JPH0885838A

JPH0885838A - Ｎｉ基超耐熱合金

Info

Publication number: JPH0885838A
Application number: JP11016695A
Authority: JP
Inventors: Koji Sato; 光司佐藤; Makoto Komori; 誠小森; Isao Tamura; 庸田村; Mitsuhiro Ando; 光浩安藤; Yoshihiro Kada; 善裕加田; Takehiro Oono; 丈博大野
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1994-07-19
Filing date: 1995-04-11
Publication date: 1996-04-02
Anticipated expiration: 2019-10-20
Also published as: DE19525983A1; JP3580441B2

Abstract

(57)【要約】【目的】温・熱間鍛造金型や、ＣｕまたはＣｕ合金の
熱間押し出し工具、等に要求される熱間摺動性、耐ヒー
トクラック性や耐酸化性等の高温特性と被削性および熱
間加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金を提供する。【構成】本発明は、時効処理された組織を有し、該組
織を構成する相が原子％から式（１）により計算される
ＭＣ型炭化物量で０．０２〜１．５％、原子％から式
（２）により計算されるガンマプライム（γ’）量で１
０〜３０％、および体積％で表されるα−Ｗ量で０．５
〜３０％と、残部がＮｉを主体とするオーステナイト相
からなることを特徴とするＮｉ基超耐熱合金である。（１）２[Ｃ] （２）4(0.026[Cr]+0.13[Mo]+0.13[W]+0.61[Al]+0.68[T
i]+0.5[Nb]+0.5[Ta]-[C])

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、主に９００℃以下の温
間、熱間の温度域で使用される温間、熱間鍛造金型や、
ＣｕやＡｌまたはそれらの合金の熱間押出し工具や部品
等に使用されるＮｉ基超耐熱合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年の自動車産業の部品共通化と作業工
数低減の流れを受けて、自動車用のクランクシャフトや
コンロッド等自動車部品を成形する温・熱間鍛造金型の
寿命向上が望まれている。しかし、従来のＳＫＤ６１に
代表される熱間工具鋼では、そのニーズに応えきれてい
ないのが現状である。また、ＣｕやＡｌまたはそれらの
合金の熱間押し出し工具には、Ａ２８６のようなＦｅ基
超耐熱合金が用いられたり、インコネル７１８合金が使
用されたりしているが、この用途においても寿命改善に
よる工数の低減が求められている。これらの他に、継ぎ
目無し鋼管の製造に用いる穿孔プラグやマンドレル等、
１２００℃程度の高温域で使用される熱間工具を対象と
して特開平３−６１３４５号、また、１０００℃〜１１
５０℃の高温大気雰囲気中で使用される恒温鍛造金型を
対象として特開平４−４１６４１号等のＮｉ基超耐熱合
金が開示されている。さらに、本発明と目的は異なる
が、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｗを基本とする超耐熱合金としては、
例えば特公昭５４−３３２１２号、特公昭６０−５８７
７３号、特公昭５８−５０２号、特公昭５６２−１０６
１号に記載の合金等が知られている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】熱間や温間で用いる鍛
造金型、あるいはＣｕやＡｌまたはそれらの合金の押し
出し工具には、熱間加工が可能で、被削性にも優れ、さ
らに常温での高い耐力と靭性、および７００℃〜９００
℃程度の高温域での優れた熱間摺動性と熱間での耐摩耗
性および耐ヒートクラック性とが要求される。ここで、
熱間摺動性および熱間での耐摩耗性の改善には、酸化皮
膜の密着性と安定性および高温耐力を高めることが要求
される。しかし、従来のＳＫＤ６１クラスの熱間工具鋼
では、７００℃を越えると焼き戻しマルテンサイトの軟
化が生じて高温耐力が低下し、同時に鋼中のＣｒ量が低
いために密着性および安定性に優れた酸化皮膜が形成さ
れず、被加工材と工具が直接接触するため早期に摩耗を
生じ、最後には焼付きを生じてしまう。

【０００４】一方、耐ヒートクラック性の改善には、熱
膨張係数の低減と高い高温耐力が要求される。しかし、
Ａ２８６のようなＦｅ基超耐熱合金は、熱膨張係数が高
く、また析出強化相であるガンマプライム相は、Ｎｉ₃
Ｔｉを主とする組成のために７００℃を越える温度域で
安定相であるイータ相に変態してしまい、その結果、高
温強度が低下してしまう問題がある。また、熱間工具は
被削性が優れることが要求されるが、Ａ２８６のような
超耐熱合金は、一般に被削性がマルテンサイト系の材料
に比べて大幅に悪い欠点がある。ところで、Ｎｉをベー
スとする熱間工具用の超耐熱合金もいくつか提案されて
いるが、例えば、特開平３−６１３４５号に開示される
合金は、耐酸化性が十分でなく、熱間での耐摩耗性が不
十分である。また、特開平４−４１６４１号に開示され
る合金は、恒温鍛造型を意図しているために、高い摺動
速度下での熱間摺動性が不十分な問題があった。

【０００５】また、前述のＮｉ−Ｃｒ−Ｗ系統のＮｉ基
超耐熱合金は、いずれも１０００℃付近の非常に高い温
度域で、耐熱性と高温での大きいクリープ強度を第一目
的として使用することを前提としている。したがって、
従来のＷを多量に添加するＮｉ基超耐熱合金は、いずれ
もＷの固溶強化により高温クリープ強度を増加させたも
のであり、本発明の目的とする７００〜９００℃におけ
る高強度、熱間摺動性の改善に対しては十分ではなく、
本発明が意図する利用分野では特性上使用することは困
難であった。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らはこれら熱間
工具鋼とＦｅ基およびＮｉ基超耐熱合金の問題点を鑑
み、熱間工具鋼の代替を主目的の一つとして熱間加工が
可能で、かつ耐酸化性、高温強度、熱膨張係数、および
被削性の改善が可能な材料の発明に鋭意取り組んだ。そ
の結果、Ｗを固溶限まで含むＮｉを主とするオーステナ
イト相を主相とし、時効処理によって析出させるＮｉ₃
（Ａｌ，Ｔｉ）を主とするガンマプライム相、Ｗの固溶
体（α-Ｗ）およびＭＣ型１次炭化物の最適な含有量を
見出すことで、特に熱間工具に適した熱間摺動性、熱間
での耐摩耗性と耐ヒートクラック性および耐酸化性に優
れたＮｉ基超耐熱合金を発明するに至った。さらに、こ
の組織を有する合金で、高温大気中で生成する表面スケ
ールの構造が、表面側から、Ｃｒを主とする外部酸化
層、粒状α-Ｗ層、およびＡｌ，Ｔｉを主とする内部酸
化層の少なくとも３層以上の構造からなるものは、酸化
皮膜の密着性を改善し、高温耐酸化性と熱間摺動性の改
善に役立つことを新規に見出した。

