JP7412867B1 - Ｎｂ合金部材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】付加製造を利用して、より機械的特性に優れた耐火Ｎｂ合金部材を製造する。
【解決手段】Ｈｆ、ＴａおよびＷから選択される一つまたは複数の合金元素を合計で９質量％以上含む耐火Ｎｂ合金の合金粉末を準備する工程と、前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、前記造形物を１０５０℃以上、１１５０℃以下で熱処理して残留応力を除去する工程と、前記造形物を１３００℃以上、１５００℃以下で熱処理して溶体化する工程とを有するＮｂ合金部材の製造方法。
【選択図】図１
【解決手段】Ｈｆ、ＴａおよびＷから選択される一つまたは複数の合金元素を合計で９質量％以上含む耐火Ｎｂ合金の合金粉末を準備する工程と、前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、前記造形物を１０５０℃以上、１１５０℃以下で熱処理して残留応力を除去する工程と、前記造形物を１３００℃以上、１５００℃以下で熱処理して溶体化する工程とを有するＮｂ合金部材の製造方法。
【選択図】図１
Description
特許法第３０条第２項適用 （１）掲載アドレス：ｈｔｔｐｓ：／／ｃｏｎｆｉｔ．ａｔｌａｓ．ｊｐ／ｇｕｉｄｅ／ｅｖｅｎｔ／ｊｓｐｍ２０２２ａ／ｓｕｂｊｅｃｔ／３－Ｉ－０２／ａｄｖａｎｃｅｄ（要パスワード） 掲載年月日：令和４年１０月５日 （２）発表した研究集会：一般社団法人粉体粉末冶金協会 ２０２２年度秋季大会（第１３０回講演大会） 主催者名：一般社団法人粉体粉末冶金協会 開催日：令和４年１１月１５日～１１月１７日 会場：同志社大学 寒梅館 発表日：令和４年１１月１７日 （３）掲載アドレス：ｈｔｔｐｓ：／／ｃｏｎｆｉｔ．ａｔｌａｓ．ｊｐ／ｇｕｉｄｅ／ｅｖｅｎｔ／ｊｉｍ２０２３ｓｐｒｉｎｇ／ｓｕｂｊｅｃｔ／３Ｍ０９－２２－０６／ａｄｖａｎｃｅｄ（要パスワード） 掲載年月日：令和５年２月２１日 （４）発表した研究集会：日本金属学会２０２３年春期（第１７２回）講演大会 主催者名：公益社団法人日本金属学会 開催日：令和５年３月８日～３月１０日 会場：東京大学駒場Ｉキャンパス 発表日：令和５年３月９日 （５）発表した研究集会：Ｂｅｙｏｎｄ Ｎｉｃｋｅｌ－Ｂａｓｅｄ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ＩＶ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ 主催者名：Ｃｏｎｖｅｎｔｕｓ Ｃｏｎｇｒｅｓｓｍａｎａｇｅｍｅｎｔ ＆ Ｍａｒｋｅｔｉｎｇ ＧｍｂＨ 開催日：令和５年６月２６日～６月３０日 会場：ポツダム、ドイツ 発表日：令和５年６月３０日
本発明は、付加製造および熱処理によって耐火Ｎｂ合金からなる部材を製造する方法、ならびに当該部材に関する。
耐火Ｎｂ合金は、高融点金属の一つであるＮｂを主成分とし、航空宇宙分野において高温に晒されるエンジン部品等に用いられている。実用化されている耐火Ｎｂ合金製部品は、一般に、鋳塊や鍛造された棒材を切削加工して造形される。しかし、多くの場合、素材から最終製品までに９０％以上が削り取られることになり、コスト面で課題があった。これに対して、近年、粉体材料から複雑な形状を造形できるという特徴に着目して、付加製造による耐火Ｎｂ合金製部品の作製が盛んに研究、開発されている。
