JPS61124546A - 超塑性合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［発明の技術分野］ 本発明は、新規な組成のａｇｉ性合金合金その製造方法
に関する。

［発明の技術的背景とその問題点］ 最近、Ｚｎ合金、Ｔｉ合金など種々の合金では超塑性現
象が注目を集めいている。そして、この現象を応用した
加工技術の開発が試みられている。

Ｎｉ基合金においても、Ｎ１−Ｃ：ｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系合
金で超塑性現象が生じることが報告されている（特公昭
５１−２４１３号参照）、この合金においては、Ｔｉ成
分が超塑性現象に大きぐ寄与することが開示され、また
ＴＩと　Ａｎが共存する場合にはその合量を　３．５重
量％以下にナベきことが報告されている。

一方、Ｎｉ−Ｃｒ−ＡＭ又はＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ａｌ１
合金において　ＡｆＬを　３．５〜４．０重量％配合し
たもの、例えば、Ｘｌ−３８Ｃｒ−３，８Ａ１、Ｎｉ−
３４Ｃｒ−１２Ｆｅ−３，８Ａｉの合金は、超塑性合金
としては知られていないが、しかし時効硬化型の合金で
あって時効硬化後の硬度がＨマ５００以上になるという
ことから例えば時計ケース部材として使用されている。

この場合の加工には、この合金は溶体化処理後の硬度が
Ｈマ２００以下と小さく、比較的軟らかいということか
ら、冷間プレス法が適用されている。

しかしながら、この合金は加工硬化を起し易いので採用
する加工率に限界があるため、最終形状の加工に至るま
での中間工程で５〜１０回の焼鈍処理（溶体化処理）を
施さなければならない、そのため、多大の工数とエネル
ギーとが要求されると同時に焼鈍（溶体化）工程におけ
る酸化、脱元素の問題なども生じている。

したがって、これら合金に超塑性を付与しうるならば、
それは、上記した問題を解消して、一度の加工で最終形
状の部材を得ることができるようになり、その工業的価
値は極めて大きいことになる。

［発明の目的］ 本発明は、上記した要望を充足しうる超塑性のＮｉ基合
金とその製造方法の提供を目的とする。

［発明の概要］ 本発明者らは、上記したＮ１−Ｃｒ−ＡｆＬ系又はＮ１
−Ｃｒ−Ｆｅ−Ａ文系の旧基合金に超塑性を付与すべく
、各成分元素の配合割合について種々の検討を加えたと
ころ、　Ｃｒ、　Ｆｅ、　　Ａｉ等が所定の量でしかも
相互に所定の関係量で配合され、かつ、所定の熱処理加
工を施すと、そのＮｉ基合金が超塑性現象を発現すると
の事実を見出し本発明合金とその製造方法を開発するに
到った。

すなわち１本発明の超塑性合金は、　Ｃｒ含有量２０〜
５０重量％、Ａｎ含有量１．５〜８重量％（ただし、１
．５重量％は含まない）　、Ｆｅ含有量３０重量％以下
、残部がＸｉからなる合金組成であって、かつＣ「、Ａ
立、Ｆｅの含有量（重量％）の関係が次式 ％式％ を満足していることを特徴とし、その製造方法は、上記
組成の合金を溶解鋳造して鋳塊を製造し、該鋳塊に、γ
（Ｎｉ固溶体）の相　１相のみとなる温度域を加工開始
温度とし、γ相とα’　　（Ｃｒ固溶体）の２相組織と
なる温度域を加工終了温度とする加工率５０％以上の熱
間加工を施すことを特徴とする。

まず１本発明合金の組成は、Ｃｒ含含有量２御〜５０重
量％は含まない）　、　Ｆｅ含有量３０重量％以下、残
部がＮｉからなる合金組成であって，かつ、Ｃｒ、Ａλ
、Ｆｅの含有量（重量％）の関係が次式％式％ を満足している．ここで、鉄（Ｆｅ）３０重量％以下と
は，鉄が含まれない場合も含む．したがって、本発明の
ａ塑性合金は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ１系合金とＮｔ−Ｃｒ
−人文−Ｆｅ系合金の２種類である。

