超耐熱合金の熱間加工性が低下する。
析出強化型のＮｉ基超耐熱合金は、その組織が、専ら、Ｎｉ基地に合金成分が固溶したガンマ相と、Ｎｉ３（ＴｉＡｌ）等で代表的に表記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とで構成される。このようなＮｉ基超耐熱合金の熱間加工は、一般的に、上記のガンマプライムが固溶する固溶温度（ガンマプライムソルバス温度）から、このＮｉ基超耐熱合金の固相線温度までの間の温度領域（例えば、９００℃〜１２００℃）で行われる。この熱間加工時において、上記のガンマプライムが多いと、変形抵抗が高くなって、Ｎｉ基超耐熱合金の熱間加工性が低下する。
このとき、上記のガンマプライムの量は、Ｎｉ基超耐熱合金が加熱されている温度によって変化する。そして、ガンマプライムの平衡析出量（熱力学的な平衡状態において安定なガンマプライムの析出量）は、ガンマプライム析出開始温度（ガンマプライムソルバス温度）から温度が下がると共に、最小値から増加していって、一般的には、概ね７００℃以下で温度依存性が小さくなる（略一定値となる）。よって、Ｎｉ基超耐熱合金のガンマプライムの平衡析出量は、上記の「７００℃」のときの値を基準とすることで、その全体的なガンマプライムの析出量の傾向を把握することができる。
そして、Ｎｉ基超耐熱合金の押出成形においては、上記のガンマプライムが多いビレット、具体的には、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有するビレットの場合、上記の温度領域でガンマプライム相が消失し難く、ガンマプライムソルバス温度以上の温度での押出成形が難しい。本発明は、このような熱間加工が難しいＮｉ基超耐熱合金のビレットを押出成形するものである。
そして、Ｎｉ基超耐熱合金の押出成形においては、上記のガンマプライムが多いビレット、具体的には、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有するビレットの場合、上記の温度領域でガンマプライム相が消失し難く、ガンマプライムソルバス温度以上の温度での押出成形が難しい。本発明は、このような熱間加工が難しいＮｉ基超耐熱合金のビレットを押出成形するものである。
本発明で押出成形されるビレットにおいて、上記の７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量は、好ましくは５０モル％以上である。そして、より好ましくは６０モル％以上である。なお、この値の上限を設けることは、特に要しない。但し、７５モル％程度が現実的である。
そして、本発明に関する析出強化型のＮｉ基超耐熱合金において、上記のガンマプライムの平衡析出量を「モル％」で表した値は、このＮｉ基超耐熱合金が有する成分組成で決めることができる値である。この平衡析出量の「モル％」の値は、熱力学平衡計算による解析で求めることができる。そして、熱力学平衡計算による解析の場合、各種の熱力学平衡計算ソフトを用いることで、精度よく、かつ、容易に求めることができる。
そして、本発明に関する析出強化型のＮｉ基超耐熱合金において、上記のガンマプライムの平衡析出量を「モル％」で表した値は、このＮｉ基超耐熱合金が有する成分組成で決めることができる値である。この平衡析出量の「モル％」の値は、熱力学平衡計算による解析で求めることができる。そして、熱力学平衡計算による解析の場合、各種の熱力学平衡計算ソフトを用いることで、精度よく、かつ、容易に求めることができる。
上記の７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が「４０モル％以上」の析出強化型のＮｉ基超耐熱合金として、例えば、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２５％、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｍｏ：２．０〜７．０％、Ａｌ：２．０〜８．０％、Ｔｉ：０．４〜７．０％、残部Ｎｉおよび不純物でなる基本的な成分組成が挙げられる（以下、「質量％」の表記について、単に「％」と記す）。また、上記の基本的な成分組成において、さらに、必要に応じて、Ｃｏ：２８．０％以下、Ｗ：６．０％以下、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：０．３００％以下、Ｚｒ：０．３０％以下のうちから選択される１種または２種以上の元素種を含有することができる。このようなＮｉ基超耐熱合金として、例えば、アロイ７１３Ｃや、ＵＤＩＭＥＴ７２０（ＵＤＩＭＥＴはスペシヤル メタルズ コーポレーション社の登録商標）、ＩＮ１００が代表的である。
例示した上記の成分組成について、その個々の元素の効果を説明する。
＜Ｃ：０．００１〜０．２５％＞
Ｃは、Ｎｉ基超耐熱合金の鋳造性を高め、結晶粒界の強度を高める効果がある。しかし、Ｃが高くなると、鋳造インゴットの最終凝固部で粗大な共晶炭化物として析出する。Ｃ量の増加と共に共晶炭化物の数が増えると同時に、炭化物も粗大になる。粗大な炭化物が増えると、それが塑性加工のき裂の起点となり、塑性加工の延性が劣化する。よって、Ｃの含有量は、０．００１〜０．２５％とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。特に好ましくは０．０２％以下とする。また、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。特に好ましくは０．００８％以上とする。
＜Ｃ：０．００１〜０．２５％＞
Ｃは、Ｎｉ基超耐熱合金の鋳造性を高め、結晶粒界の強度を高める効果がある。しかし、Ｃが高くなると、鋳造インゴットの最終凝固部で粗大な共晶炭化物として析出する。Ｃ量の増加と共に共晶炭化物の数が増えると同時に、炭化物も粗大になる。粗大な炭化物が増えると、それが塑性加工のき裂の起点となり、塑性加工の延性が劣化する。よって、Ｃの含有量は、０．００１〜０．２５％とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。特に好ましくは０．０２％以下とする。また、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。特に好ましくは０．００８％以上とする。
＜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。ただし、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。よって、Ｃｒの含有量は、８．０〜２２．０％とすることが好ましい。より好ましくは９．０％以上であり、さらに好ましくは９．５％以上である。特に好ましくは１０．０％以上である。また、より好ましくは１８．０％以下であり、さらに好ましくは１６．０％以下である。特に好ましくは１４．０％以下である。