例えば、非特許文献１には、最も普及している耐火Ｎｂ合金であるＣ１０３をレーザー粉末床溶融法（Ｌ－ＰＢＦ）によって積層造形して、１１００℃での残留応力除去処理と熱間等方圧加圧処理（ＨＩＰ）を行うことが記載されている。非特許文献２には、同じくＣ１０３合金をＬ－ＰＢＦ法によって積層造形して、１０００℃で熱処理して残留応力を除去することが記載されている。また、特許文献１には、積層造形の原料として使用可能なニオブ合金粉末が記載されている。
O. R. Mirelesら、"Additive Manufacture of Refractory Alloy C103 for Propulsion Applications（推進用途向けの耐火合金Ｃ１０３の付加製造）"、AIAA Propulsion and Energy 2020 Forum、American Institute of Aeronautics and Astronautics、2020年8月
P. D. Awasthiら、"Mechanical properties and microstructural characteristics of additively manufactured C103 niobium alloy（付加製造されたＣ１０３ニオブ合金の機械的特性と微細構造特性）"、Materials Science & Engineering A、Elsevier B.V.、第831巻、2022年1月、文献番号142183
耐火Ｎｂ合金のような高融点の金属の付加製造では、融解した粉末が急速に凝固するため造形後の残留応力が大きいので、残留応力除去のための熱処理を行うことが不可欠である。しかし、本発明者らは実験によって、残留応力を除去しただけでは機械的特性の回復が不十分で、付加製造後の熱処理方法にはさらに改善の余地があることを見出した。
本発明は上記を考慮してなされたものであり、付加製造を利用して、より機械的特性に優れた耐火Ｎｂ合金部材を製造する方法を提供することを目的とする。
本発明のＮｂ合金部材の製造方法は、Ｈｆ、ＴａおよびＷから選択される一つまたは複数の合金元素を合計で９質量％以上含む耐火Ｎｂ合金の合金粉末を準備する工程と、前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、前記造形物を１０５０℃以上、１１５０℃以下で熱処理して残留応力を除去する工程と、前記造形物を１３００℃以上、１５００℃以下で熱処理して溶体化する工程とを有する。
好ましくは、前記合金粉末は質量基準での代表組成が、Ｎｂ－１０Ｈｆ－１Ｔｉ、である。あるいは、好ましくは、前記合金粉末は質量基準での代表組成が、Ｎｂ－２８Ｔａ－１０Ｗ－１Ｚｒ、である。あるいは、好ましくは、前記合金粉末は質量基準での代表組成が、Ｎｂ－２８Ｔａ－５Ｗ－１Ｚｒ、である。
本発明のＮｂ合金部材は、Ｈｆ、ＴａおよびＷから選択される一つまたは複数の合金元素を合計で９質量％以上含む耐火Ｎｂ合金からなり、断面において結晶粒を挟む２本の平行線間の距離の平均が５～４５μｍであり、前記結晶粒の内部にあり、径が０．１～１．０μｍの柱状のセルと、前記結晶粒の粒界に析出した合金元素の酸化物の析出物とを有する。
例えば、上記Ｎｂ合金部材において、前記耐火Ｎｂ合金は、Ｈｆを９質量％以上含み、前記析出物がＨｆの酸化物である。あるいは、例えば、上記Ｎｂ合金部材において、前記耐火Ｎｂ合金は、Ｔａを２５質量％以上、Ｗを４質量％以上、Ｚｒを０．５質量％以上含み、前記析出物がＺｒの酸化物である。
本発明のＮｂ合金部材の製造方法によれば、付加製造を利用して、より優れた機械的特性を得ることができる。
本発明のＮｂ合金部材の製造方法の一実施形態を、図１の工程フローに沿って説明する。