【０００７】本発明に係るＮｉ基超耐熱合金の特徴は、
下記に示される第１発明や第２発明の構成要件から理解
できるように、合金組成のみに存在するのではない。す
なわち、本発明のＮｉ基超耐熱合金と、従来のＷ含有の
Ｎｉ基超耐熱合金の決定的な相違点は、本発明ではガン
マプライム相に特徴づけられる時効処理された組織を有
することである。時効処理は６００〜８５０℃で行なう
ので、従来のＮｉ基超耐熱合金のように１０００℃付近
以上で使用する用途では、せっかく析出した時効硬化相
が固溶するから事前の時効処理自体が無意味であり、認
識されていなかったのである。本発明では、従来の類似
の組成のＮｉ基超耐熱合金では、採用できなかった時効
析出相を積極的に利用する。したがって、本発明のＮｉ
基超耐熱合金の組織は、１０〜３０％の多量のガンマプ
ライム相が存在することが特徴となっている。

【０００８】即ち、本発明のうち、第１発明は、時効処
理された組織を有し、該組織を構成する相が原子％から
式（１）により計算されるＭＣ型炭化物量で０．０２〜
１．５％、原子％から式（２）により計算されるガンマ
プライム量で１０〜３０％、および体積％で表されるα
−Ｗ量で０．５〜３０％と、残部がＮｉを主体とするオ
ーステナイト相からなることを特徴とするＮｉ基超耐熱
合金である。（１）２[Ｃ］（２）4(0.026[Cr]+0.13[Mo]+0.13[W]+0.61[Al]+0.68[T
i]+0.5[Nb]+0.5[Ta]-[C]) （但し、上記式のうち、無添加の元素は０として計算す
る）

【０００９】本発明の第２発明は、温間や熱間で摺動す
る用途での焼付きと耐酸化性の問題を解決するものであ
る。すなわち、本発明者は時効処理を施した第１発明に
代表されるＮｉ基超耐熱合金を含め、各種の合金につい
て、高温大気中で表面スケールを生成せしめた。その結
果、時効処理でガンマプライム相を析出させ、かつＷを
含有する合金として、Ｃｒを主体とする外部酸化層とＡ
ｌ，Ｔｉを主とする内部酸化層とで、粒状のα−Ｗ層を
はさみ込むように形成した表面スケール層が最も強固な
スケールとなり、高温で摺動する用途での耐焼付性も大
きいことが確認できた。すなわち、本発明の第２発明
は、基地がＮｉを主体とするオーステナイト相からなる
時効処理された組織を有し、さらに高温大気中で生成す
る表面スケールの構造が、表面側から、Ｃｒを主とする
外部酸化層、粒状α-Ｗ層、およびＡｌ，Ｔｉを主とす
る内部酸化層の少なくとも３層以上の構造からなること
を特徴とするＮｉ基超耐熱合金である。

【００１０】上記第１、第２発明を具現化するための好
適なＮｉ基超耐熱合金の化学組成は、重量％で、Ｃ０．
００２〜０．１５％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ３％以下、Ｃ
ｒ１０％を越え２５％以下、Ｗ１０〜３０％、Ｆｅ１５
％以下、Ａｌ０．４〜２．５％、Ｔｉ０．４〜３．５％
を含み、残部が不可避の不純物とＮｉからなる。上記の
本発明の望ましい合金の組成は、さらにＮｉの一部を置
換して、重量％で、３．０％以下のＮｂと３．０％以下
のＴａの１種または２種を添加できる。またさらに上記
の組成に加えてＮｉの一部を置換して、重量％で、１０
％以下のＭｏを、Ｗ＋２Ｍｏ≦３０の範囲で添加するこ
と、さらに重量％で、０．２％以下のＺｒと０．０２％
以下のＢの１種または２種を添加すること、重量％で、
０．０２％以下のＭｇと０．０２％以下のＣａの１種ま
たは２種を添加することもできる。以上の合金元素のう
ち、Ｎｂ以下に記述されるものは、いずれも可能なすべ
ての組合せで選択的に添加できるものである。また、選
択的に添加された元素は、前述のガンマプライム量の推
定式を満足する必要がある。

【００１１】

【作用】本発明のＮｉ基超耐熱合金で規定する組織の作
用について述べる。ＭＣ型の一次炭化物は、本発明のＮ
ｉ基超耐熱合金中において最も硬質の相であり、本合金
製造の熱間加工中にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑
制する作用と、使用中の熱間摺動性を高める作用を持
つ。ＭＣ炭化物量は、添加したＣの全量がＴｉ，Ｎｂお
よびＴａと結びついて存在しているものと考えると、原
子％で表されるＣ量の２倍がＭＣ型炭化物の含有量とみ
なすことができる。したがって、前述のＭＣ型炭化物量
は（１）式の２[Ｃ］で計算される値とする。このＭＣ
型炭化物の効果を発揮するために、ＭＣ量は原子％で最
低０．０２％を越える添加が必要であるが、１．５％を
越える過度の添加は、ＭＣ型炭化物の連鎖状組織を形成
し、その部分がヒートクラック発生の起点となり、工具
寿命を低下させる。よって原子％から計算されるＭＣ型
炭化物量は、０．０２〜１．５％の添加とする。好適な
ＭＣ炭化物の量は０．１〜１．０％である。

