JP2009228024A - Ｃｏ基合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】高温強度が高く、かつ、熱間加工性に優れたＣｏ基合金を提供すること。
【解決手段】０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、３．０≦Ｗ≦２６．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％を満たし、Ａ7Ｂ6で表されるμ相とＡ2Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金。Ｃｏ基合金は、溶解・鋳造後に、１０００〜１２５０℃で１０時間以上の均質化熱処理を施すことにより得られるものが好ましい。
【選択図】なし
【解決手段】０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、３．０≦Ｗ≦２６．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％を満たし、Ａ7Ｂ6で表されるμ相とＡ2Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金。Ｃｏ基合金は、溶解・鋳造後に、１０００〜１２５０℃で１０時間以上の均質化熱処理を施すことにより得られるものが好ましい。
【選択図】なし
Description
本発明は、ガスタービン部材、飛行機用エンジン部材、化学プラント部材、自動車エンジン部材、高温炉部材などの高温環境下で高強度が要求される各種部材に好適なＣｏ基合金に関する。
高温環境下で使用される超合金には、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、Ｆｅ基合金などが知られている。Ｎｉ基合金は、Ｌ12構造のγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ)）で析出強化されたものであり、温度上昇に伴い強度も高くなる逆温度依存性を示す。また、耐熱性、耐食性、耐酸化性、耐クリープ性などの高温特性にも優れている。そのため、Ｎｉ基合金は、高温環境下で高強度が要求される各種の用途に用いられる。しかしながら、Ｎｉ基合金は、被削性、熱間加工性に劣るという問題がある。
一方、特に耐食性、延性が必要な高温用途では、Ｎｉ基合金よりもＣｏ基合金が用いられている。しかしながら、従来のＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金に比べて高温強度が低く、熱間加工性にも劣るという問題がある。
一方、特に耐食性、延性が必要な高温用途では、Ｎｉ基合金よりもＣｏ基合金が用いられている。しかしながら、従来のＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金に比べて高温強度が低く、熱間加工性にも劣るという問題がある。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、質量比でＡｌ：０．１〜１０％、Ｗ：３．０〜４５％、残部が不可避的不純物を除きＣｏからなり、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物が析出したＣｏ基合金が開示されている。
同文献には、マトリックス中にＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)を均一微細に析出させることによって、高温強度が向上する点、及び、所定の組成に調整することによって熱間加工も可能になる点が記載されている。
例えば、特許文献１には、質量比でＡｌ：０．１〜１０％、Ｗ：３．０〜４５％、残部が不可避的不純物を除きＣｏからなり、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物が析出したＣｏ基合金が開示されている。
同文献には、マトリックス中にＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)を均一微細に析出させることによって、高温強度が向上する点、及び、所定の組成に調整することによって熱間加工も可能になる点が記載されている。
また、特許文献２には、Ｃｒ：２６〜３０質量％、Ｍｏ：６〜１２質量％、Ｃ：０．３質量％以下、残部がＣｏからなり、水焼き入れ後の熱処理で単相組織になっている生体適合性Ｃｏ基合金が開示されている。
同文献には、所定の組成を有するＣｏ基合金に所定の熱処理を施すことによって、延性が向上する点が記載されている。
同文献には、所定の組成を有するＣｏ基合金に所定の熱処理を施すことによって、延性が向上する点が記載されている。
強化相（γ'相）としてＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)を析出させたＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度特性を示す。しかしながら、Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱処理条件によっては加工に有害な第２相が析出し、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。特に、鍛造用合金では熱間加工性が重要な特性となり、強度とのバランスが必須である。
本発明が解決しようとする課題は、高温強度が高く、かつ、熱間加工性に優れたＣｏ基合金を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るＣｏ基合金は、
０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｗ≦２６．０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％
を満たし、
Ａ7Ｂ6で表されるμ相とＡ2Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であることを要旨とする。