本実施形態で用いる耐火Ｎｂ合金粉末は、Ｎｂを主成分とし、Ｈｆ、ＴａおよびＷから選択される一つまたは複数の合金元素を合計で９質量％以上含む。Ｈｆ、ＴａおよびＷはいずれも固溶強化によって、Ｎｂ合金の強度を向上させる。一方、耐火Ｎｂ合金粉末において、Ｈｆ、ＴａおよびＷから選択される一つまたは複数の合金元素の合計は、好ましくは４０質量％以下である。固溶強化元素が多すぎると、延性が失われやすいからである。耐火Ｎｂ合金粉末は、好ましくは、ＴｉおよびＺｒから選択される一つまたは複数の合金元素を合計で０．５～１．５質量％含む。ＴｉおよびＺｒはＨｆとともに、いずれもＮｂに優先して酸化物を形成することで、合金の高温での耐酸化性を改善する。
このような耐火Ｎｂ合金の一例は、質量基準での代表組成が「Ｎｂ－１０Ｈｆ－１Ｔｉ」で表されるＣ１０３合金である。Ｃ１０３合金は、耐火Ｎｂ合金の中では最も多く使われている合金である。Ｃ１０３合金は、通常、質量基準で、Ｈｆ：９～１１％、Ｔｉ：０．７～１．３％、残部：Ｎｂおよび不可避的不純物の組成を有する。代表的な不可避的不純物としては、Ｚｒ：０．７％以下、Ｔａ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下などが挙げられる。
耐火Ｎｂ合金の他の例は、質量基準での代表組成が「Ｎｂ－２８Ｔａ－１０Ｗ－１Ｚｒ」で表されるＦＳ８５合金である。ＦＳ８５合金は、通常、質量基準で、Ｔａ：２６～２９％、Ｗ：１０～１２％、Ｚｒ：０．６～１．１％、残部：Ｎｂおよび不可避的不純物の組成を有する。
耐火Ｎｂ合金のさらに他の例は、質量基準での代表組成が「Ｎｂ－２８Ｔａ－５Ｗ－１Ｚｒ」で表されるもので、これはＦＳ８５合金のＷを４～６質量％に減らしたものである。なお、この合金を、以下において「ＦＳ８５－５Ｗ」という。
合金粉末の粒度は、レーザー回折・散乱法によって測定された粒径の体積基準のメジアン値（ｄ５０）が好ましくは１０～１００μｍ、より好ましくは２０～６０μｍである。また、付加製造用の原料粉末としては、薄層を形成する際の充填率を高められるようにある程度広い粒度分布を有していることが好ましい。粒径の分布幅の目安として、好ましくは（ｄ９０－ｄ１０）がｄ５０の０．５～１．５倍である。なお、ｄ１０、ｄ５０、ｄ９０は、全体積を１００％としたときの累積カーブがそれぞれ１０％、５０％、９０％となる点の粒子径を表す。
上記合金粉末を用いて、付加製造技術により部材を造形する。付加製造の方式としては、好ましくはレーザー積層造形法（ＳＬＭ法）を用いる。ＳＬＭ法は粉末床溶融結合方式の一種で、原料となる合金粉末を造形ステージに敷き詰めて均一な薄層を形成し、薄層の所定位置にレーザー光を走査しながら照射して合金粉末を溶融・凝固させることを繰り返すことで、合金層を積層して、所望の形状に造形する。
ＳＬＭ法で造形された造形物は、その造形方法に起因して、合金の積層方向に延びる柱状晶を多く含む。そのため、積層方向とそれに垂直な方向とでクリープなどの機械的特性が異なることとなる。以下において、造形時の積層方向をＺ方向、積層方向に垂直な方向をＸＹ方向という。なお、ＳＬＭ法ではレーザー光の走査方向の偏りの影響を抑えるために、１層毎に走査方向を所定角度ずつ回転させて積層が行われるので、造形物の組織はＺ方向に垂直な面内では等方的である。本明細書においても、ＸＹ方向とはＺ方向に垂直であることのみを意味し、Ｚ方向に垂直な面内での特定の方向を意味するものではない。
次に、付加製造で得られた造形物は残留応力を除去するために熱処理される。耐火Ｎｂ合金のような高融点の金属の付加製造では、融解した粉末が急速に凝固するため造形後の残留応力が大きい。残留応力を除去することで、後述する溶体化処理や、製品の仕上げのための加工処理時等に造形物が割れることを防止できる。