【００１２】常温や高温強度の向上には、時効処理によ
るガンマプライム（γ’）相の析出が最も効果を及ぼ
す。ガンマプライム相の基本組成は、Ｎｉ₃Ａｌで表わ
されるが、多元系の合金においては、実際には、種々の
添加元素がガンマプライム相のＡｌサイトに固溶する。
このガンマプライム相の析出量を実測するのは、大変困
難であるため、本発明においては、文献値（原田広史、
山崎道夫：「Ｔｉ，Ｔａ，Ｗを含むγ’析出強化型Ｎｉ
基耐熱鋳造合金の合金設計」，鉄と鋼，ｖｏｌ．６５，
（１９７９），ｐ１０５９）を用いて、後述の実施例１
の本発明合金Ｎｏ．５のγ相とγ’相の組成および両相
の割合を求め、原子％から各元素がγ’相のＡｌサイト
に入る係数を求めた。ここで、本発明合金の成分範囲か
ら、Ｎｉ₃ＡｌのＡｌサイトに固溶する元素として、Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａを考えた。ただし、実
施例１のＮｏ．５は、ＭｏとＴａを含まない成分系であ
るため、ＭｏとＴａの係数は計算できない。そこでＭｏ
とＴａのγ’相のＡｌサイトを占める係数は、それぞれ
同族のＷとＮｂの係数を用いることにした。

【００１３】また、その計算に際して、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔ
ａは、添加したＣの全量とＭＣ型炭化物を形成した残部
がγ−γ’相の平衡に関与するものとした。この計算結
果から、添加元素のうち、γ’相のＡｌサイトに入る総
量を求め、さらにこの４倍を計算γ’量とした。即ち、
本発明におけるガンマプライム量は、次式で計算される
ものとし、前述の（２）式に相当する。計算γ’＝4(0.026[Cr]+0.13[Mo]+0.13[W]+0.61[Al]+0.
68[Ti]+0.5[Nb]+0.5[Ta]-[C]) （［］内の元素は原子％を表わし、無添加の元素は0と
して計算する）

【００１４】次に本発明のＮｉ基超耐熱合金では、γ’
相を析出させるための熱処理が施されているものであ
る。この熱処理は、まず熱間加工後の組織を均一にし、
析出物を一旦固溶させるための、固溶化処理を行なう。
この固溶強化の温度は、９００〜１２００℃の範囲が望
ましい。９００℃以下では析出物の固溶が不十分で、１
２００℃以上では結晶粒が粗大化し、強度、耐ヒートク
ラック性に不利である。但し、常温の強度を重視する場
合には、鍛造の歪を残す目的で固溶化処理をより低温で
行なうか、あるいは省略することもできる。

【００１５】引き続き時効処理を行なうが、この時効処
理は、本発明合金のＮｉ基超耐熱合金では、γ’相を析
出させ、高温強度を増加させるために不可欠である。時
効処理は、６００〜８５０℃の温度が望ましい。６００
℃未満では、γ’相の析出に多大な時間を要し、８５０
℃を越えると析出するγ’相が粗大になるか、または
γ’相が固溶したままで析出せず、十分な高温強度が得
られない。この時効処理は、１回または２回以上の処理
を行なうことができるが、処理時間は合計で少なくとも
３Ｈｒ以上が必要である。時効処理により析出した上記
計算γ’量が１０％を下回ると、高温強度が低下し、そ
れに伴い、熱間摩耗や、熱間摺動に対する抵抗が低下し
て工具寿命の低下を引き起こす。逆に、計算γ’量が３
０％を越えると、高温変形抵抗が増加し、熱間鍛造が困
難となる。よって上記式による計算γ’量は、１０〜３
０％の範囲とする。好適には、１３〜２５％の範囲であ
る。

【００１６】なお、前述の特公昭５４−３３２１２号、
特公昭６０−５８７７３号、特公昭５８−５０２号、特
公昭５６−２１０６１号に記載の合金は、Ｗ添加による
固溶強化を目的としており、ガンマプライム形成元素を
ほとんど含んでいない。あるいは少量含む場合でも時効
処理を行なわないので、ガンマプライム相による強化は
図られていない。なぜなら、使用温度が１０００℃付近
であるのでγ’相は、使用中に固溶してしまうからであ
り、この場合のγ’形成元素であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ等
の作用は、例えばＡｌは耐酸化性の向上、Ｔｉ，Ｎｂは
炭化物形成による強度向上の作用等で、本発明のように
積極的にγ’相による強化を狙ったものではなく目的が
全く異なる。さらに、上記の各合金は１０００℃付近の
高温クリープ強度を重視するため、１２００℃以上の温
度で固溶化処理を行なったままか、あるいは固溶化処理
後、１０８０℃以上再加熱を行なった状態で使用するの
で、結晶粒が粗大化しており、本発明の目的とする７０
０〜９００℃における強度、耐ヒートクラック性を必要
とする用途には不利である。

【００１７】次に、均一に分散したα-Ｗ相（ｂｃｃ構
造を有するＷの固溶体）は、本発明合金に必須の重要な
合金相である。α-Ｗ相は、合金の熱膨張係数の低下に
寄与するとともに、熱間摺動時の焼付きを防止する。さ
らに、α-Ｗは、以下でも述べるが、酸化皮膜の密着性
を改善する効果をももたらす。このα-Ｗの効果は、画
像解析などの実側による体積％にして、０．５％以上か
ら発揮されるが、３０％を越えると、耐酸化性と、熱間
加工性の低下を招くので、α-Ｗの含有量は体積％にし
て、０．５〜３０％の範囲とする。好適には、３〜２０
％の範囲である。本発明のＮｉ基超耐熱合金の特徴は、
γ’相とα−Ｗ相が同時に存在することであり、これは
従来の超耐熱合金には見られなかったことである。すな
わち、通常のγ’析出強化型超耐熱合金には当然γ’相
が存在するが、α−Ｗ相は存在しない。