Ｃｒは、耐酸化性、耐食性を向上させる元素である。ただし、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。よって、Ｃｒの含有量は、８．０〜２２．０％とすることが好ましい。より好ましくは９．０％以上であり、さらに好ましくは９．５％以上である。特に好ましくは１０．０％以上である。また、より好ましくは１８．０％以下であり、さらに好ましくは１６．０％以下である。特に好ましくは１４．０％以下である。
＜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。但し、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。よって、Ｍｏの含有量は、２．０〜７．０％とすることが好ましい。より好ましくは２．５％以上であり、さらに好ましくは３．０％以上である。特に好ましくは３．５％以上である。また、より好ましくは６．０％以下であり、さらに好ましくは５．５％以下である。特に好ましくは５．０％以下である。
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。但し、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。よって、Ｍｏの含有量は、２．０〜７．０％とすることが好ましい。より好ましくは２．５％以上であり、さらに好ましくは３．０％以上である。特に好ましくは３．５％以上である。また、より好ましくは６．０％以下であり、さらに好ましくは５．５％以下である。特に好ましくは５．０％以下である。
＜Ａｌ：２．０〜８．０％＞
Ａｌは、ガンマプライム相を形成して、高温強度を向上させる元素である。しかし、Ａｌの過度の含有は、熱間加工性を低下させ、押出加工中の割れなどの材料欠陥の原因となる。よって、Ａｌの含有量は、２．０〜８．０％とすることが好ましい。より好ましくは２．５％以上であり、さらに好ましくは３．５％以上である。特に好ましくは４．５％以上である。また、より好ましくは７．５％以下であり、さらに好ましくは７．０％以下である。特に好ましくは６．５％以下である。
Ａｌは、ガンマプライム相を形成して、高温強度を向上させる元素である。しかし、Ａｌの過度の含有は、熱間加工性を低下させ、押出加工中の割れなどの材料欠陥の原因となる。よって、Ａｌの含有量は、２．０〜８．０％とすることが好ましい。より好ましくは２．５％以上であり、さらに好ましくは３．５％以上である。特に好ましくは４．５％以上である。また、より好ましくは７．５％以下であり、さらに好ましくは７．０％以下である。特に好ましくは６．５％以下である。
＜Ｔｉ：０．４〜７．０％＞
Ｔｉは、Ａｌと同様に、ガンマプライムを形成し、ガンマプライムを固溶強化して高温強度を高める元素である。しかし、Ｔｉを過度に含有すると、有害なη（イータ）相を形成して、熱間加工性を損なう。よって、Ｔｉの含有量は、０．４〜７．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．４５％以上であり、さらに好ましくは０．５％以上である。また、より好ましくは５．０％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。特に好ましくは１．０％以下である。
Ｔｉは、Ａｌと同様に、ガンマプライムを形成し、ガンマプライムを固溶強化して高温強度を高める元素である。しかし、Ｔｉを過度に含有すると、有害なη（イータ）相を形成して、熱間加工性を損なう。よって、Ｔｉの含有量は、０．４〜７．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．４５％以上であり、さらに好ましくは０．５％以上である。また、より好ましくは５．０％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。特に好ましくは１．０％以下である。
＜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選択元素の一つである。一方で、Ｃｏは高価なものであるため、コストが上昇する。よって、Ｃｏを含有する場合であっても、Ｃｏの含有量は２８．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１８．０％以下であり、さらに好ましくは１６．０％以下である。特に好ましくは１３．０％以下である。そして、Ｃｏを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｃｏの下限を０％とする。そして、Ｃｏを１．０％未満とすることができる。
なお、Ｃｏの含有による上記の効果を得る場合、Ｃｏの含有量は１．０％以上とすることが好ましい。より好ましくは３．０％以上であり、さらに好ましくは８．０％以上である。特に好ましくは１０．０％以上である。
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選択元素の一つである。一方で、Ｃｏは高価なものであるため、コストが上昇する。よって、Ｃｏを含有する場合であっても、Ｃｏの含有量は２８．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１８．０％以下であり、さらに好ましくは１６．０％以下である。特に好ましくは１３．０％以下である。そして、Ｃｏを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｃｏの下限を０％とする。そして、Ｃｏを１．０％未満とすることができる。
なお、Ｃｏの含有による上記の効果を得る場合、Ｃｏの含有量は１．０％以上とすることが好ましい。より好ましくは３．０％以上であり、さらに好ましくは８．０％以上である。特に好ましくは１０．０％以上である。
＜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。一方で、Ｗが過剰となると、有害な金属間化合物相が形成されて、高温強度が劣化する。よって、Ｗを含有する場合であっても、Ｗの含有量は６．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは５．５％以下であり、さらに好ましくは５．０％以下である。特に好ましくは４．５％以下である。そして、Ｗを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｗの下限を０％とする。そして、Ｗを１．０％未満とすることができ、さらには０．８％未満とすることができる。
なお、Ｗの含有による上記の効果を得る場合、Ｗの含有量は１．０％以上とすることが好ましい。そして、ＷとＭｏとを複合で含有することにより、上記の固溶強化の発揮に効果的である。Ｍｏと複合で含有する場合のＷの含有量は、０．８％以上とすることが好ましい。