残留応力除去のための処理温度は、１０５０℃以上、１１５０℃以下とする。処理温度が低すぎると残留応力が十分に除去されない。一方、処理温度が高すぎるとその処理温度まで昇温する途中で造形物が割れる恐れがある。造形物を上記処理温度に保持する時間は、好ましくは３０分以上、４時間以下である。保持時間が短すぎると、造形物の形状によっては、内部の温度が設定温度まで上がりきらない。一方、保持時間をこれ以上に長くしても特に効果はなく、生産性が低下する。
残留応力を除去した造形物は、次に溶体化処理される。溶体化処理は、溶質原子を均一に固溶させる。また、溶体化処理によって、造形物内の析出物が再配置され、組織が安定する。残留応力を除去した造形物は、一旦冷却して、積層造形時の土台となるプレートから切り離してから、再度溶体化処理温度まで昇温してもよいし、プレートの耐熱性が十分に高ければ、一旦冷却することなく、続けて溶体化処理温度まで昇温してもよい。
溶体化処理温度は、１３００℃以上、好ましくは１３５０℃以上、より好ましくは１４００℃以上とする。温度が高いほど溶体化処理の進行が速い。また、後述するように、１３００℃以上で溶体化処理することで、析出物が再配置されて、組織が安定する。一方、溶体化処理温度は、１６００℃以下、好ましくは１５００℃以下とする。溶体化処理温度をこれ以上に高くしても特に効果はなく、処理コストが高くなる。
なお、溶体化処理後に７００～９００℃で時効処理を行ってもよい。ただし、溶体化処理後に造形物を徐冷、例えば炉冷する場合は、改めて時効処理を行う必要はない。
以上の付加製造工程、残留応力除去工程、溶体化工程によって、本実施形態のＮｂ合金部材が得られる。得られたＮｂ合金部材は、この後、必要に応じて研磨、切削、洗浄、乾燥、酸化抑制のための保護コーティングなどの処理を経て、最終製品となる。
次に、本実施形態の耐火Ｎｂ合金造形物の組織について説明する。
Ｎｂ合金部材の結晶粒は、断面において結晶粒を挟む２本の平行線間の距離の平均が５～４５μｍである。また、結晶粒の内部は、径が０．１～１．０μｍの柱状のセルで埋められている。この結晶粒およびセルの形状や大きさは付加製造時に形成されたもので、その後の残留応力除去工程および溶体化工程を経ても変わらず維持されたものである。なお、本明細書においては、結晶方位のずれが１５度以上である部分を結晶粒の境界としており、結晶方位のずれが１５度未満である結晶粒内の柱状晶は、結晶粒とは区別してセルという。セルは、積層造形過程で、冷却によって形成される組織である。
本実施形態のＮｂ合金部材の製造方法およびＮｂ合金部材を、実験結果に基づいてさらに詳細に説明する。
耐火Ｎｂ合金粉末として、Ｃ１０３、ＦＳ８５、ＦＳ８５－５Ｗの粉末を用い、Ｙｂファイバーレーザー（出力２００Ｗ、ビーム径４０μｍ）を備えた粉末積層造形システム（ＥＯＳ ＧｍｂＨ、Ｍ１００）を用いてＳＬＭ法により造形を行い、条件を変えて各種熱処理を行って、実施例および比較例のＮｂ合金部材を作製した。また、比較のために商業用純Ｎｂ（ＣＰ－Ｎｂ）粉末を用いて、上記と同様に、比較例の純Ｎｂ部材を作製した。
部材の組織は、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。また、ＳＥＭ観察時にエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ－ＥＤＸ）により元素の分布を測定した。結晶粒の大きさおよび結晶方位は、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）により測定した。