【００１８】従来のＮｉ基超耐熱合金のうち、高Ｗであ
る合金はα−Ｗ相が存在する可能性があるが、それはせ
いぜい結晶粒界や粒内に少量析出させてクリープ強度を
高める効果を図ったもので、本発明における作用効果と
は全く異なる。また、従来のこれらの合金には、前述の
ようにγ’相は存在しない点で決定的な相違がある。本
発明合金においては、γ’相とα−Ｗ相が同時に存在す
ることで、初めて７００〜９００℃における強度、熱間
摺動、熱間摩耗、耐ヒートクラック、耐酸化性等の要求
特性を同時に満足することが可能となったのである。さ
らに、本発明のＮｉ基超耐熱合金は、例えば実施例１に
おける図１に示すように高温大気中で生成する表面スケ
ールの構造が、表面側から、Ｃｒを主とする外部酸化
層、粒状α-Ｗ層、およびＡｌ，Ｔｉを主とする内部酸
化層の少なくとも３層以上の構造をとることを特徴とす
る。この酸化皮膜形成のメカニズムは明らかではない
が、酸化皮膜構造がこの少なくとも３層以上の構造を取
らない場合には、酸化皮膜の密着性と耐酸化性の低下が
生じるようになる。

【００１９】例えば、本発明のＮｉ基超耐熱合金におい
ても５μｍを越えるα-Ｗ粒子が表面に出ているとその
部分はＷＯ₃の酸化皮膜が生成し、その部分は、十分な
密着性を持たないが、全体としてα-Ｗの総量が３０％
以下に抑えられているので、工具自身の寿命を大きく低
下させるほどの要因とはならない。なお、スケール中の
粒状α-Ｗ層は析出相のα−Ｗ相から変化させ、粒子径
は１μｍ以下のものが多くするのが望ましい。よって本
発明合金を大気中で加熱した場合の表面スケールの構造
は、表面側から、Ｃｒを主とする外部酸化層、粒状α-
Ｗ層、およびＡｌ，Ｔｉを主とする内部酸化層の少なく
とも３層以上の構造をとることが望ましい。

【００２０】さらに、上記の量のＭＣ型炭化物と、γ’
相およびα-Ｗ相と不可避の不純物を除き、残部は、Ｎ
ｉを主体とするオーステナイト相である。この母相は、
Ｗの固溶度が大きく高温強度が高い。さらに上記範囲の
γ’相の固溶と析出が可能である。そのために、Ｎｉを
主体とするＮｉ基合金にする必要がある。

【００２１】次に、上記発明を具現化するための本発明
のＮｉ基超耐熱合金の各元素の作用を以下に述べる。Ｃ
は、脱酸元素としての作用の他に、Ｔｉ，ＮｂおよびＴ
ａと結び付いて、安定なＭＣ型の一次炭化物を形成し、
熱間加工中にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する
作用と、熱間摺動性を高める作用を持つために添加す
る。Ｃの効果は、０．００２％の添加から発揮される
が、０．１５％を越える過度の添加は、ＭＣ型炭化物の
連鎖状組織を形成し、その部分がヒートクラック発生の
起点となり、工具寿命を低下させる。よってＣは、重量
％で０．００２〜０．１５％の添加とする。好適には
０．０１〜０．０７％である。

【００２２】Ｓｉは脱酸剤として添加され、酸化皮膜の
密着性改善にも効果がある。しかし、２％を越える過度
の添加は、熱間加工性の低下と常温の延性の低下を招
く。よってＳｉは、重量％で２％以下とする。好適に
は、０．７％以下である。Ｍｎは、脱酸剤として添加さ
れるが、３％を越える過度の添加は、高温強度の低下を
招くため、重量％で３％以下の添加とする。好適には、
１％以下である。Ｃｒは、高温加熱中に合金の表面に密
着性の高い酸化皮膜を形成し、耐酸化性を高めるととも
に熱間摺動性も高めることができる。この効果のため
に、最低１０％を越える添加を必要とするが、２５％を
越える過度の添加は、σ相の析出とそれに伴う延性の低
下を招くので、Ｃｒは、重量％で１０％を越え、２５％
以下の範囲とする。好適には、１３〜２０％の範囲であ
る。

【００２３】Ｗは、α-Ｗの析出と高温強度の高いオー
ステナイト相を得るために、必須の添加元素である。こ
れらの効果を得るために、Ｗは、重量％で最低１０％の
添加を必要とするが、３０％を越える過度の添加は、α
-Ｗの過度の析出と耐酸化性、酸化皮膜の密着性の低下
を招くので、Ｗは、１０〜３０％の範囲とする。好適に
は、１２〜２２％の範囲である。Ｍｏは、Ｗと同族の元
素であり、Ｗの一部をＭｏに置換して、Ｗと同様の作用
をもたらすことができる。しかし、その効果は、Ｗには
及ばないので、Ｍｏは、重量％で１０％以下の範囲で、
かつＷ＋２Ｍｏ≦３０の範囲とする。Ｆｅは、本合金に
おいて、必ずしも添加する必要はないが、Ｎｉを主とす
るオーステナイト相に固溶して熱間加工性を改善し、ま
た省資源化と低価格化にも役立つため、必要に応じて添
加することができる。しかし、過度の添加は、オーステ
ナイト相を軟化させ、γ’相の析出量を減らし、高温強
度の低下を招くので、Ｆｅは重量％で１５％以下の添加
とする。好適には、２〜１０％の範囲である。