０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｗ≦２６．０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％
を満たし、
Ａ7Ｂ6で表されるμ相とＡ2Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であることを要旨とする。
Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な第２相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に第２相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
これに対し、Ａｌ量及びＷ量を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、熱間加工性に有害な第２相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で時効処理すると、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相が析出し、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度を示す。
これに対し、Ａｌ量及びＷ量を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、熱間加工性に有害な第２相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で時効処理すると、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相が析出し、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度を示す。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． Ｃｏ基合金］
［１．１ 成分元素］
本発明に係るＣｏ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． Ｃｏ基合金］
［１．１ 成分元素］
本発明に係るＣｏ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１） ０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、耐酸化性を改善し、熱間加工性の向上を目的に添加する。そのためには、Ｃｒ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、過剰な添加は、融点低下の原因となり、加工性を低下させる。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下である。
なお、Ｃｒ含有量は、Ａｌ含有量との合計が後述する範囲内であるのが好ましい。
Ｃｒは、耐酸化性を改善し、熱間加工性の向上を目的に添加する。そのためには、Ｃｒ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、過剰な添加は、融点低下の原因となり、加工性を低下させる。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下である。
なお、Ｃｒ含有量は、Ａｌ含有量との合計が後述する範囲内であるのが好ましい。
（２） １．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％。
Ａｌは、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物安定化元素であり、準安定相であるＬ12型金属間化合物相(γ'相)を安定相として析出させるために必要な元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、融点が低下し、加工性を低下させる。従って、Ａｌ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、「Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物相（γ'相）」とは、Ｃｏ、Ａｌ及びＷのみからなるγ'相だけでなく、Ｃｏサイト及び／又は（Ａｌ、Ｗ）サイトの一部が他の元素により置換されたものも含まれる。
Ａｌは、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物安定化元素であり、準安定相であるＬ12型金属間化合物相(γ'相)を安定相として析出させるために必要な元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、融点が低下し、加工性を低下させる。従って、Ａｌ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、「Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物相（γ'相）」とは、Ｃｏ、Ａｌ及びＷのみからなるγ'相だけでなく、Ｃｏサイト及び／又は（Ａｌ、Ｗ）サイトの一部が他の元素により置換されたものも含まれる。
（３） ３．０≦Ｗ≦２６．０ｍａｓｓ％。