部材の機械的特性は、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さおよび破断伸びによって評価した。なお以下において、０．２％耐力と引張強さを併せて「強度」、破断伸びを単に「伸び」という。室温、空気中での引張試験は、ＡＳＴＭ Ｅ８－２１規格に準拠して、丸型試験片（直径３ｍｍ、標点間距離１２ｍｍ）を用いて行った。試験速度は、０．２％耐力までは応力増加速度９ＭＰａ／ｓ、それ以降はひずみ速度２０％／ｍｉｎとした。５００℃～１１００℃、空気中での引張試験は、ＡＳＴＭ Ｅ２１－２０規格に準拠して、丸型試験片（直径３ｍｍ、標点間距離１２ｍｍ）を用いて行った。試験速度は、０．２％耐力まではひずみ速度０．５％／ｍｉｎ、それ以降はひずみ速度５％／ｍｉｎとした。１２００～１４００℃、真空中での引張試験は、ＭＴＳ８０８型極超高温材料試験機により、平型試験片（厚さ２．５ｍｍ、幅３ｍｍ、標点間距離１６ｍｍ）を用いて行った。試験片を５０℃／ｍｉｎで昇温して、試験温度に達した後３０ｍｉｎ保持した後に、試験を開始した。試験速度は、０．２％耐力までクロスヘッド変位速度０．１ｍｍ／ｍｉｎ、それ以降はクロスヘッド変位速度１ｍｍ／ｍｉｎとした。
表１に使用した粉末の組成および粒度を示す。表２に部材の作製条件を示す。
まず、造形まま材を評価した。
造形まま材の断面を光学顕微鏡で観察したところ、すべての組成で組織は緻密で、クラックや空孔は観察されなかった。造形物の密度は、すべての組成で、理論密度の９９．９％以上であった。
造形まま材の断面をＳＥＭで観察したところ、ＣＰ－Ｎｂ以外のＣ１０３、ＦＳ８５、ＦＳ８５－５Ｗでは、結晶粒内は径が０．２～０．４μｍの柱状のセルで埋められていた（図２）。合金組成でのみセル組織が見られた原因は、セル境界の析出物（または偏析による組成の不均一）によって隣接するセルの融合が妨げられたためと考えられる。
造形まま材のＺ方向と直交する断面をＥＢＳＤによって測定したところ、すべての組成で、Ｚ方向に体心立方晶の［１１１］方向が揃っていた。この結果は、非特許文献２では、Ｚ方向に［００１］方向が揃っていたのとは異なっていた。比較のために、ＣＰ－Ｎｂ粉末を用いて、より大型の粉末積層造形システム（ＥＯＳ ＧｍｂＨ、Ｍ２９０。Ｙｂファイバーレーザー出力２００Ｗ、ビーム径４０μｍ）で造形すると、Ｚ方向に［００１］方向が揃っていた。したがって、この結晶方位の違いは、付加製造装置の特性、おそらくは凝固時の熱流の方向の相違によるものと考えられる。
次に、付加製造時の残留応力を評価するためにカンチレバー試験を行い、残留応力除去処理温度を検討した。図３を参照して、２枚の平行な短冊が一端（図３の右奥）で繋がり、残りの部分が並列する薄い壁で繋がった形状を造形して、薄い壁の部分を切断すると、短冊が反って他端（図３の左手前）が開くので、その開きを測定することで、元の造形物の残留応力の大小を評価することができる。図３に、造形まま材と、各種条件で残留応力除去処理をした試料での結果を示す。試料右奥の部分と色調の異なる部分が、ひずみの大きな部分である。
図３の結果から、ＣＰ－Ｎｂでは、８００℃×１ｈの熱処理で残留応力がほぼ完全に除去されること、Ｃ１０３では、１０００℃×１ｈの熱処理で残留応力がかなり低減され、１１００℃×１ｈの熱処理でほぼ完全に除去されること、ＦＳ８５とＦＳ８５－５Ｗでは、１１００℃×１ｈの熱処理で残留ひずみがかなり低減され、１１００℃×２ｈの熱処理でほぼ完全に除去されることが分かった。
図４と表３に、造形まま材の室温での引張試験結果と、残留応力除去処理を行った試験片を用いて室温から１１００℃まで温度を変えて行った引張試験の結果を示す。残留応力除去処理は、ＣＰ－Ｎｂは９００℃×１ｈ、Ｃ１０３は１１００℃×１ｈ、ＦＳ８５およびＦＳ８５－５Ｗは１１００℃×２ｈの条件で行った。