【００２４】Ａｌは、時効処理後に安定なγ’相を形成
するのに必須の添加元素であり、重量％で最低０．４％
以上の添加を必要する。しかし、２．５％を越える過度
の添加は、γ’相の増量を招き、熱間加工性を低下させ
るので、Ａｌは、０．４〜２．５％の範囲とする。好適
には、０．７〜１．５％の範囲である。Ｔｉの一部は、
Ｃと結び付いて安定なＭＣ型の一次炭化物を形成し、熱
間加工中にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作
用と、熱間摺動性を高める。また、残部のＴｉはγ’相
に固溶し、γ’相を固溶強化して高温強度向上に役立
つ。そのために、Ｔｉは、重量％で最低０．４％以上の
添加を必要とするが、３．５％を越える過度の添加は、
熱間加工性を低下させるのと同時にγ’相を不安定化し
て、高温長時間使用後の強度の低下を招くので、Ｔｉは
０．４〜３．５％の範囲とする。好適には、０．７〜
２．５％の範囲である。また、Ａｌ，Ｔｉは耐酸化性に
対しても重要な作用を有する。すなわち、Ａｌ，Ｔｉ
は、表面スケール形成において、前述の粒状α−Ｗ層の
内部に酸化層を形成することで、粒状α−Ｗ層の効果と
相まって酸化皮膜の密着性を改善し、高温耐酸化性と熱
間摺動性を改善する。

【００２５】ＮｂとＴａは、Ｔｉと同様、一部がＣと結
び付いて安定なＭＣ型の一次炭化物を形成し、熱間加工
中にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用と、
熱間摺動性を高める。また、残部のＮｂとＴａはγ’相
に固溶し、γ’相を固溶強化して高温強度向上に役立つ
ので、必要に応じて添加できる。しかし、両者とも重量
％で３％を越える過度の添加は、熱間加工性を低下させ
るので、ＮｂとＴａの添加範囲は、それぞれ３％以下と
する。ＺｒとＢは、本発明において粒界強化作用により
高温の強度と延性を高めるのに有効であり、本発明合金
に１種または２種を適量添加できる。その効果は少量の
添加量から始まるが、ＺｒおよびＢがそれぞれ重量％で
０．２％および０．０２％を越えると加熱時の初期溶融
温度が低下して熱間加工性が劣化するので、Ｚｒおよび
Ｂの上限は、それぞれ０．２％および０．０２％とす
る。

【００２６】ＭｇとＣａは、強力な脱酸・脱硫元素とし
て合金の清浄度を高めるとともに、高温引張やクリープ
変形時さらに熱間加工時の延性改善に役立つため、１種
または２種を適量添加できる。その効果は少量の添加量
から始まるが、Ｍｇ，Ｃａがそれぞれ重量％で０．０２
％を越えると加熱時の初期溶融温度が低下して熱間加工
性が劣化するので、ＭｇおよびＣａの上限は、それぞれ
０．０２％とする。Ｎｉは、安定なオーステナイト相を
形成し、ガンマプライム相の固溶および析出の基地とな
る。また、Ｎｉは、多量のＷを固溶できるため、高温強
度の高いオーステナイト基地が得られるため、残部とす
る。

【００２７】上記元素の他、重量％で１０％以下のＣｏ
を本発明合金に添加してもよい。Ｃｏは、基地のオース
テナイト中に固溶し、若干の固溶強化作用を有するとと
もに、酸化皮膜の密着性を改善させる効果も有する。Ｃ
ｏは、Ｎｉ基地中に固溶するのでγ’相の析出にはほと
んど効果を及ぼさないので好都合である。しかしなが
ら、Ｃｏは効果的な元素であるので多量の添加は好まし
くない。

【００２８】上記元素の他、不可避の不純物元素は以下
の範囲であれば本発明合金に含まれてもよい。Ｐ≦０．０２％，Ｓ≦０．０２％，Ｏ≦０．０３％，Ｎ
≦０．０３％望ましい範囲は次の通りである。Ｐ≦０．０１％，Ｓ≦０．０１％，Ｏ≦０．０１％，Ｎ
≦０．０１％一方、Ｙ，ＲＥＭ，Ｈｆ等の元素は熱間加工性を低下さ
せるので本発明合金に特に添加しなくてもよいが、酸化
皮膜の密着性と耐酸化性を改善させる効果をもつので、
以下の範囲で添加してもよい。Ｙ≦０．２，ＲＥＭ≦０．２，Ｈｆ≦０．２

【００２９】また、Ｖは高温強度を向上させる効果が本
発明合金の添加元素に劣り、またＲｅは高温強度向上に
寄与するが合金価格が高いことにより、本発明合金に特
に添加しなくてもよいが、以下の範囲ならば添加しても
よい。Ｖ≦１％，Ｒｅ≦１％以上述べた本発明のＮｉ基超耐熱合金は、単一の真空溶
解、または真空溶解後のエレクトロスラグ再溶解や真空
アーク再溶解等の精練工程を経て得られたインゴットを
熱間鍛造や熱間圧延等の加工工程を通して１次製品に仕
上げられる。これらの素材は前述のようにγ’相を析出
させるため、９００〜１１５０℃の固溶化処理と６００
〜８５０℃の時効処理を実施したのち実用に供される。

【００３０】

【実施例】

(実施例１)表１に示す組成の合金について、本発明合金
No.１〜28、比較合金No.41、42および従来合金No.51〜5
4について真空誘導溶解によって15kgのインゴットを溶
製した後、熱間加工によって30mm角の棒材を作成した。
本発明合金No.１〜No.28と比較合金No.41、42および従
来合金No.51については、原子％で表されるＣ量の２倍
の値である計算ＭＣ型炭化物量と画像解析により実測し
たα-Ｗ量を、本発明合金No.１〜No.28と比較合金No.4
1、42については、次式で表される計算γ'量を表１に併
せ示す。計算γ’＝4(0.026[Cr]+0.13[Mo]+0.13[W]+0.61[Al]+0.
68[Ti]+0.5[Nb]+0.5[Ta]-[C]) （［］内の元素は原子％）

【００３１】

【表１】

【００３２】なお、α-Ｗ量の測定は、以下に示す熱処
理後の試料断面を鏡面研摩後、王水にて腐食した試料を
用いた。直径５μm以上の粒子径のものは、光学顕微鏡
により観察し、8000mm²の面積について画像解析を行な
って、面積率を求め、また、直径５μm未満の粒子径の
ものは、走査型電子顕微鏡により観察し、8000μm²の面
積について画像解析を行なって面積率を求め、それぞれ
算出した両者の面積率の和をα-Ｗ量とした。ここで、
比較合金No.41は本発明合金に比べてＣ量が高く、比較
合金No.42は計算γ'量とＣｒ量が本発明合金より低い組
成である。従来合金No.51は特開平3-61345号に記載のＮ
ｉ−Ｗ合金、従来合金No.52はＦｅ基超耐熱合金 A286、
従来合金No.53は析出硬化型熱間工具鋼、従来合金No.54
はJIS SKD61である。