Ｗは、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物安定化元素であり、高温強度特性の向上において有効である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ含有量が過剰になると、粒内及び粒界に有害な第２相を形成し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｗ含有量は、２６．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｗは、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物安定化元素であり、高温強度特性の向上において有効である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ含有量が過剰になると、粒内及び粒界に有害な第２相を形成し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｗ含有量は、２６．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（４） Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、Ｃｏサイトを置換し、(Ｃｏ、Ｎｉ)3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物を生成する。また、Ｎｉは、母相（γ相）及び強化相（γ'相）に均等に分散し、強度向上にも効果があるので、必要に応じて添加することができる。強度向上の点から、Ｎｉ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、融点が低下し、加工性を低下させる。従って、Ｎｉ含有量は、５０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。強度向上の点から、Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、４５．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｉは、Ｃｏサイトを置換し、(Ｃｏ、Ｎｉ)3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物を生成する。また、Ｎｉは、母相（γ相）及び強化相（γ'相）に均等に分散し、強度向上にも効果があるので、必要に応じて添加することができる。強度向上の点から、Ｎｉ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、融点が低下し、加工性を低下させる。従って、Ｎｉ含有量は、５０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。強度向上の点から、Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、４５．０ｍａｓｓ％以下である。
［１．２ Ｃｒ＋Ａｌ量］
Ａｌは、γ'相を析出させるために、ある一定量以上が必要である。Ａｌは耐酸化性改善にも効果があるので、母相の耐酸化性確保のためにＣｒと複合添加すると、Ａｌ2Ｏ3及びＣｒ2Ｏ3の緻密な酸化スケール層が形成され、酸化の進行を抑制することができる。材料の酸化は、その進行によって粒界酸化を発生し、粒界破断を発生させるため、熱間加工性を低下させる。過剰の添加は、融点低下による高温強度、熱間加工性の低下をもたらすため、Ｃｒ含有量とＡｌ含有量の合計量が、ある一定の範囲にあれば良い。
すなわち、耐酸化性を改善し、高い熱間加工性を得るためには、Ｃｒ＋Ａｌ量は、５．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｒ＋Ａｌ量が過剰になると、融点が低下し、加工性を低下させる。従って、Ｃｒ＋Ａｌ量は、２０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ａｌは、γ'相を析出させるために、ある一定量以上が必要である。Ａｌは耐酸化性改善にも効果があるので、母相の耐酸化性確保のためにＣｒと複合添加すると、Ａｌ2Ｏ3及びＣｒ2Ｏ3の緻密な酸化スケール層が形成され、酸化の進行を抑制することができる。材料の酸化は、その進行によって粒界酸化を発生し、粒界破断を発生させるため、熱間加工性を低下させる。過剰の添加は、融点低下による高温強度、熱間加工性の低下をもたらすため、Ｃｒ含有量とＡｌ含有量の合計量が、ある一定の範囲にあれば良い。
すなわち、耐酸化性を改善し、高い熱間加工性を得るためには、Ｃｒ＋Ａｌ量は、５．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｒ＋Ａｌ量が過剰になると、融点が低下し、加工性を低下させる。従って、Ｃｒ＋Ａｌ量は、２０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［１．３ 第２相］
第２相とは、Ａ7Ｂ6で表されるμ相と、Ａ2Ｂで表されるラーベス相からなる。これらは、いずれも、加工性を低下させる原因となる。溶解・鋳造後のＣｏ基合金には、一般に、これらの第２相が含まれる。成分元素の含有量が適切でないと、熱処理を行っても第２相が残り、加工性を低下させる。一方、成分元素の含有量が適切であれば、後述する均質化熱処理によって第２相の量を低減することができる。
熱間加工性を向上させるためには、第２相の含有量は、少ないほどよい。実用上十分な加工性を得るためには、第２相の体積率は、１０％以下が好ましい。
第２相とは、Ａ7Ｂ6で表されるμ相と、Ａ2Ｂで表されるラーベス相からなる。これらは、いずれも、加工性を低下させる原因となる。溶解・鋳造後のＣｏ基合金には、一般に、これらの第２相が含まれる。成分元素の含有量が適切でないと、熱処理を行っても第２相が残り、加工性を低下させる。一方、成分元素の含有量が適切であれば、後述する均質化熱処理によって第２相の量を低減することができる。
熱間加工性を向上させるためには、第２相の含有量は、少ないほどよい。実用上十分な加工性を得るためには、第２相の体積率は、１０％以下が好ましい。
なお、「Ａ7Ｂ6化合物（μ相）」とは、Ｃｏ7Ｗ6由来の化合物であり、Ａサイト（Ｃｏサイト）がＮｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｆｅ等により、また、Ｂサイト（Ｗサイト）がＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ等により、それぞれ置換された化合物も含まれる。