本発明の組成を第１図に示す．横軸は鉄の配合量（重量
％）を示し縦軸はクロムとアルミニウムの含量（重量％
）を示す．第１図の実線１は５０−０、２５Ｆｅ＝　Ｃ
ｒ＋　４．５Ａｌを満たす直線である．したがって、第
１図において実線１より上の領域が本発明の合金組成を
示す．この範囲内において、Ｃｒ，　　ＡＪＩ、Ｆｅｃ
７）含量は、それぞれＣｒ２Ｏ〜５０重量％．　　Ａ！
；Ｌｌ．５〜８重量９６（ただし、　１．５重量％は含
まない）、Ｆｅ５０重量％以下でなければならない。Ｃ
ｒが２０重量％未満の場合は耐食性が悪くなり，逆に５
０重量％を超えるとＣｒが完全に固溶せず未固溶分散粒
として残留して研磨後の合金表面をきれいにすることが
できない、Ａ文が１．５重量％以下の場合は時効後に高
硬度が得られなく、逆に　６重量％を超えるとＣｒ重量
％を減らさなくてはならず耐食性が悪くなるので好まし
くない。Ｆｅが３０重量％を超える場合は、Ｘｉ重量％
が減じるため１時効後に高硬度が得られなく好ましくな
い。

実線ｌより上の領域においては超塑性を示すが、下の領
域すなわちＣｒと　Ａｎの含量が少ない場合は、後述す
る熱処理加工を施したとしても超塑性を示さない。

なお、以上の必須成分の他に、後述する熱間加工性を改
善するために、脱酸元素としてマンガン０〜２．０％、
ケイ素θ〜２．０％、ジルコニウムまたはハフニウム０
〜０．２％、チタン０〜２．０％、はう素　０〜０．２
％、炭素θ〜０．２％、マグネシウムＯ〜０．１％、イ
ツトリウム等の希土類元素Ｏ〜　０．１％、カルシウム
Ｏ〜０．１％の　１種または２種以上を添加してもよく
、更に、耐熱性、装飾性（色具合）を改善するためにモ
リブデン、タングステン、タンタル、バナジウム等の高
融点金属を数％添加してもよい。

次に、本発明超塑性合金の製造方法について述べる。ま
ず、第１図の範囲を満足する量のＣｒ。

ＡＪｌ、Ｆｅ及びＸｉの各種金属を、通常の溶解鋳造法
例えば真空誘導溶解鋳造法により溶解鋳造して鋳塊いわ
ゆるインゴットを製造する。

次に、このインゴットにγ相の　１相の組織となる温度
域を加工開始温度とし、γ相とα′相との２相の組織と
なる温度域を加工終了温度とする加工率５０％以上の鋳
造、圧延、押出等の熱間加工を施す。

上記温度域の具体的な範囲は、加工開始温度域が１１０
０℃以上好ましくは１１５０℃以上であり、加工終了温
度域が１１５０℃以下好ましくは１１００℃以下であり
ざらに好ましくはγ相とα°相の２相の温度域１１５０
℃〜　９００℃である。

上記条件で一種の加工熱処理である熱間加工を施すこと
により、上記組成の合金は粒径が１ＯＡＬｏ＋以下好ま
しくは　Ｉｐｍ以下の超微細結晶粒組織の合金となり、
超塑性合金の必須要件が満たされる。

本発明合金においては、第２図に示す如く、熱間加工の
加工開始温度が１１００℃以上好ましくは１１５０℃以
上の場合は、Ｎｉ以外の成分元素がＮｉ中に溶は込みＮ
ｉ固溶体であるγ相のみが形成される。

そして、　１１５０℃〜　９００℃好ましくは！１００
℃〜９５０℃の範囲では、ｔｔｏｏ℃以上好ましくは１
１５０℃以上から降温した際に、γ相中にα°（クロム
固溶体）粒子が析出してγ（Ｎｉ固溶体）相＋α’（Ｃ
ｒ固溶体）相の　２相組織となる。８５０℃以下好まし
くは９００℃以下になると、γ“　（Ｎｉ２Ａｌ３化合
物）粒子も析出して、α°＋γ゛の複合析出が起きγ＋
α′＋γ′の３相が形成される。