【００３３】これらの熱間加工材のうち、本発明合金N
o.１〜28と比較合金No.41、42については、1050℃×30
分保持後油冷の固溶化処理と720℃×８時間保持後徐冷
した後620℃×８時間保持後空冷の時効処理を行った。
また、従来合金No.51は950℃×30分保持後空冷の固溶化
処理を行った。従来合金No.52は980℃×30分保持後空冷
の固溶化処理と730℃×16時間保持後空冷の時効処理を
行った。従来合金No.53は1000℃×30分保持後徐冷の焼
入れ後、硬さ382HVとなるごとく焼もどしを行った。従
来合金No.54は1020℃×30分保持後空冷の焼入れ後、硬
さが446HVとなるごとく焼もどしを行った。

【００３４】表１の合金について室温および700℃にお
ける硬さ測定、室温および700℃における引張試験、室
温から700℃までの熱膨張係数測定を行った。硬さ試験
は、ビッカース硬度計を用い荷重９８Ｎにて測定を行
い、引張試験についてはＡＳＴＭ法に基づき平行部直径
6.35mm、標点間距離25.4mmに加工した試験片を用いて実
施した。熱間での摺動性を評価するために、熱間摺動試
験を行った。この試験は、直径5mm×長さ20mmの丸棒試
験片を作成し、それをボール盤のチャックに固定する。
試験片端面を600℃に加熱したJIS SNCM439製のブロック
に1540rpmの回転速度で30秒間押しつける。押しつけ荷
重を大きくし試験片がブロックに焼付いた荷重をもって
焼付き発生荷重とした。この焼付き発生荷重が大きいほ
ど、高負荷における熱間摺動性がよいと評価できる。

【００３５】また、熱間での耐摩耗性を評価するため
に、熱間摩耗試験を行った。この試験は熱間鍛造型の摩
耗をシミュレートする簡便な試験法である。より具体的
には、本願出願人の発明として特開平5-260556号に記載
されている。この試験は直径16mmの丸棒試験片の端面に
加熱冷却の熱サイクルを与えることと約800℃に加熱さ
れたJIS S45C製ピンを摩擦摺動させることを繰返して、
試験片端面にヒートクラックを伴った摩耗を起こさせ
る。試験片の加熱温度は600℃とし、ピンとの摺動は面
圧14N/mm²を400rpmの回転速度で５秒間、冷却は32℃の
水で3.5秒間行った。加熱、摩擦摺動、冷却を１サイク
ルとして2000サイクル繰返した後、試験片端面の摩耗深
さを表面粗さ計にて測定して摩耗量とし、また試験片摩
耗部の断面ミクロ組織を観察して発生したヒートクラッ
クの本数および最大長を測定した。

【００３６】さらに、耐酸化性を評価するために、表１
に示す合金より、直径8mm×長さ15mmの丸棒試験片を作
成し、大気中にて900℃×16時間保持後室温まで空冷の
処理を５回繰返した後の酸化重量変化を測定した。上記
の各種試験結果を表２にそれぞれ示す。本発明合金は70
0℃の硬さ、700℃の引張強さが比較合金や従来合金より
高く高温域での機械的性質に優れることが確認された。
熱膨張係数は従来合金No.54に代表される熱間工具鋼と
近い値を示した。従来合金No.52は従来合金No.54に代表
される熱間工具鋼に比べて熱膨張係数が高いことがわか
る。大気中にて900℃×16時間保持を５回繰返した後の
酸化重量変化は、従来合金No.53,54を除き、他はいずれ
も増量値を示し、酸化皮膜の密着性は良好である。

【００３７】

【表２】

【００３８】ただし、比較合金No.42のようにＣｒ量が
低いと増量値が大きくなり、従来合金No.51のようにＣ
ｒがさらに低くなると本発明合金に比べて明らかに増量
値が大きくなり、耐酸化性の向上には、本発明合金並み
のＣｒ量が必要であることがわかる。一方、従来合金N
o.53,54のような熱間工具鋼では減量値を示した。これ
は酸化試験中に酸化皮膜が剥離し、酸化重量はこの剥離
した酸化皮膜を除外して計算したためで、酸化皮膜の密
着性が本発明合金に比べて劣ることがわかる。

【００３９】なお、図１に本発明合金No.10の酸化試験
後の断面表層部の走査型電子顕微鏡によるミクロ組織な
らびにミクロ組織を解説するために、観察に基づく構成
相の模式図を示す。酸化皮膜を構成する相の同定は、微
小部Ｘ線回折ならびにエネルギー分散型Ｘ線分析により
実施した。本発明合金は、いずれも700℃〜1000℃の高
温酸化雰囲気では、このような表面側からＣｒを主とす
る表面酸化層、粒状α-Ｗ層およびＡｌ，Ｔｉを主とす
る内部酸化層の３層構造をとる。すなわち、粒状のα−
Ｗ層がＣｒを主とする表面酸化層とＡｌ，Ｔｉを主とす
る内部酸化層にはさまれた形になっており、このような
酸化皮膜構造が、本発明合金の高い耐酸化性と酸化皮膜
密着性およびそれらに付随する高い熱間摺動性と熱間で
の耐摩耗性を有する理由である。