また、「Ａ2Ｂ化合物（ラーベス相）」とは、Ｃｏ2Ｔａ、Ｃｏ2Ｎｂ、又は、Ｃｏ2Ｔｉ由来の化合物であり、Ａサイト（Ｃｏサイト）がＮｉ、Ｃｒ、Ｆｅ等により、また、Ｂサイト（Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉサイト）がＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｚｒ等により、それぞれ置換された化合物も含まれる。
さらに、「第２相の体積率」とは、視野面積(倍率：１００倍)に占める第２相の面積の割合をいう。
また、「Ａ2Ｂ化合物（ラーベス相）」とは、Ｃｏ2Ｔａ、Ｃｏ2Ｎｂ、又は、Ｃｏ2Ｔｉ由来の化合物であり、Ａサイト（Ｃｏサイト）がＮｉ、Ｃｒ、Ｆｅ等により、また、Ｂサイト（Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉサイト）がＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｚｒ等により、それぞれ置換された化合物も含まれる。
さらに、「第２相の体積率」とは、視野面積(倍率：１００倍)に占める第２相の面積の割合をいう。
［１．４ その他の元素］
本発明に係るＣｏ基合金は、上述した元素に加えて、さらに以下のような元素を含んでいても良い。付加的な添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係るＣｏ基合金は、上述した元素に加えて、さらに以下のような元素を含んでいても良い。付加的な添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（６） ０．０１０≦Ｃ≦０．２０ｍａｓｓ％。
Ｃは、炭化物を析出させ、粒界強化に有効である。また、粒界が強化されることによって、熱間加工性及び高温強度を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、加工性を低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｃは、炭化物を析出させ、粒界強化に有効である。また、粒界が強化されることによって、熱間加工性及び高温強度を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、加工性を低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（７） ０．０１０≦Ｔａ≦７．５ｍａｓｓ％。
（８） ０．０１０≦Ｎｂ≦４．０ｍａｓｓ％。
（９） ０．０１０≦Ｔｉ≦２．０ｍａｓｓ％。
（１０）０．０１０≦Ｚｒ≦０．０５０ｍａｓｓ％。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、いずれも、γ'相の固溶強化元素として働き、高温強度の改善に有効である。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。これらの元素の総量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。これらの元素は、いずれも同様の効果が得られるが、元素によって同等の効果が得られる添加量が異なる。従って、これらの元素の総量は、次式を満たすことが好ましい。
Ｔａ＋１．８Ｎｂ＋３．７Ｔｉ＋２．０Ｚｒ≦８．０ｍａｓｓ％
（８） ０．０１０≦Ｎｂ≦４．０ｍａｓｓ％。
（９） ０．０１０≦Ｔｉ≦２．０ｍａｓｓ％。
（１０）０．０１０≦Ｚｒ≦０．０５０ｍａｓｓ％。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、いずれも、γ'相の固溶強化元素として働き、高温強度の改善に有効である。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。これらの元素の総量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。これらの元素は、いずれも同様の効果が得られるが、元素によって同等の効果が得られる添加量が異なる。従って、これらの元素の総量は、次式を満たすことが好ましい。
Ｔａ＋１．８Ｎｂ＋３．７Ｔｉ＋２．０Ｚｒ≦８．０ｍａｓｓ％
（１１） ０．０００１≦Ｓ≦０．００６０ｍａｓｓ％。
Ｓは、粒界に硫化物を生成し、熱間加工性を著しく低下させる。従って、Ｓ含有量は、０．００６０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
熱間加工性を向上させるためには、Ｓは、少ないほどよい。しかしながら、必要以上の低減は、コスト上昇を招く。また、Ｓによる熱間加工性の低下は、後述するＣａ等を添加することにより抑制することができる。従って、Ｓ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
Ｓは、粒界に硫化物を生成し、熱間加工性を著しく低下させる。従って、Ｓ含有量は、０．００６０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
熱間加工性を向上させるためには、Ｓは、少ないほどよい。しかしながら、必要以上の低減は、コスト上昇を招く。また、Ｓによる熱間加工性の低下は、後述するＣａ等を添加することにより抑制することができる。従って、Ｓ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
（１２） ０．０００１≦Ｃａ≦０．１５ｍａｓｓ％。
（１３） ０．０００１≦Ｍｇ≦０．１０ｍａｓｓ％。
（１４） ０．０００１≦Ｃｅ≦０．１０ｍａｓｓ％。
（１５） ０．０００１≦Ｍｎ≦０．４０ｍａｓｓ％。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ及びＭｎは、いずれも、Ｓを固定し、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓ量に対してこれらの元素の含有量が過剰になると、各元素の化合物を生成し、加工性を低下させる原因となる。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。