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。一方で、Ｗが過剰となると、有害な金属間化合物相が形成されて、高温強度が劣化する。よって、Ｗを含有する場合であっても、Ｗの含有量は６．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは５．５％以下であり、さらに好ましくは５．０％以下である。特に好ましくは４．５％以下である。そして、Ｗを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｗの下限を０％とする。そして、Ｗを１．０％未満とすることができ、さらには０．８％未満とすることができる。
なお、Ｗの含有による上記の効果を得る場合、Ｗの含有量は１．０％以上とすることが好ましい。そして、ＷとＭｏとを複合で含有することにより、上記の固溶強化の発揮に効果的である。Ｍｏと複合で含有する場合のＷの含有量は、０．８％以上とすることが好ましい。
＜Ｎｂ：４．０％以下＞
Ｎｂは、ＡｌやＴｉと同様に、ガンマプライムを形成し、ガンマプライム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。但し、Ｎｂの過度の含有は、有害なδ（デルタ）相を形成し、熱間加工性を劣化させる。よって、Ｎｂを含有する場合であっても、Ｎｂの含有量は４．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．５％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。特に好ましくは２．５％以下である。そして、Ｎｂを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｎｂの下限を０％とする。そして、Ｎｂを０．５％未満とすることができる。
なお、Ｎｂの含有による上記の効果を得る場合、Ｎｂの含有量は０．５％以上とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．５％以上である。特に好ましくは２．０％以上である。
Ｎｂは、ＡｌやＴｉと同様に、ガンマプライムを形成し、ガンマプライム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。但し、Ｎｂの過度の含有は、有害なδ（デルタ）相を形成し、熱間加工性を劣化させる。よって、Ｎｂを含有する場合であっても、Ｎｂの含有量は４．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．５％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。特に好ましくは２．５％以下である。そして、Ｎｂを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｎｂの下限を０％とする。そして、Ｎｂを０．５％未満とすることができる。
なお、Ｎｂの含有による上記の効果を得る場合、Ｎｂの含有量は０．５％以上とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．５％以上である。特に好ましくは２．０％以上である。
＜Ｔａ：３．０％以下＞
Ｔａは、ＡｌやＴｉと同様に、ガンマプライムを形成し、ガンマプライム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。但し、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、熱間加工性を劣化させる。よって、Ｔａを含有する場合であっても、Ｔａの含有量は３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．５％以下であり、さらに好ましくは２．０％以下である。特に好ましくは１．５％以下である。そして、Ｔａを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｔａの下限を０％とする。そして、Ｔａを０．３％未満とすることができる。
なお、Ｔａの含有による上記の効果を得る場合、Ｔａの含有量は０．３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以上であり、さらに好ましくは０．７％以上である。特に好ましくは１．０％以上である。
Ｔａは、ＡｌやＴｉと同様に、ガンマプライムを形成し、ガンマプライム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。但し、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、熱間加工性を劣化させる。よって、Ｔａを含有する場合であっても、Ｔａの含有量は３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．５％以下であり、さらに好ましくは２．０％以下である。特に好ましくは１．５％以下である。そして、Ｔａを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｔａの下限を０％とする。そして、Ｔａを０．３％未満とすることができる。
なお、Ｔａの含有による上記の効果を得る場合、Ｔａの含有量は０．３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以上であり、さらに好ましくは０．７％以上である。特に好ましくは１．０％以上である。
＜Ｆｅ：１０．０％以下＞
Ｆｅは、高価なＮｉ、Ｃｏの代替として含有させることができる、合金コストの低減に有効な選択元素の一つである。但し、Ｆｅを過剰に含有すると、σ相などの脆化相を形成して、強度、熱間加工性を低下させる。よって、Ｆｅを含有する場合であっても、Ｆｅの含有量は１０．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは８．０％以下であり、さらに好ましくは６．０％以下である。特に好ましくは３．０％以下である。そして、Ｆｅを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｆｅの下限を０％とする。そして、Ｆｅを０．１％未満とすることができる。
なお、Ｆｅの含有による上記の効果を得る場合、ＮｉやＣｏの含有量と代替させたＦｅの含有量は、例えば、０．１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以上であり、さらに好ましくは０．６％以上である。特に好ましくは０．８％以上である。