【００４０】熱間摺動試験では本発明合金は従来合金N
o.54に代表される熱間工具鋼に比べて焼付き発生荷重が
高いことが確認された。熱間摺動性は密着性および安定
性に優れた酸化皮膜の生成と高温耐力が要求されるが、
本発明合金はこれを満たし、熱間摺動性に優れることが
確認された。熱間摩耗試験では、本発明合金は摩耗量が
従来合金No.54に代表される熱間工具鋼に比べて非常に
少ない結果となった。Ｗを多量に含有する従来合金No.5
1は熱間摺動試験の焼付き発生荷重は高いが、α-Ｗ量が
体積％で30％を越えており、またＣｒ量も低いので、生
成される酸化皮膜が長時間における密着性および安定性
に欠けるため本発明合金に比べて耐摩耗性に劣る。従来
合金No.53を除いて、ヒートクラックが発生した。従来
合金No.53はＡC₁点が低いため摩擦摺動によって試験片
端面の温度は容易にこの温度を越えオーステナイト化
し、それに伴い摩擦摺動部の強度が極端に低下し、ヒー
トクラックが発生してもすぐ摩耗してしまい試験後には
観察されない。

【００４１】従来合金No.52は熱膨張係数が高いためヒ
ートクラックが発生しやすく、従ってヒートクラックが
摩擦摺動面の摩擦係数を増加し摩耗が本発明合金より多
くなった。Ｃ量の高い比較合金No.41はＭＣ型炭化物の
連鎖状組織を形成しており、その部分がヒートクラック
の起点となっており、ヒートクラックが多く発生し、そ
れに伴い摩耗も多い。比較合金No.42はγ'量が原子％で
10％より低いため700℃の引張強さが本発明合金より低
く摩耗が多い。本発明合金はこの試験によりヒートクラ
ックを伴った熱間での耐摩耗性に優れることが確認され
た。

【００４２】（実施例２）表１に示す本発明合金No.4と
従来合金No.52,53について実施例１と同じ熱処理を行
い、ボールエンドミルを用いた被削性試験を行った。マ
シニングセンターを用い、セラミックコーティング超硬
製ボールエンドミルにより、水溶性切削油を使用し、刃
先摩耗量の測定により、被削性を調査した。試験条件
は、切削速度50m/min、送り0.05mm/刃、切り込み量は、
軸方向2mm、外周刃方向1mm、切削長25mの条件で実施
し、エンドミルの切刃逃げ面摩耗幅を測定した。試験結
果を表３に示す。本発明合金は、Ｎｉ基超耐熱合金の範
疇に属するにもかかわらず、被削性が従来のＦｅ基超耐
熱合金No.52はいうまでもなく、従来の熱間工具鋼No.53
に比べても優れた被削性を示した。この良好な被削性は
微細α-Ｗ相の分散によってもたらされる。このように
本発明合金は、時効処理後でも十分な被削性を有するの
で、金型加工後の熱処理が不要なプリハードン工具とし
ても使用できる。

【００４３】

【表３】

【００４４】（実施例３）以下、本発明合金を熱間鍛造
金型に実施した例を示す。表１に示す、本発明合金No.1
0、No.14の類似成分で溶製し直したもの、および従来合
金No.54の組成のものの素材を準備し、これから熱間鍛
造金型を製作し、実用テストを行った結果を表４に示
す。金型は自動車部品のギヤシャフトを製作する型であ
り、寸法は直径80mm×長さ160mmである。このギヤシャ
フトを製作する金型は粗地成形用の粗地型と仕上成形用
の仕上型よりなるが、摩耗の激しい粗地型にてテストを
行った。ワーク材はＳ35Ｃであり、高周波加熱装置によ
り1200℃に加熱する。鍛造成形は最大能力1600tのクラ
ンクプレスを使用し、各型打ち後に白色系潤滑剤を型表
面に噴霧した。従来合金No.54はJIS SKD61である。熱処
理は、熱間鍛造金型に荒加工した後、1020℃に加熱し、
200℃の油に浸漬する油焼入れを行い、硬さが446HVとな
るごとく焼もどしを行った。その後仕上加工を行い、実
用テストに供した。

【００４５】

【表４】

【００４６】表４にこれら合金で製作した熱間鍛造金型
の寿命を示す。この熱間鍛造作業により金型は高温のワ
ークとの接触およびワークとの摺動により金型表層部は
熱影響を大きく受けるが、本金型は従来、黒鉛系潤滑剤
による作業が、白色系潤滑剤に変更になったことに伴
い、特にワークとの摺動発熱作用が大きくなったため、
従来合金No.54は熱影響により焼もどしマルテンサイト
の軟化およびＡC₁変態点を越えることによりオーステナ
イト変態を起こし、表層部の強度が低下し摩耗が起こり
やすく早期に寿命となった。また白色系潤滑剤が各型打
ち後に型表面に噴霧されるため、型表面には加熱冷却の
熱サイクルが負荷され、型表面にヒートクラックが発生
する。金型表面に発生したヒートクラックはワークとの
摩擦係数を増加するため、ワークとの摺動発熱が大きく
なり型表層部の熱影響を増加させ、また金型表層部に発
生する剪断応力が大きくなり型表層部の塑性流動が増加
するため、摩耗を促進させる。従来合金No.54はヒート
クラック発生により熱影響が大きくなり、発生する剪断
応力が型表層部強度を越えて摩耗が起こりやすく早期に
寿命となった。

【００４７】本発明合金No.10、No.14は、その優れた酸
化被膜特性によりワークとの摺動発熱を抑制するととも
に、熱影響を受けた場合でも高温の強度が鍛造作業によ
り発生する剪断応力より勝っているので、表層部の塑性
流動は起こらず、摩耗が起こりにくく、寿命が延びた。
本発明合金No.10、No.14にもヒートクラックは発生し
た。ヒートクラックはNo.14の方が多く発生しており、
寿命も短い。No.14はα-Ｗ量の多い合金であるが、実用
テスト後の金型の摩耗部のミクロ組織を観察した結果、
ヒートクラックはα-Ｗに沿って発生しており、α-Ｗ量
の多い点でヒートクラックが発生しやすく摩耗が多くな
った。本実用テストではヒートクラックの発生が摩耗と
関係深いが、潤滑の不十分な金型での適用においてはα
-Ｗの熱間摺動時の耐焼付き性の効果が表われた。