（１３） ０．０００１≦Ｍｇ≦０．１０ｍａｓｓ％。
（１４） ０．０００１≦Ｃｅ≦０．１０ｍａｓｓ％。
（１５） ０．０００１≦Ｍｎ≦０．４０ｍａｓｓ％。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ及びＭｎは、いずれも、Ｓを固定し、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓ量に対してこれらの元素の含有量が過剰になると、各元素の化合物を生成し、加工性を低下させる原因となる。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。
（１６） ０．０００１≦Ｂ≦０．０５ｍａｓｓ％。
Ｂは、粒界を強化し、熱間加工性の改善に効果がある。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、加工性を低下させる原因となる。従って、Ｂ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｂは、粒界を強化し、熱間加工性の改善に効果がある。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、加工性を低下させる原因となる。従って、Ｂ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１７） Ｆｅ≦５．０ｍａｓｓ％。
Ｆｅは、Ｃｏと置換することで同等の特性が得られるので、コスト低減に有効である。しかしながら、Ｆｅ含有量が過剰になると、高温強度を低下させる。従って、Ｆｅ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｆｅは、Ｃｏと置換することで同等の特性が得られるので、コスト低減に有効である。しかしながら、Ｆｅ含有量が過剰になると、高温強度を低下させる。従って、Ｆｅ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［２． Ｃｏ基合金の製造方法］
［２．１ 均質化熱処理］
本発明に係るＣｏ基合金は、所定の組成となるように原料を配合し、溶解・鋳造した後、均質化熱処理(ソーキング処理）を施すことにより得られる。均質化熱処理とは、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去して成分を均一化するための熱処理をいう。成分を均一化することによって、熱間加工性を向上させることができる。
［２．１ 均質化熱処理］
本発明に係るＣｏ基合金は、所定の組成となるように原料を配合し、溶解・鋳造した後、均質化熱処理(ソーキング処理）を施すことにより得られる。均質化熱処理とは、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去して成分を均一化するための熱処理をいう。成分を均一化することによって、熱間加工性を向上させることができる。
均質化熱処理温度は、組成に応じて最適な温度を選択する。一般に、均質化熱処理温度が低すぎると、合金元素の拡散速度が小さいために、現実的な熱処理時間内で十分な効果が得られない。従って、均質化熱処理温度は、１０００℃以上が好ましい。
一方、均質化熱処理温度が高くなりすぎると、粒界酸化が進行し、熱間加工性が低下する。従って、均質化熱処理温度は、１２５０℃以下が好ましい。
一方、均質化熱処理温度が高くなりすぎると、粒界酸化が進行し、熱間加工性が低下する。従って、均質化熱処理温度は、１２５０℃以下が好ましい。
γ相単相となる温度で保持すると、通常、数時間程度で異相が消失し、γ相単相となる。しかしながら、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去するためには、さらに長時間の熱処理が必要である。一般に、均質化熱処理時間が長くなるほど、成分が均一化し、熱間加工性に有害な第２相の量を少なくすることができる。第２相の体積率を１０％以下にするためには、均質化熱処理時間は、１０時間以上が好ましい。
［２．２． 時効処理］
所定の条件下で均質化熱処理を行った後、冷却すると、γ単相であり、かつ、第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金が得られる。得られたＣｏ基合金は、熱間加工により各種の形状に成形される。
また、成形後、（γ＋γ'）領域において時効処理すると、γ相中にＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物からなるγ’相を析出させることができる。
時効処理条件は、特に限定されるものではなく、組成に応じて最適な条件を選択する。一般に、時効処理温度が高くなるほど、及び／又は、時効処理時間が高くなるほど、γ'相の析出量が多くなり、あるいは、γ'相の粒径が大きくなる。
通常、時効処理温度は、５００〜１１００℃（好ましくは、６００〜１０００℃）であり、時効処理時間は、１〜１００時間、好ましくは１０〜５０時間程度である。
所定の条件下で均質化熱処理を行った後、冷却すると、γ単相であり、かつ、第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金が得られる。得られたＣｏ基合金は、熱間加工により各種の形状に成形される。
また、成形後、（γ＋γ'）領域において時効処理すると、γ相中にＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物からなるγ’相を析出させることができる。
時効処理条件は、特に限定されるものではなく、組成に応じて最適な条件を選択する。一般に、時効処理温度が高くなるほど、及び／又は、時効処理時間が高くなるほど、γ'相の析出量が多くなり、あるいは、γ'相の粒径が大きくなる。
通常、時効処理温度は、５００〜１１００℃（好ましくは、６００〜１０００℃）であり、時効処理時間は、１〜１００時間、好ましくは１０〜５０時間程度である。
［３． Ｃｏ基合金の作用］
Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な第２相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に第２相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
これに対し、Ａｌ量及びＷ量を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、熱間加工性に有害な第２相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で時効処理すると、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相が析出し、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度を示す。
Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な第２相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に第２相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
これに対し、Ａｌ量及びＷ量を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、熱間加工性に有害な第２相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で時効処理すると、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相が析出し、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度を示す。
（実施例１〜３２、比較例１〜１３）
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す組成の合金を真空誘導炉で溶解し、５０ｋｇのインゴットを得た。ボトム側から試料を切り出し、各種試験に供した。
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す組成の合金を真空誘導炉で溶解し、５０ｋｇのインゴットを得た。ボトム側から試料を切り出し、各種試験に供した。
［２． 試験方法］
［２．１ 第２相の体積率測定］
インゴットから１辺１２ｍｍ、長さ３０ｍｍの直方体試料を切り出し、均質化熱処理を行った。
熱処理条件は、
（１） ９００〜１３００℃×１６時間＋空冷、
（２） １２００℃×６〜２０時間＋空冷、
の２種類とした。
熱処理後、鏡面に研磨した試料内部断面を光学顕微鏡（１００倍）にて組織観察を行い、第２相の体積率を測定した。体積率は、撮影画像を画像解析することにより算出した。第２相の体積率が１０％以下であるものを「○」、１０％を超えるものを「×」と評価した。
［２．１ 第２相の体積率測定］
インゴットから１辺１２ｍｍ、長さ３０ｍｍの直方体試料を切り出し、均質化熱処理を行った。
熱処理条件は、
（１） ９００〜１３００℃×１６時間＋空冷、
（２） １２００℃×６〜２０時間＋空冷、
の２種類とした。
熱処理後、鏡面に研磨した試料内部断面を光学顕微鏡（１００倍）にて組織観察を行い、第２相の体積率を測定した。体積率は、撮影画像を画像解析することにより算出した。第２相の体積率が１０％以下であるものを「○」、１０％を超えるものを「×」と評価した。
［２．２ 熱間加工性］
鋳造まま状態の試料、及び、９００℃、１２００℃又は１３００℃で１６時間の均質化熱処理を行った試料から、それぞれ引張試験片を切り出し、高温高速引張試験（グリーブル試験）を行った。試験条件は、以下の通りである。
引張試験温度：９００〜１３００℃の間で５０℃間隔（９水準）
引張速度： ５０．８ｍｍ／ｓｅｃ
昇温： １００秒
保持： ６０秒
鍛造加工に必要な破断絞り４０％以上が得られる温度を加工可能温度と定義し、加工可能温度の温度幅の広狭に応じて、熱間加工性をＡ〜Ｄで評価した。
鋳造まま状態の試料、及び、９００℃、１２００℃又は１３００℃で１６時間の均質化熱処理を行った試料から、それぞれ引張試験片を切り出し、高温高速引張試験（グリーブル試験）を行った。試験条件は、以下の通りである。
引張試験温度：９００〜１３００℃の間で５０℃間隔（９水準）
引張速度： ５０．８ｍｍ／ｓｅｃ
昇温： １００秒
保持： ６０秒
鍛造加工に必要な破断絞り４０％以上が得られる温度を加工可能温度と定義し、加工可能温度の温度幅の広狭に応じて、熱間加工性をＡ〜Ｄで評価した。
［３． 結果］
［３．１ 熱処理の有無による第２相体積率及び加工性の改善］
表３に、鋳造まま状態及び１２００℃×１６時間熱処理状態の第２相体積率及び熱間加工性の一例を示す。
比較例は、いずれも、鋳造まま状態では第２相体積率が１０％を超えており、絞りが４０％以上となる温度幅は、いずれも、１００℃未満であった。また、１２００℃×１６時間熱処理状態でも、第２相体積率は１０％を超えており、熱間加工性の改善も見られない。
［３．１ 熱処理の有無による第２相体積率及び加工性の改善］
表３に、鋳造まま状態及び１２００℃×１６時間熱処理状態の第２相体積率及び熱間加工性の一例を示す。
比較例は、いずれも、鋳造まま状態では第２相体積率が１０％を超えており、絞りが４０％以上となる温度幅は、いずれも、１００℃未満であった。また、１２００℃×１６時間熱処理状態でも、第２相体積率は１０％を超えており、熱間加工性の改善も見られない。
これに対し、実施例は、鋳造まま状態でも第２相体積率が１０％以下になるものがある。また、鋳造まま状態において第２相体積率が１０％を超えた材料であっても、１２００℃×１６時間熱処理状態では、いずれも第２相体積率が１０％以下となった。
鋳造まま状態で第２相体積率が１０％以下である材料は、熱処理を行わなくても優れた熱間加工性を有していた。このような材料に対してさらに熱処理を行うと、合金元素の偏析が緩和されることにより、熱間加工性がさらに改善された。
さらに、鋳造まま状態で第２相体積率が高い材料であっても、均質化熱処理を実施することにより熱間加工性が改善された。