いずれの試料でも、付加製造された造形物に特有の異方性がみられる。特に、合金試料では試験温度によって、Ｚ方向とＸＹ方向の一方または両方で伸びが極端に小さく、実用に耐えない可能性があった。室温での引張試験結果をまま材と応力除去材とで比較すると、すべての組成で応力除去によって強度が少し低下し、伸びが大きくなった。応力除去試料について、ＣＰ－Ｎｂでは、引張試験温度が９００℃以上で、強度が低下し、伸びが著しく大きくなった。合金組成では、引張試験温度が高くなるに連れて、強度、伸びともに漸減する傾向が見られた。
次に、熱処理温度をさらに高くして組織を観察した。試料は、一旦１１００℃で残留応力を除去した後に各温度まで昇温して、ＣＰ－Ｎｂは再結晶化処理、合金試料は溶体化処理したものである。図５～８に、ＥＢＳＤで得られた、ＣＰ－Ｎｂ、Ｃ１０３、ＦＳ８５とＦＳ８５－５Ｗの結晶粒界を示す。
図５に示したＣＰ－Ｎｂでは、１１００℃以上で再結晶化が始まり、１３００℃以上では結晶粒が大きく成長した。また、図示しないが、結晶方位の測定結果からは、１４００℃では結晶方位が揃っておらず、再結晶化に伴って結晶方位も変化したことが分かった。図６～８に示した合金試料では、１５００℃でも再結晶化は起こらず、結晶粒の大きさにも結晶方位にも変化が見られなかった。合金試料で再結晶化が生じなかったのは、後述する析出物の影響と考えられる。
表４に、図５～８において結晶粒を挟む２本の平行線間の距離の平均と標準偏差を示す。表４中のＨは図５～８の横方向、Ｖは図５～８の縦方向（積層方向Ｚ）での値である。以下において、この距離を「断面における粒径」という。切断面は各結晶粒の粒径が最大の部分を通るわけではないので、断面における粒径は実際の結晶粒径より小さく、ばらつきも大きくなるが、結晶粒の大きさの定量的な指標を与える。断面における粒径は、合金組成では７．７～２５．９μｍの間にあり、Ｃ１０３よりＦＳ８５およびＦＳ８５－５Ｗの方が小さかった。
結晶粒径はレーザーのビーム径や出力に依存するので、大型の粉末積層造形システム（ＥＯＳ ＧｍｂＨ、Ｍ２９０）を用いて、ＣＰ－Ｎｂを造形し、９００℃×１ｈの残留応力除去処理を行ったところ、断面における粒径は、Ｈが２２．５μｍ、Ｖが３３．９μｍで、表４で組成と熱処理条件が同じ部材の約１．５～１．８倍であった。このことから、生産用の大型の装置を用いた場合は、断面における粒径は１０～４５μｍ程度になると考えられる。また、合金組成の結晶粒内を埋める柱状のセルの径も、０．３～０．８μｍ程度になると考えられる。
図９～１４に、いくつかの合金試料のＳＥＭ像およびＳＥＭ－ＥＤＸ像を示す。ＳＥＭ－ＥＤＸ像では、輝度の高い部分（色の薄い部分）が、当該元素の多い部分である。
図９に示したＣ１０３のＳＥＭ像では、１１００℃での応力除去処理後に結晶粒界およびセル境界に析出物がみられる。さらに１３００℃で溶体化を行った試料では、セル境界およびセル境界の析出物が消失して、結晶粒界の析出物が大きく成長している。１４００℃で溶体化処理した試料は１３００℃と同じ状態を保っているように見える。図１０に示したＣ１０３のＳＥＭ－ＥＤＸ像から、結晶粒界の析出物はＨｆの酸化物、おそらくはＨｆＯ２であることが分かった。このように、Ｃ１０３において、粒界にＨｆの酸化物が析出することによって再結晶化が妨げられる理由は、付加製造では原料となる粉末が不純物として酸素を多く含むためと考えられる。セル境界の析出物は、サイズが小さいため、ＳＥＭ－ＥＤＸでは成分を同定できなかったが、ＨｆやＴｉが微細な酸化物を形成して、分散強化剤として作用している可能性がある。