【００４８】本発明合金は熱間での硬さでは従来合金に
勝るが、室温の硬さでは従来合金に劣る場合がある。そ
の場合、厚みのある金型では鍛造作業時にプレスの負荷
を受けて金型が変形する場合があるが、型彫り部に本発
明合金を、土台部分を従来合金No.54やJIS SKT4等を組
み合わせた金型にすることにより、本発明合金の耐摩耗
性向上の効果が表われた。以上より、本発明合金は主に
７００〜９００℃程度の温度域で作業することの多い熱
間鍛造型として優れた性能を有することが明らかとなっ
た。

【００４９】（実施例４）以下、本発明合金をＣｕ合金
押出し工具に実施した例を示す。表１に示す、本発明合
金No.10の類似成分で溶製し直したもの、および従来合
金No.52の組成のものの素材を準備し、これから熱間押
出し工具を製作し、実用テストを行った結果を表５に示
す。表１に示す従来合金No.52はJIS SUH660でありＡ286
の名で知られている。この合金はＣｕまたはＣｕ合金の
熱間押出し工具として知られている。

【００５０】

【表５】

【００５１】熱間押出し工具は焼ばめによる二重構造の
ものを用い、外筒にJIS SKT4を用い、内筒を本発明合金
No.10製と従来合金No.52製のものを製作し比較した。外
筒は外径200mm、内筒は外径100mm、内径60mmとし、長さ
はともに200mmの小型の二重構造の工具を本発明合金No.
10製と従来合金No.52製について製作した。これらの工
具を用いて100tプレスにより、950℃の純銅ビレットの
押出し実験を行った。内筒は800℃程度の高温と500N/mm
²前後の高圧にさらされ、熱応力により亀甲状のヒート
クラックが生じ、表面剥離を起こして寿命となる。従来
合金No.52の場合、約10000ケ成形時に、既に内径面にヒ
ートクラックの発生が認められたが、本発明合金No.10
の場合は、約30000ケ成形後に僅かにヒートクラックが
認められる程度であった。本発明合金No.10は従来合金N
o.52に比べて、高温域での引張強さが大きい上、熱膨張
係数が小さいのでヒートクラックが発生しにくく、この
ことが押出し工具の寿命を飛躍的に向上させた。この結
果より、本発明合金は熱間押出し工具として優れた性能
を有することが明らかとなった。

【００５２】

【発明の効果】本発明合金は、熱間摺動性、熱間での耐
摩耗性、耐ヒートクラック性や耐酸化性等の高温特性と
被削性および熱間加工性に優れた合金であり、自動車用
のクランクシャフトやコンロッド等自動車部品を成形す
る温・熱間鍛造金型や、ＣｕやＡｌまたはそれらの合金
の熱間押し出し工具等に適用すれば、従来材に比較して
工具の寿命を飛躍的に向上させることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金No.10を、大気中にて９００℃×16
時間保持後、室温まで空冷処理を５回繰り返した後の断
面表層部の走査型電子顕微鏡による金属ミクロ組織写真
ならびに構成相の模式図を示す図である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年５月１９日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２７】上記元素の他、重量％で１０％以下のＣｏ
を本発明合金に添加してもよい。Ｃｏは、基地のオース
テナイト中に固溶し、若干の固溶強化作用を有するとと
もに、酸化皮膜の密着性を改善させる効果も有する。Ｃ
ｏは、Ｎｉ基地中に固溶するのでγ’相の析出にはほと
んど効果を及ぼさないので好都合である。しかしなが
ら、Ｃｏは高価な元素であるので多量の添加は好ましく
ない。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者安藤光浩愛知県名古屋市中村区名駅四丁目６番18号日立金属株式会社中部支店内 (72)発明者加田善裕愛知県名古屋市中村区名駅四丁目６番18号日立金属株式会社中部支店内 (72)発明者大野丈博島根県安来市安来町2107番地の２日立金属株式会社冶金研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】時効処理された組織を有し、該組織を構
成する相が原子％から式（１）により計算されるＭＣ型
炭化物量で０．０２〜１．５％、原子％から式（２）に
より計算されるガンマプライム(γ')量で１０〜３０
％、および体積％で表されるα−Ｗ量で０．５〜３０％
と、残部がＮｉを主体とするオーステナイト相からなる
ことを特徴とするＮｉ基超耐熱合金。（１）２[Ｃ］（２）4(0.026[Cr]+0.13[Mo]+0.13[W]+0.61[Al]+0.68[T
i]+0.5[Nb]+0.5[Ta]-[C]) （但し、上記式のうち、無添加の元素は０として計算す
る）
【請求項２】基地がＮｉを主体とするオーステナイト
相からなる時効処理された組織を有し、さらに高温大気
中で生成する表面スケールの構造が、表面側から、Ｃｒ
を主とする外部酸化層、粒状α-Ｗ層、およびＡｌ，Ｔ
ｉを主とする内部酸化層の少なくとも３層以上の構造か
らなることを特徴とするＮｉ基超耐熱合金。
【請求項３】Ｎｉ基超耐熱合金の組成が、重量％で、
Ｃ０．００２〜０．１５％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ３％以
下、Ｃｒ１０％を越え２５％以下、Ｗ１０〜３０％、Ｆ
ｅ１５％以下、Ａｌ０．４〜２．５％、Ｔｉ０．４〜
３．５％を含み、残部が不可避の不純物とＮｉからなる
ことを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ基超耐
熱合金。
【請求項４】Ｎｉの一部を重量％で、３．０％以下の
Ｎｂと３．０％以下のＴａの１種または２種で置換した
請求項３に記載のＮｉ基超耐熱合金。
【請求項５】重量％で、１０％以下のＭｏを、Ｗ＋２
Ｍｏ≦３０の範囲でＮｉの一部と置換した請求項３また
は４に記載のＮｉ基超耐熱合金。
【請求項６】Ｎｉの一部を重量％で、０．２％以下の
Ｚｒと０．０２％以下のＢの１種または２種で置換した
請求項３〜５のいずれかに記載のＮｉ基超耐熱合金。
【請求項７】Ｎｉの一部を重量％で、０．０２％以下
のＭｇと０．０２％以下のＣａの１種または２種で置換
した請求項３〜６のいずれかに記載のＮｉ基超耐熱合
金。