したがって、本発明合金をγ相のみの温度域（１１００
°Ｃ以上好ましくは１１５０℃以上）のみで熱間加工し
ただけでは動的再結晶が生じ、加工後の結晶粒が粗大と
な・ノ超塑性が生じない、しかし、γ相のみの温度域か
らγ＋α°２相生成の相生域（１１５０℃〜９００℃好
ましくは１１００°Ｃ〜８５０℃）に降温させα°粒子
を析出させながら熱間加工すると、微細に析出したα゛
粒子γ粒界の移動を妨げ、動的再結晶が抑制されて結晶
粒の粗大化が起こらずγ＋α゛　２相から成る混合超微
細結晶粒組織となる。

この熱間加工の際、加工率を低くとると、粗大γ粒子の
粒界付近にのみ微細結晶粒組織が偏在し十分な超塑性特
性が得られなくなる。したがって、加工率を十分大きく
とり全体を微細結晶粒組織にすることが好ましい、とく
に５０％以−ヒの加工率で熱間加工するとより微細な結
晶粒組織となるので好適である。

前記熱間加工を施したあと室温下でそのまま放置すると
、加工を受けた合金が空冷して加工温度から降温し、γ
相中にα゛粒子みならずγ′粒子も析出するという複合
析出が起こり、該合金が硬度８７５００以上に硬化して
しまう。このことは熱間加工の後で後述の塑性加工を施
す前に該合金を所定形状に加工することが必要な場合に
は不都合な現象なので、それを防ぐために溶体化処理に
より該合金を軟化させるとよい。

すなわち、該合金を１０００℃〜１１５０℃好ましくは
１０５０℃〜１１００℃から急冷させる溶体化処理を行
なえば該合金が硬度Ｈマ４００以下好ましくは３００以
下に軟化される。溶体化温度が上記より高い場合は結晶
成長を起こし後の塑性加工において超塑性現象を示さず
、低い場合は十分に軟化されない。

このようにして製造された本発明の合金から各種部材を
加工する際には以下のような条件の下で該合金の超塑性
を発揮せしめればよい、すなわち、上記超塑性合金を、
温度８００℃〜１１００℃好ましくは９００℃〜１００
０℃、歪速度１〜２００％／ｗｉｎ好ましくはｌＯ〜１
００１／ｗｉｎの条件で塑性加工する。

上記条件で習性加工することにより該合金は超塑性現象
すなわち巨大な延性を示し最大破断伸びが５００％以と
にもなる。

上記微細結晶粒組織の合金を上記条件にて塑性変形する
と、結晶粒内では転移に基づく塑性変形が生じることな
く、結晶粒形状が等軸晶に保持されながら、粒界すベリ
による一種の粘性流動的な結晶粒の移動によって塑性変
形が生じて巨大な伸びが発生する。

超塑性現象は歪速度感受性指数（ｍ値）によって定量的
に説明される。すなわち、変形応力をσ、歪速度を龜と
した場合１次式が成立する。

σ＝　　ｋ４国　（ただしｋは定数） この式におけるｍ値が０．３≦ｍａ１の範囲内にあると
き、その金属は超塑性金属と言われ、ｍ値が大きいほど
優れた超塑性特性を示すのである。

巨大な伸びの発生は、上式からも説明できる。

すなわち、ｍ値の大きな材料ではネッキングが発生する
とその部分の歪速度ａが増加するために変形応力（変形
抵抗）σも急増し、ネッキングの発達が阻止され異常な
伸びが進行する。

ｍ値と異常伸びは良好な対応を示すこと、すなわち、ｍ
値が大きければ伸びも大きいことが明らかにされている
。

本発明合金においては１ｍ値が０．３以上好ましくは　
０．５以上の値をとり最大０．７である。そして、最大
破断伸びは２００％以上好ましくは５００％以上、最大
７００％以上である。そして、ｍ値が０．７のとき伸び
は７００％以上でｍ値と異常伸びが対応している。

以との如く、上記の温度、歪速度の条件で塑性加工する
と良好な超塑性特性が得られるが、上記温度より低くし
て塑性加工を行なうと変形抵抗が大きくなって実用的と
は言えず、逆に高い温度で加工すると結晶粒が成長して
超塑性が生じない。