図１１～１２に示したＦＳ８５および図１３～１４に示したＦＳ８５－５Ｗはいずれも、１１００℃×２ｈで応力除去して、１４００℃×１ｈで溶体化したものである。図１１と図１３のＳＥＭ像では、どちらもセル構造を維持しており、セル境界の析出物も残っていた。図１２と図１４のＳＥＭ－ＥＤＸ像から、結晶粒界の析出物はＺｒの酸化物、おそらくはＺｒＯ２であることが分かった。このように、ＦＳ８５およびＦＳ８５－５Ｗにおいて、粒界にＺｒの酸化物が析出することによって再結晶化が妨げられる理由は、Ｃ１０３の場合と同様に、付加製造では原料となる粉末が不純物として酸素を多く含むためと考えられる。セル境界の析出物は、サイズが小さいため、ＳＥＭ－ＥＤＸでは成分を同定できなかったが、Ｚｒが微細な酸化物を形成して、分散強化剤として作用している可能性がある。
造形まま材、応力除去処理を行った試料、応力除去および溶体化処理した試料の、室温での引張試験結果を図１５および表５、１０００℃での引張試験結果を表６に示す。図１５には、比較のために、非特許文献２に記載された鍛造品の値を示した。ＦＳ８５は造形まま材および応力除去材ではＸＹ方向の延性に欠しいが、応力除去および溶体化処理によって改善される。Ｃ１０３とＦＳ８５－５Ｗは造形ままでも延性があり、複雑形状造形に適している。
次に、１１００℃×２ｈの残留応力除去処理と１４００℃×１ｈの溶体化処理を行った合金試料について、真空中、１２００～１４００℃で引張試験を行った。結果を図１６と表７に示す。
どの組成でも、試験温度が高くなるにつれて強度が漸減し、伸びが漸増した。Ｃ１０３と、ＦＳ８５およびＦＳ８５－５Ｗと比較すると、前者の方が伸びは大きく、後者の方が強度は高かった。すべての組成で、強度と伸びのバランスの取れた、優れた機械的特性が確認できた。
以上の熱処理条件を変えた合金試料のＥＢＳＤ測定とＳＥＭ観察から、約１１００℃の熱処理で残留応力をほぼ除去できること、その後に１３００℃以上で溶体化処理することで組織が安定することが分かった。また、１１００℃での残留応力除去と１４００℃での溶体化によって、真空中、１２００～１４００℃でも実用に耐える優れた機械的特性が得られることが確認できた。
本発明は、上記の実施形態や実施例に限定されるものではなく、その技術的思想の範囲内で種々の変形が可能である。
Claims (3)
- 質量基準での代表組成が、Ｎｂ－１０Ｈｆ－１Ｔｉ、である耐火Ｎｂ合金の合金粉末を準備する工程と、
前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、
前記造形物を１０５０℃以上、１１５０℃以下で熱処理して残留応力を除去する工程と、
前記造形物を１３００℃以上、１５００℃以下で熱処理して溶体化する工程と、
を有するＮｂ合金部材の製造方法。 - 質量基準での代表組成が、Ｎｂ－２８Ｔａ－１０Ｗ－１Ｚｒ、である耐火Ｎｂ合金の合金粉末を準備する工程と、
前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、
前記造形物を１０５０℃以上、１１５０℃以下で熱処理して残留応力を除去する工程と、
前記造形物を１３００℃以上、１５００℃以下で熱処理して溶体化する工程と、
を有するＮｂ合金部材の製造方法。 - 質量基準での代表組成が、Ｎｂ－２８Ｔａ－５Ｗ－１Ｚｒ、である耐火Ｎｂ合金の合金粉末を準備する工程と、
前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、
前記造形物を１０５０℃以上、１１５０℃以下で熱処理して残留応力を除去する工程と、
前記造形物を１３００℃以上、１５００℃以下で熱処理して溶体化する工程と、
を有するＮｂ合金部材の製造方法。
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