Ｆｅは、高価なＮｉ、Ｃｏの代替として含有させることができる、合金コストの低減に有効な選択元素の一つである。但し、Ｆｅを過剰に含有すると、σ相などの脆化相を形成して、強度、熱間加工性を低下させる。よって、Ｆｅを含有する場合であっても、Ｆｅの含有量は１０．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは８．０％以下であり、さらに好ましくは６．０％以下である。特に好ましくは３．０％以下である。そして、Ｆｅを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｆｅの下限を０％とする。そして、Ｆｅを０．１％未満とすることができる。
なお、Ｆｅの含有による上記の効果を得る場合、ＮｉやＣｏの含有量と代替させたＦｅの含有量は、例えば、０．１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以上であり、さらに好ましくは０．６％以上である。特に好ましくは０．８％以上である。
＜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。但し、Ｖの過度の添加は、製造過程における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及ぼす。よって、Ｖを含有する場合であっても、Ｖの含有量は１．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下である。特に好ましくは０．７％以下である。そして、Ｖを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｖの下限を０％とする。そして、Ｖを０．１％未満とすることができる。
なお、Ｖの含有による上記の効果を得る場合、Ｖの含有量は０．１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以上であり、さらに好ましくは０．３％以上である。特に好ましくは０．５％以上である。
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。但し、Ｖの過度の添加は、製造過程における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及ぼす。よって、Ｖを含有する場合であっても、Ｖの含有量は１．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下である。特に好ましくは０．７％以下である。そして、Ｖを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｖの下限を０％とする。そして、Ｖを０．１％未満とすることができる。
なお、Ｖの含有による上記の効果を得る場合、Ｖの含有量は０．１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以上であり、さらに好ましくは０．３％以上である。特に好ましくは０．５％以上である。
＜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。但し、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及ぼす。よって、Ｈｆを含有する場合であっても、Ｈｆの含有量は１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。特に好ましくは０．３％以下である。そして、Ｈｆを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｈｆの下限を０％とする。そして、Ｈｆを０．０２％未満とすることができる。
なお、Ｈｆの含有による上記の効果を得る場合、Ｈｆの含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１％以上である。特に好ましくは０．１５％以上である。
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。但し、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及ぼす。よって、Ｈｆを含有する場合であっても、Ｈｆの含有量は１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。特に好ましくは０．３％以下である。そして、Ｈｆを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｈｆの下限を０％とする。そして、Ｈｆを０．０２％未満とすることができる。
なお、Ｈｆの含有による上記の効果を得る場合、Ｈｆの含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１％以上である。特に好ましくは０．１５％以上である。
＜Ｂ：０．３００％以下＞
Ｂは、粒界強度を向上させ、クリープ強度、延性を改善することができる選択元素の一つである。一方で、Ｂの過度の添加は、合金の融点を大きく低下させて、また、粗大なホウ化物の形成によって加工性を劣化させる。よって、Ｂを含有する場合であっても、Ｂの含有量は０．３００％以下であることが好ましい。より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。特に好ましくは０．０２０％以下である。そして、Ｂを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｂの下限を０％とする。そして、Ｂを０．００１％未満とすることができる。
なお、Ｂの含有による上記の効果を得る場合、Ｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。特に好ましくは０．００７％以上である。
Ｂは、粒界強度を向上させ、クリープ強度、延性を改善することができる選択元素の一つである。一方で、Ｂの過度の添加は、合金の融点を大きく低下させて、また、粗大なホウ化物の形成によって加工性を劣化させる。よって、Ｂを含有する場合であっても、Ｂの含有量は０．３００％以下であることが好ましい。より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。特に好ましくは０．０２０％以下である。そして、Ｂを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｂの下限を０％とする。そして、Ｂを０．００１％未満とすることができる。
なお、Ｂの含有による上記の効果を得る場合、Ｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。特に好ましくは０．００７％以上である。
＜Ｚｒ：０．３０％以下＞