一方、歪速度が上記速度より大きい場合には、粘性流動
的塑性変形が起きず転移による塑性変形が起きてａｇ！
性が発現せず、逆に小さい場合は実用的でない。

丑記超塑性合金、とりわけ超塑性現象を生じさせる塑性
加工を終了した後の合金の硬度を高めるには、次のよう
な熱処理を行なえばよい、すなわち、本発明の超塑性合
金を、１１５０℃〜１３００℃好ましくはｌ　２００　
”０〜１２５０°Ｃの温度から溶体化処理を行ない５次
いで５００℃〜８００℃好ましくは６００℃〜７００℃
の温度で３〜３０時間好ましくは５〜２０時間時効処理
を行なう。

このような溶体化・時効処理によりγ　１相域からγ“
＋α゛の複合析出が生じ該合金の硬度Ｈマが６００以上
となる。

本発明の合金を用いて装飾品例えば時計ケース部材を製
造する際、その完製品には高硬度、美麗な表面などが要
求されるので、この要求を充足せしめるために本発明の
合金はその組成範囲を下記の様に更に限定すればよい。

すなわち、そのような合金は、Ｃ「含有量２０〜５０重
量％、Ａ交合有量１，５〜６重量％（ただし、　１．５
重量％は含まない）　、　Ｆｅ含有量３０重量％以下、
残部が実質的にＮｉからなる合金組成であって、かつ、 Ｃｒ、Ａ文、　Ｆｅの含有量（重量％）の関係が、Ｆｅ
含有量が１０．５重量％以下の場合には、８０−０．２
５Ｆｅ≧Ｃｒ＋　４．５Ａｌｌ≧５０−０．２５Ｆｅ；
Ｆｅ含有量が１０．５〜３０重量％の場合には。

８０−０．２５Ｆｅ≧Ｃｒ＋　４．５Ａ１≧４８−　Ｑ
、０ＥＩＦｅ：を満足していることが必要である。

上記組成範囲の　（Ｃｒ＋　４．５Ａｌｌ　）の下限は
、第１図において鉄の配合量が０〜１Ｏ６５重量％まで
は実線１であり、　１０．５〜３０重量％までは破線２
である。そして、その上限は破線３である。　Ｃｒｌ！
−Ａｌｌの合量が上記組成範囲より少ない場合は溶体化
・時効処理を施しても硬度Ｈマが５００以上にはならず
、逆にＣｒと　Ａｉの含量が上記範囲より多い場合は溶
体化処理を施してもＣ「が完全には固溶せず未固溶のＣ
ｒ固溶体分散粒が完成品の生地に残留し、表面を研摩し
ても凹凸が生じてしまい装飾品として適さない。

次に、上記限定組成の合金を使用して時計側を製造する
方法について述べる。

まず、上記組成の合金を溶解鋳造して、鋳塊を製造し、
該鋳塊に、γ相のみが析出している温度域を加工開始温
度とし、γ相とα°相とが析出している温度域を加工終
了温度とする加工率５０％以上の熱間圧延して′板材と
する。

次に、熱間圧延された板材を１０００℃〜１１５０℃か
ら急冷させて溶体化処理を行ない該板材を軟化させる。

その後溶体化処理させた板材を所定形状。

所定寸法に切断する。

次に、該切断された板材を温度８００℃〜１１００°Ｃ
１歪速度１〜２００％／厘ｉｎの条件で等温鍛造を行な
い最終形状品とする。

そして、最終形状品を、１２００〜１２５０℃の温度か
ら溶体化処理を行ない、必要ならば仕上げ切削加工を行
なう０次いで、６００℃〜７００℃の温度で５〜２０時
間時効処理を行ない、該最終形状品の硬度Ｈマを　８０
θ以上にする。この後所定の機械加工を施せば目的とす
る時計ケース部材が得られる。

［発明の実施例］ 実施例１〜１Ｂ、比較例１〜３ 表に示す如き組成の合金を真空溶解鋳造して２０ｋｇの
インゴットを製造した６次に、該インゴットを、加工開
始温度１２００℃、加工終了温度９００℃、加工率９５
％の条件で熱間鍛造して直径３０ｍｍの丸棒を製造し、
この丸棒から直径８ｓ＋ｓ、標点長さ３０ｍｍの引張試
験片を切出した。