鋳造まま状態で第２相体積率が１０％以下である材料は、熱処理を行わなくても優れた熱間加工性を有していた。このような材料に対してさらに熱処理を行うと、合金元素の偏析が緩和されることにより、熱間加工性がさらに改善された。
さらに、鋳造まま状態で第２相体積率が高い材料であっても、均質化熱処理を実施することにより熱間加工性が改善された。
［３．２ 第２相体積率に及ぼす熱処理条件の影響］
表４に、第２相体積率に及ぼす熱処理温度の影響の一例を示す。また、表５に、第２相体積率に及ぼす熱処理時間の影響の一例を示す。
比較例は、いずれも、１０００〜１２００℃×１６時間の熱処理を行っても第２相体積率は１０％を超えていた。また、熱処理温度が１２００℃である場合、２０時間の熱処理を行っても、第２相体積率は、いずれも１０％を超えていた。
これに対し、実施例は、鋳造まま状態において第２相体積率が１０％を超える材料であっても、１０００℃以上の均質化熱処理を行うことによって、第２相が固溶して第２相体積率が１０％以下になり、組織が均質化された。また、熱処理温度が１２００℃である場合、１２時間以上の熱処理で、第２相体積率をほぼ１０％以下にすることができた。
表４に、第２相体積率に及ぼす熱処理温度の影響の一例を示す。また、表５に、第２相体積率に及ぼす熱処理時間の影響の一例を示す。
比較例は、いずれも、１０００〜１２００℃×１６時間の熱処理を行っても第２相体積率は１０％を超えていた。また、熱処理温度が１２００℃である場合、２０時間の熱処理を行っても、第２相体積率は、いずれも１０％を超えていた。
これに対し、実施例は、鋳造まま状態において第２相体積率が１０％を超える材料であっても、１０００℃以上の均質化熱処理を行うことによって、第２相が固溶して第２相体積率が１０％以下になり、組織が均質化された。また、熱処理温度が１２００℃である場合、１２時間以上の熱処理で、第２相体積率をほぼ１０％以下にすることができた。
［３．３ 熱間加工性に及ぼす熱処理条件の影響］
表６に、熱間加工性に及ぼす熱処理条件の影響の一例を示す。
比較例は、熱処理温度によらず第２相体積率が１０％を超えたため、熱間加工性の改善が見られなかった。
これに対し、実施例は、いずれも１２００℃で熱処理することによって、熱間加工性が改善した。しかしながら、１３００℃×１６時間の熱処理では、逆に熱間加工性が低下した。これは、熱処理温度が高すぎるために、材料の粒界酸化が内部まで進行し、粒界に起因する早期破断が生じたためと考えられる。表３〜６より、第２相体積率を１０％以下とし、かつ、熱間加工性を向上させるためには、均質化熱処理温度は、１０００〜１２５０℃が好ましいことがわかる。
表６に、熱間加工性に及ぼす熱処理条件の影響の一例を示す。
比較例は、熱処理温度によらず第２相体積率が１０％を超えたため、熱間加工性の改善が見られなかった。
これに対し、実施例は、いずれも１２００℃で熱処理することによって、熱間加工性が改善した。しかしながら、１３００℃×１６時間の熱処理では、逆に熱間加工性が低下した。これは、熱処理温度が高すぎるために、材料の粒界酸化が内部まで進行し、粒界に起因する早期破断が生じたためと考えられる。表３〜６より、第２相体積率を１０％以下とし、かつ、熱間加工性を向上させるためには、均質化熱処理温度は、１０００〜１２５０℃が好ましいことがわかる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るＣｏ基合金は、ガスタービン部材、飛行機用エンジン部材、化学プラント部材、自動車エンジン部材、高温炉部材などの高温環境下で高強度が要求される各種部材に用いることができる。
Claims (7)
- ０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｗ≦２６．０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％
を満たし、
Ａ7Ｂ6で表されるμ相とＡ2Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金。 - ０．０１０≦Ｃ≦０．２０ｍａｓｓ％
をさらに含み、
０．０１０≦Ｔａ≦７．５ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ｎｂ≦４．０ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ｔｉ≦２．０ｍａｓｓ％、及び、
０．０１０≦Ｚｒ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
のいずれか１種以上をさらに含み、
Ｔａ＋１．８Ｎｂ＋３．７Ｔｉ＋２．０Ｚｒ≦８．０ｍａｓｓ％
を満たす請求項１に記載のＣｏ基合金。 - ０．０００１≦Ｓ≦０．００６０ｍａｓｓ％
をさらに含み、
０．０００１≦Ｃａ≦０．１５ｍａｓｓ％、
０．０００１≦Ｍｇ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０００１≦Ｃｅ≦０．１０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００１≦Ｍｎ≦０．４０ｍａｓｓ％、
のいずれか１種以上をさらに含む請求項１又は２に記載のＣｏ基合金。 - ０．０００１≦Ｂ≦０．０５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から３までのいずれかに記載のＣｏ基合金。 - Ｆｅ≦５．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれかに記載のＣｏ基合金。 - 時効処理によって析出させた、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物からなるγ’相を含む請求項１から５までのいずれかに記載のＣｏ基合金。
- 溶解・鋳造後に、１０００℃以上１２５０℃以下の温度で１０時間以上の均質化熱処理を行うことにより得られる請求項１から６までのいずれかに記載のＣｏ基合金。
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