Ｚｒは、Ｂと同様に、粒界強度を向上させる効果を有した選択元素の一つである。但し、Ｚｒを過剰に含有すると、合金の融点の低下を招き、高温強度、熱間加工性が劣化する。よって、Ｚｒを含有する場合であっても、Ｚｒの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。特に好ましくは０．１５％以下である。そして、Ｚｒを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｚｒの下限を０％とする。そして、Ｚｒを０．００１％未満とすることができる。
なお、Ｚｒの含有による上記の効果を得る場合、Ｚｒの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。特に好ましくは０．０３％以上である。
Ｚｒは、Ｂと同様に、粒界強度を向上させる効果を有した選択元素の一つである。但し、Ｚｒを過剰に含有すると、合金の融点の低下を招き、高温強度、熱間加工性が劣化する。よって、Ｚｒを含有する場合であっても、Ｚｒの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。特に好ましくは０．１５％以下である。そして、Ｚｒを無添加レベル（原料の不可避不純物レベル）としてもよい場合は、Ｚｒの下限を０％とする。そして、Ｚｒを０．００１％未満とすることができる。
なお、Ｚｒの含有による上記の効果を得る場合、Ｚｒの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。特に好ましくは０．０３％以上である。
そして、本発明において押出成形されるビレットは、上記の７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が「４０モル％以上」となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した溶湯を、鋳造して得た「インゴット」である。つまり、上記の成分組成を有したインゴットは、その鋳造凝固時において偏析が強い傾向があり、凝固後の鋳造組織には脆性相が多く形成され得るものである。従来では、このような脆性相が多く形成されたインゴットをビレットとして、これに押出成形を行うと、押出成形中のビレットが、その鋳造組織の結晶粒界から割れて、微細な再結晶組織を有した押出材を得られ難かった。本発明に係るＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法は、このような押出成形が難しいＮｉ基超耐熱合金のインゴットをビレットとして、このビレットの押出成形を可能とするものである。
（２）本発明のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法は、上記のインゴットでなるビレットの熱間加工温度を、「１０３０℃以上」であり、上記したＮｉ基超耐熱合金のビレットの「ガンマプライムソルバス温度未満」の温度とするものである。
押出成形用のビレットが、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有しており、しかも、鋳造で得たインゴットである場合、従来、このビレットの押出成形は困難であった。しかし、このようなビレットの押出成形性は、ビレットの変形抵抗の大小だけで“直接的に”評価できるような単純なものではないことを、本発明者は知見した。
つまり、ビレットの押出成形時において、その熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度から下がっていくと、それと共にビレット中のガンマプライムの析出量も大きく増加する。その結果、ビレットの変形抵抗が著しく増加すると、ビレットの変形による加工発熱が十分に生じずに、特に、ビレットが収縮するダイス孔の付近（ビレットの収縮部）でビレット内に“温度むら”が生じて、これがビレットの変形抵抗が大きいこと自体と相まって、ビレットの塑性変形の不均一性を増幅する。そして、この結果、微細な再結晶組織を有した押出材は得られ難い。
押出成形用のビレットが、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有しており、しかも、鋳造で得たインゴットである場合、従来、このビレットの押出成形は困難であった。しかし、このようなビレットの押出成形性は、ビレットの変形抵抗の大小だけで“直接的に”評価できるような単純なものではないことを、本発明者は知見した。
つまり、ビレットの押出成形時において、その熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度から下がっていくと、それと共にビレット中のガンマプライムの析出量も大きく増加する。その結果、ビレットの変形抵抗が著しく増加すると、ビレットの変形による加工発熱が十分に生じずに、特に、ビレットが収縮するダイス孔の付近（ビレットの収縮部）でビレット内に“温度むら”が生じて、これがビレットの変形抵抗が大きいこと自体と相まって、ビレットの塑性変形の不均一性を増幅する。そして、この結果、微細な再結晶組織を有した押出材は得られ難い。
そこで、本発明の場合、上記したビレットの押出成形性の向上は、その変形抵抗の低減の知見からだけではなくて、その変形によって生じる加工発熱の利用という知見からも検討することが有効であると考えた。そして、この加工発熱を十分に得ることができるビレットの変形抵抗は、上記の熱間加工温度によって非常に敏感に反応するので、この熱間加工温度の管理が重要である。そして、本発明の場合、上記の熱間加工温度を「１０３０℃以上」とすることで、上記の加工発熱を効果的に利用できて、ビレット中にガンマプライムが存在した条件でも（つまり、ガンマプライムソルバス温度未満の熱間加工温度でも）、ビレットの総合的な押出成形性を向上することができる。上記の熱間加工温度について、好ましくは１０５０℃以上である。より好ましくは１０８０℃以上である。さらに好ましくは１１００℃以上である。特に好ましくは１１３０℃以上である。
一方、上記の熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度に向けて上昇すると、ビレット中のガンマプライムの析出量が減少して（固溶して）、ビレットの変形抵抗は小さくなる。そして、このことは、ビレットの押出成形性の向上に働く。