該試験片の結晶粒の大きさを光学顕微鏡により測定して
表に示した。

次に、該試験片を使用して７００℃〜１２００℃の温度
でＨ／＋ｎ〜２００Ｘ／ｓｉｎの歪速度で引張試験を行
ない常法によりｍ値を算出した。

引張変形後、１２００℃から油冷により溶体化して、　
６５０℃で１２時間時効処理を行なった。

そのあと、硬度ＨｖＯ８５を測定し、表面のクロム分散
粒の有無を調べその結果を表に示した。

実施例１７ 時計側を作るため実施例６の組成を有する合金を真空溶
解鋳造して３００ｋｇのインゴットを製造した８次に該
インゴットを、加工開始温度１２００℃、加工終了温度
９００℃、加工率９５％の条件で熱間圧延し、寸法が厚
さ　５履厘×幅３００ｍｍの板材を得た。

次に、この板材を１０５０℃から急冷させる溶体化処理
を行ない軟化させた。このときの板材の硬度Ｈｖは　２
７０であった。得られた板材を外寸法４０Ｘ３０、内寸
法３０Ｘ２０の回（枠）形状に切断した。

次に、切断された板材に温度３００℃〜１０００℃。

歪速度１０％／ｌｌ１ｎの条件で等温鍛造を施した。

使用した型の材質はＳｉ３Ｎ４であり、型の温度を８０
０℃〜　９００℃に保持した。プレス成形型は　１セツ
トだけを使用した。

上記等温鍛造により一回の成形工程で最終形状の時計側
が得られた。

等温鍛造の後、時計側を型から取出し１２００℃〜１２
５０℃で３０分間保保持水冷により溶体化処理を行ない
軟化させた時計側をＮＧ切削加工した。その後、８５０
℃で５〜１０時間時効処理を行ない時計側を硬化させた
０時効処理後の時計側の硬度を測定したらＨマ８５０で
あった。尚、鍛造以降の溶体化処理は　１回だけであっ
た。

最後に時計側表面を研摩したが、クロム分散粒が表面生
地に現われず研摩が良好に行なわれ表面が美麗となった
。

［発明の効果］ 本発明のニッケル基合金は、極めて高い延性を示す超塑
性合金であるため、低応力で複雑形状品を容易に一回の
成形工程ででき、しかも硬質でクロム分散粒がないため
装飾品に適用して有効であり、その工業的価値は大であ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金の組成を示す組成図、第２図は温度
と析出相との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃｒ含有量２０〜５０重量％、Ａｌ含有量１．５〜
   ６重量％（ただし、１．５重量％は含まない）、Ｆｅ含
   有量３０重量％以下、残部が実質的にＮｉからなる合金
   組成であって、かつＣｒ、Ａｌ、Ｆｅの含有量（重量％
   ）の関係が次式 Ｃｒ＋４．５Ａｌ≧５０−０．２５Ｆｅ を満足していることを特徴とする超塑性合金。 ２、Ｃｒ含有量２０〜５０重量％、Ａｌ含有量１．５〜
   ６重量％（ただし、１．５重量％は含まない）、Ｆｅ含
   有量３０重量％以下、残部が実質的にＮｉからなる合金
   組成であって、かつ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｆｅの含有量（重量
   ％）の関係が、Ｆｅ含有量が１０．５重量％以下の場合
   には、 ６０−０．２５Ｆｅ≧Ｃｒ＋４．５Ａｌ≧５０−０．２
   ５Ｆｅ；Ｆｅ含有量が１０．５〜３０重量％の場合には
   、６０−０．２５Ｆｅ≧Ｃｒ＋４．５Ａｌ≧４８−０．
   ０６Ｆｅ；を満足している特許請求の範囲第１項記載の
   超塑性合金。 ３、Ｃｒ含有量２０〜５０重量％、Ａｌ含有量１．５〜
   ６重量％（ただし、１．５重量％は含まない）、Ｆｅ含
   有量３０重量％以下、残部が実質的にＮｉからなる合金
   組成であって、かつ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｆｅの含有量（重量
   ％）の関係が Ｃｒ＋４．５Ａｌ≧５０−０．２５Ｆｅ を満足している合金を溶解鋳造して鋳塊を製造し、該鋳
   塊に、γ（Ｎｉ固溶体）相１相の組織となる温度域を加
   工開始温度とし、γ相とα′（Ｃｒ固溶体）相との２相
   の組織となる温度域を加工終了温度とする加工率５０％
   以上の熱間加工を施すことを特徴とする超塑性合金の製
   造方法。