しかし、上記の熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度にまで上昇すると、再結晶粒の成長が著しく、粗大な再結晶組織となり、押出材が脆性的となる。そして、重要なのは、上記の熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度を超えると、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる成分組成を有したＮｉ基超耐熱合金の場合、上記のガンマプライムソルバス温度から固相線温度までの間の非常に狭い温度領域で、ビレットは“ゼロ延性”の状態となり、押出成形が困難となる。よって、本発明では、上記の熱間加工温度を、上記したＮｉ基超耐熱合金のビレットの「ガンマプライムソルバス温度未満」の温度とすることで、上記の加工発熱の利用によるビレットの押出成形性の向上に加えて、かつ、押出材の組織を微細な再結晶組織にすることができる。上記の熱間加工温度について、好ましくは１１８０℃以下である。より好ましくは１１７０℃以下である。更に好ましくは１１５０℃以下である。
しかし、上記の熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度にまで上昇すると、再結晶粒の成長が著しく、粗大な再結晶組織となり、押出材が脆性的となる。そして、重要なのは、上記の熱間加工温度がガンマプライムソルバス温度を超えると、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる成分組成を有したＮｉ基超耐熱合金の場合、上記のガンマプライムソルバス温度から固相線温度までの間の非常に狭い温度領域で、ビレットは“ゼロ延性”の状態となり、押出成形が困難となる。よって、本発明では、上記の熱間加工温度を、上記したＮｉ基超耐熱合金のビレットの「ガンマプライムソルバス温度未満」の温度とすることで、上記の加工発熱の利用によるビレットの押出成形性の向上に加えて、かつ、押出材の組織を微細な再結晶組織にすることができる。上記の熱間加工温度について、好ましくは１１８０℃以下である。より好ましくは１１７０℃以下である。更に好ましくは１１５０℃以下である。
なお、本発明に関する析出強化型のＮｉ基超耐熱合金のビレットにおいて、上記のガンマプライムソルバス温度は、このＮｉ基超耐熱合金が有する成分組成で決めることができる値である。このとき、上記のガンマプライムソルバス温度は、熱力学平衡計算による解析で求めることができる。そして、熱力学平衡計算による解析の場合、各種の熱力学平衡計算ソフトを用いることで、精度よく、かつ、容易に求めることができる。
（３）本発明のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法は、上記のインゴットでなるビレットを押出すときの押出速度を「１０〜３００ｍｍ／ｓ」とするものである。
押出成形用のビレットが、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有しており、しかも、鋳造で得たインゴットである場合、このようなビレットの押出成形性を向上させるには、その押出成形時の「押出速度」を調整することも重要である。
図３は、アロイ７１３Ｃ（７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量：６９モル％、ガンマプライムソルバス温度：１１８５℃）を用いたときの、その１１５０℃における引張試験結果である。ガンマプライムソルバス温度を下回る温度域において、その「絞り」の値が「ひずみ速度」が大きくなるに連れて大きくなり、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成形性の向上には加工速度を大きくすることが効果的であることがわかる。そして、この効果的な現象は、押出成形においても同様であると思われ、つまり、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の「延性」は、そのガンマプライムソルバス温度を下回る温度域で、「押出速度」を大きくすることで向上する。そして、本発明の場合、この押出速度は「１０ｍｍ／ｓ以上」の速い値とする。なお、この押出速度は、押出成形でビレットを押しているときの「ステム」の移動速度とすることができる。押出速度が１０ｍｍ／ｓ未満になると、そのときのビレットの延性が低下して、押出材に割れが発生する懸念が生じる。上記の押出速度について、好ましくは１２ｍｍ／ｓ以上である。より好ましくは１４ｍｍ／ｓ以上である。
押出成形用のビレットが、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有しており、しかも、鋳造で得たインゴットである場合、このようなビレットの押出成形性を向上させるには、その押出成形時の「押出速度」を調整することも重要である。
図３は、アロイ７１３Ｃ（７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量：６９モル％、ガンマプライムソルバス温度：１１８５℃）を用いたときの、その１１５０℃における引張試験結果である。ガンマプライムソルバス温度を下回る温度域において、その「絞り」の値が「ひずみ速度」が大きくなるに連れて大きくなり、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成形性の向上には加工速度を大きくすることが効果的であることがわかる。そして、この効果的な現象は、押出成形においても同様であると思われ、つまり、析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の「延性」は、そのガンマプライムソルバス温度を下回る温度域で、「押出速度」を大きくすることで向上する。そして、本発明の場合、この押出速度は「１０ｍｍ／ｓ以上」の速い値とする。なお、この押出速度は、押出成形でビレットを押しているときの「ステム」の移動速度とすることができる。押出速度が１０ｍｍ／ｓ未満になると、そのときのビレットの延性が低下して、押出材に割れが発生する懸念が生じる。上記の押出速度について、好ましくは１２ｍｍ／ｓ以上である。より好ましくは１４ｍｍ／ｓ以上である。
押出速度を大きくすることでビレットの延性が向上するメカニズムは、以下の通りと推測される。つまり、Ｎｉ基超耐熱合金中のガンマプライムは、その熱間加工中における動的再結晶を阻害して、Ｎｉ基超耐熱合金の円滑な変形を阻害すると考えられる。よって、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上のＮｉ基超耐熱合金では、熱間加工中において、円滑な変形を可能にする動的再結晶を発生させる程の、より高い「ひずみエネルギー」の導入が必要である。そして、熱間加工中において、上記の「ひずみ速度（押出速度）」を大きくすることで、Ｎｉ基超耐熱合金に導入された上記のひずみエネルギーが開放され難くなって、十分な動的再結晶が発生し、Ｎｉ基超耐熱合金の円滑な変形が可能になると思われる。
一方、本発明の場合、上記の押出速度は「３００ｍｍ／ｓ以下」とする。押出速度を大きくすることにより、ビレットの延性向上に有利である。但し、押出速度がある一定値に達すると、ビレットの延性向上の程度が鈍化して、この効果が飽和する。また、押出装置の能力を考えれば、上記の押出速度（ステムの移動速度）の上限は、３００ｍｍ／ｓ程度が現実的である。上記の押出速度について、好ましくは２８０ｍｍ／ｓ以下である。より好ましくは２６０ｍｍ／ｓ以下である。そして、この押出速度が１００ｍｍ／ｓ以下や９０ｍｍ／ｓ以下の場合であっても、本発明の効果を得ることができる。
（４）好ましくは、本発明のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法においては、上記のビレットが、インゴットを熱処理したものである。
本発明の場合、“溶湯を鋳造したままの状態の”インゴットをビレットとしても、上述した手法により、このビレットの押出成形が可能である。そして、この溶湯を鋳造したままの状態のインゴットに熱処理を行ってから、これをビレットとすることで、ビレット中の偏析を軽減して、より押出成形性に優れたビレットとすることができる。上記の熱処理の温度範囲は、Ｎｉ基超耐熱合金のガンマプライムソルバス温度付近の範囲とすることが好ましい。そして、具体例として、「１１７０〜１２５０℃」の温度範囲とすることが好ましい。より好ましくは１２４０℃以下とする。更に好ましくは１２３０℃以下とする。
上記の熱処理温度が低くなり過ぎると、偏析の軽減効果が小さくなる。また、上記の熱処理を行った場合は、その熱処理温度が高くなって、例えば、上記のガンマプライムソルバス温度を大きく超えてしまうと、鋳造時に形成されたガンマ相の粗大な結晶粒が更に成長する。そして、ビレットにおける粒界脆化を促進する。この粒界脆化が生じる原因は、微量元素の粒界への偏析によるものと推定する。
なお、熱処理時間は、各種の鋳塊に行われる一般的なソーキング処理（均熱処理）のそれに従うことができる。例えば、３〜３０時間の熱処理時間とすることができる。好ましくは１０時間以上の熱処理時間とすることができる。
本発明の場合、“溶湯を鋳造したままの状態の”インゴットをビレットとしても、上述した手法により、このビレットの押出成形が可能である。そして、この溶湯を鋳造したままの状態のインゴットに熱処理を行ってから、これをビレットとすることで、ビレット中の偏析を軽減して、より押出成形性に優れたビレットとすることができる。上記の熱処理の温度範囲は、Ｎｉ基超耐熱合金のガンマプライムソルバス温度付近の範囲とすることが好ましい。そして、具体例として、「１１７０〜１２５０℃」の温度範囲とすることが好ましい。より好ましくは１２４０℃以下とする。更に好ましくは１２３０℃以下とする。
上記の熱処理温度が低くなり過ぎると、偏析の軽減効果が小さくなる。また、上記の熱処理を行った場合は、その熱処理温度が高くなって、例えば、上記のガンマプライムソルバス温度を大きく超えてしまうと、鋳造時に形成されたガンマ相の粗大な結晶粒が更に成長する。そして、ビレットにおける粒界脆化を促進する。この粒界脆化が生じる原因は、微量元素の粒界への偏析によるものと推定する。
なお、熱処理時間は、各種の鋳塊に行われる一般的なソーキング処理（均熱処理）のそれに従うことができる。例えば、３〜３０時間の熱処理時間とすることができる。好ましくは１０時間以上の熱処理時間とすることができる。
本発明であれば、上記の熱間加工温度と押出速度とすることで、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有したビレットを、鋳造したままのインゴットの状態で供給しても、押出成形を行うことができる。そして、上記のビレットについて、その断面組織中の平均結晶粒径が、円相当径で６．３ｍｍ以上、さらには７ｍｍ以上にも及ぶ粗大なものであっても（現実的には３０ｍｍ程度が上限である）、押出成形を行うことができる。
そして、例えば、上記の押出成形によって作製された押出材は、微細な再結晶組織とすることができる。例えば、押出材の断面組織中の平均結晶粒径が、円相当径で２０μｍ以下の微細な再結晶組織とすることができる（現実的には２μｍ程度が下限である）。さらには、円相当径で１５μｍ以下や、１０μｍ以下の微細な再結晶組織とすることができる。また、押出材の断面組織中の平均結晶粒径を、例えば、ビレットの断面組織中の平均結晶粒径の４００分の１以下のレベルにまで、さらには１０００分の１以下のレベルにまで、微細にすることができる。
そして、例えば、上記の押出成形によって作製された押出材は、微細な再結晶組織とすることができる。例えば、押出材の断面組織中の平均結晶粒径が、円相当径で２０μｍ以下の微細な再結晶組織とすることができる（現実的には２μｍ程度が下限である）。さらには、円相当径で１５μｍ以下や、１０μｍ以下の微細な再結晶組織とすることができる。また、押出材の断面組織中の平均結晶粒径を、例えば、ビレットの断面組織中の平均結晶粒径の４００分の１以下のレベルにまで、さらには１０００分の１以下のレベルにまで、微細にすることができる。
上記の平均結晶粒径を測定する断面組織は、ビレットおよび押出材の両方において、その押出方向に半割したときの断面（つまり、ビレットまたは押出材の長手方向における中心軸を含んだ断面）の中心軸の位置から採取することができる。そして、この中心軸の位置から採取した断面で確認される個々の結晶粒の円相当径から、上記の平均結晶粒径を求めることができる。
押出成形の際の押出比（ビレットの断面積／押出材の断面積）は、通常の押出成形で適用されている押出比とすることができる。例えば、押出比を２〜４０とすることができる。そして、この押出比は、３０以下であってもよいし、２０以下であってもよい。このようにして得られた押出材は、例えば、線材の様態を有している。また、この線材は、例えば、断面の直径が１．４〜２０ｍｍである。そして、このような押出材を出発材として、これに更なる熱間加工や冷間加工を行うことで、例えば、断面の直径が１〜３ｍｍといった細いワイヤを作製することも可能である。
真空溶解によって準備した所定の成分組成を有した溶湯を鋳造して、直径１１０ｍｍ×長さ１２０ｍｍのインゴットを作製した。次に、このインゴットを熱処理炉に入れて、大気雰囲気で１２００℃×２０時間の熱処理を施した後、炉冷した。そして、この熱処理後のインゴットを直径８２ｍｍ×長さ１０５ｍｍの寸法形状に機械加工して、押出用のビレットとした。なお、上記と同じ要領で、断面組織中の平均結晶粒径を測定するためのビレットも作製した。そして、このビレットの長手方向における中心軸の位置の断面を塩化第二鉄液で腐食して、その腐食後の断面を倍率１０倍の光学顕微鏡で観察した。そして、この観察した５０ｍｍ×４０ｍｍの視野面積に確認される結晶粒において、画像解析を行った結果、その断面組織中の平均結晶粒径は、円相当径で１０ｍｍ程度であった。
上記の溶湯の成分組成（つまり、ビレットの成分組成）を表１に示す。なお、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｖ、Ｈｆは不純物元素であるため、Ｃｏ≦２８．０％、Ｗ≦６．０％、Ｔａ≦３．０％、Ｖ≦１．２％、Ｈｆ≦１．０％を満たしていた。また、これら溶湯の成分組成において、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量およびガンマプライムソルバス温度を、熱力学平衡計算ソフト「ＪＭａｔＰｒｏ（Ｖｅｒｓｉｏｎ８．０．１，Ｓｅｎｔｅ Ｓｏｆｔｗａｒｅ Ｌｔｄ．社製）」を用いて求めた。この熱力学平衡計算ソフトに、表１に列挙された各元素の含有量を入力して計算した結果、表１の成分組成の範囲において、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量は６６〜６７モル％であり、ガンマプライムソルバス温度は１１８５〜１１８８℃であった。
上記の溶湯の成分組成（つまり、ビレットの成分組成）を表１に示す。なお、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｖ、Ｈｆは不純物元素であるため、Ｃｏ≦２８．０％、Ｗ≦６．０％、Ｔａ≦３．０％、Ｖ≦１．２％、Ｈｆ≦１．０％を満たしていた。また、これら溶湯の成分組成において、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量およびガンマプライムソルバス温度を、熱力学平衡計算ソフト「ＪＭａｔＰｒｏ（Ｖｅｒｓｉｏｎ８．０．１，Ｓｅｎｔｅ Ｓｏｆｔｗａｒｅ Ｌｔｄ．社製）」を用いて求めた。この熱力学平衡計算ソフトに、表１に列挙された各元素の含有量を入力して計算した結果、表１の成分組成の範囲において、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量は６６〜６７モル％であり、ガンマプライムソルバス温度は１１８５〜１１８８℃であった。
上記のビレットを加熱炉に入れて、所定の熱間加工温度に加熱した（第１の工程）。そして、上記の熱間加工温度で２時間保持した後のビレットを、加熱炉から取り出して、押出装置のコンテナに装入し、所定の押出速度（ステムの移動速度）による直接押出を実施した（第２の工程）。このとき、上記の直接押出は、ビレットを加熱炉から取り出してから３秒以内に開始した。そして、作製された押出材を評価して、押出材の外部または内部に“割れ”が生じていないかを確認した。結果を、押出条件と共に、表２に示す。
表２より、７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有したビレット（インゴット）に対して、本発明の熱間加工温度および押出速度による押出成形を行って得た押出材Ｎｏ．１〜４には、割れが生じていなかった。そして、押出材Ｎｏ．１〜４は、微細な再結晶組織を有していた。
これに対して、熱間加工温度が上記のガンマプライムソルバス温度を超えて高かった押出材Ｎｏ．５は、押出成形時のビレットで延性が失われて、割れが生じていた。また、押出速度が小さかった押出材Ｎｏ．６も、押出成形時のビレットで延性が失われて、割れが生じていた。そして、押出材Ｎｏ．６は、動的再結晶が十分に進んでおらず、未再結晶組織を有していた。
これに対して、熱間加工温度が上記のガンマプライムソルバス温度を超えて高かった押出材Ｎｏ．５は、押出成形時のビレットで延性が失われて、割れが生じていた。また、押出速度が小さかった押出材Ｎｏ．６も、押出成形時のビレットで延性が失われて、割れが生じていた。そして、押出材Ｎｏ．６は、動的再結晶が十分に進んでおらず、未再結晶組織を有していた。
図１は、押出材Ｎｏ．４における、押出成形時のビレットの収縮部の断面マクロ組織を示したものである。図１において、収縮前のビレットの位置では、結晶粒径が概ね１０ｍｍ程度の粗大な鋳造組織１であるものが、収縮後のビレット（押出材）の位置では、微細な再結晶組織２に変化していることがわかる。そして、図２は、押出材Ｎｏ．４の断面ミクロ組織のＥＢＳＤ像を示したものである。なお、ＥＢＳＤの測定条件は、スキャンステップ：０．１μｍとし、結晶粒の定義は方位差１５°以上を粒界とした。また、この断面ミクロ組織は、押出材の長手方向に半割した断面における、その中心軸の位置のものである。そして、図２の視野面積（２００μｍ×１５０μｍ）でカウントされた結晶粒より、本発明例によって作製した押出材Ｎｏ．４は、円相当径による平均粒径が約２．１μｍの微細な再結晶組織を有していた。そして、押出材Ｎｏ．４に比べて、押出時の熱間加工温度が高めであった押出材Ｎｏ．１〜３においても、上記と同じ平均結晶粒径の測定要領で、円相当径による平均結晶粒径が２０μｍ以下の微細な再結晶組織を有していた。
なお、押出材Ｎｏ．１について、その押出の際の熱間加工温度を「１０２５℃」に低めた以外は、同じ条件による押出を実施して、別の押出材を作製した。その結果、この別の押出材の場合、ビレットの変形抵抗が著しく増加したことに加えて、十分な加工発熱を得ることもできず、微細な再結晶組織を有した押出材を得ることができなかった。
１ 鋳造組織
２ 再結晶組織
２ 再結晶組織
Claims (5)
- Ｎｉ基超耐熱合金のビレットを熱間加工温度に加熱する第１の工程と、
前記熱間加工温度に加熱したビレットをコンテナに挿入し、前記コンテナの一端側より前記ビレットに圧縮力を付与して、前記コンテナの他端側に設置したダイスの孔から前記ビレットを押出し、Ｎｉ基超耐熱合金の押出材を得る第２の工程とを有し、
前記Ｎｉ基超耐熱合金のビレットは、熱力学平衡計算による解析で求められる７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有した溶湯を、鋳造して得たインゴットであり、
前記熱間加工温度を、１０３０℃以上であり、前記Ｎｉ基超耐熱合金のビレットのガンマプライムソルバス温度未満の温度とするとともに、前記ビレットを押出すときの押出速度を１０〜３００ｍｍ／ｓとすることを特徴とするＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法。 - 前記Ｎｉ基超耐熱合金のビレットは、前記インゴットを熱処理したものであることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法。
- 前記熱処理は、熱処理温度を１１７０〜１２５０℃とすることを特徴とする請求項２に記載のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法。
- 前記熱処理は、熱処理時間を３〜３０時間とすることを特徴とする請求項２または３に記載のＮｉ基超耐熱合金押出材の製造方法。
- 熱力学平衡計算による解析で求められる７００℃におけるガンマプライムの平衡析出量が４０モル％以上となる析出強化型のＮｉ基超耐熱合金の成分組成を有し、
断面組織中の平均結晶粒径が、円相当径で２０μｍ以下であることを特徴とするワイヤ用Ｎｉ基超耐熱合金押出線材。
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