JPH0742535B2 - 微細結晶粒Ｎｉ基析出強化型合金 - Google Patents
微細結晶粒Ｎｉ基析出強化型合金Info
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- JPH0742535B2 JPH0742535B2 JP60080649A JP8064985A JPH0742535B2 JP H0742535 B2 JPH0742535 B2 JP H0742535B2 JP 60080649 A JP60080649 A JP 60080649A JP 8064985 A JP8064985 A JP 8064985A JP H0742535 B2 JPH0742535 B2 JP H0742535B2
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Description
【発明の詳細な説明】 イ． 産業上の利用分野 本発明は、結晶粒の整粒化及び微細化された良好なミク
ロ組織と、併せて粗粒部分の少ない良好なマクロ組織を
有するNi基析出強化型合金に関するものである。
ロ組織と、併せて粗粒部分の少ない良好なマクロ組織を
有するNi基析出強化型合金に関するものである。
ロ． 従来の技術 一般に、合金，鉄鋼材料において、その結晶粒度が材料
の強度に及ぼす影響は大きく、粗粒になれば材料の強
度，延性が著しく低下する、Ni基析出強化型合金につい
ても例外でなく、強度，延性に関しては、できるだけ細
粒とするのが望ましい。しかしながら、クリープ破断強
度に関しては微細すぎてもよくない。したがって、要求
されるすべでの特性を十分に満足する理想的は結晶粒度
としては、JISオーステナイト結晶粒度No4.0〜8.0程度
である。
の強度に及ぼす影響は大きく、粗粒になれば材料の強
度，延性が著しく低下する、Ni基析出強化型合金につい
ても例外でなく、強度，延性に関しては、できるだけ細
粒とするのが望ましい。しかしながら、クリープ破断強
度に関しては微細すぎてもよくない。したがって、要求
されるすべでの特性を十分に満足する理想的は結晶粒度
としては、JISオーステナイト結晶粒度No4.0〜8.0程度
である。
従来、Ni基析出強化型合金の結晶粒制御は、熱間加工後
の個溶化処理によって行われている。すなわち、通常の
熱間加工つまり熱間塑性加工を与えただけでは十分に再
結晶を生ぜず結晶粒は粗大なままであるが、粒界近傍だ
けが再結晶した混粒組織であることが多い。このため、
固溶化処理において十分に再結晶させ、結晶粒を微細，
整粒化するのである。しかしながら、この固溶化処理温
度が通常使用される温度範囲の低温側（再結晶温度以
上，金属間化合物固溶温度以下）である場合には、再結
晶はほとんど起らず、熱間加工後の組織の同様である。
また、固溶化温度を低温とすることは、強化相である
γ′生成元素としてのAl,Ti,Nb,Taの十分な固溶が行な
われずひいては時効処理を行なった場合に十分なγ′の
析出が生じず、良好な特性を得ることができなくなる。
そこで、再結晶を生じかつγ′生成元素であるAl,Ti,N
b,Taの十分に固溶する高温側の固溶化処理温度（再結晶
温度以上，金属間化合物固溶温度以上）にて固溶化処理
を行なうと再結晶を生じ整粒化されるものの、その結晶
粒は非常に大きく、十分に機械的性質を満足するものと
はなり難い場合が多い。
の個溶化処理によって行われている。すなわち、通常の
熱間加工つまり熱間塑性加工を与えただけでは十分に再
結晶を生ぜず結晶粒は粗大なままであるが、粒界近傍だ
けが再結晶した混粒組織であることが多い。このため、
固溶化処理において十分に再結晶させ、結晶粒を微細，
整粒化するのである。しかしながら、この固溶化処理温
度が通常使用される温度範囲の低温側（再結晶温度以
上，金属間化合物固溶温度以下）である場合には、再結
晶はほとんど起らず、熱間加工後の組織の同様である。
また、固溶化温度を低温とすることは、強化相である
γ′生成元素としてのAl,Ti,Nb,Taの十分な固溶が行な
われずひいては時効処理を行なった場合に十分なγ′の
析出が生じず、良好な特性を得ることができなくなる。
そこで、再結晶を生じかつγ′生成元素であるAl,Ti,N
b,Taの十分に固溶する高温側の固溶化処理温度（再結晶
温度以上，金属間化合物固溶温度以上）にて固溶化処理
を行なうと再結晶を生じ整粒化されるものの、その結晶
粒は非常に大きく、十分に機械的性質を満足するものと
はなり難い場合が多い。
ハ． 発明が解決しようとする問題点 前述の如く、Ni基析出強化型合金では固溶化処理温度の
限界によってのみでは温度による結晶粒度のバラツキが
大きく、機械的特性に秀れた微細，整粒の結晶粒を得る
ことは困難である。
限界によってのみでは温度による結晶粒度のバラツキが
大きく、機械的特性に秀れた微細，整粒の結晶粒を得る
ことは困難である。
本発明は、この様な状況に対して、高い固溶化温度でも
安定して結晶粒を微細，整粒に制御できるようにし、広
い固溶化温度範囲にて安定して結晶粒の微細なNi基析出
強化型合金を提供しようとするものである。
安定して結晶粒を微細，整粒に制御できるようにし、広
い固溶化温度範囲にて安定して結晶粒の微細なNi基析出
強化型合金を提供しようとするものである。
ニ． 問題点を解決するための手段 本発明は重量％で少なくともCr5〜30％,Al0.1〜7.0％，
およびTi,Nb,Taを１種又は２種以上で１〜10％を含有す
るNi基析出強化型合金において、MC型炭化物を体積％で
0.5〜2.0％析出させることにより前述の問題点を解決す
るものである。
およびTi,Nb,Taを１種又は２種以上で１〜10％を含有す
るNi基析出強化型合金において、MC型炭化物を体積％で
0.5〜2.0％析出させることにより前述の問題点を解決す
るものである。
本発明合金には上記成分以外にMo,W,Fe,Co,B,Zr,Y,Si,M
n,Hf,Mg,希土類元素等を適宜添加でき、これらの添加は
本発明には本質的に何ら影響をおよぼすものではない。
n,Hf,Mg,希土類元素等を適宜添加でき、これらの添加は
本発明には本質的に何ら影響をおよぼすものではない。
また、前述したようにJISオーステナイト結晶粒度Noは
４〜８程度にすると機械的特性（クリープ破断強度）が
良好になる。
４〜８程度にすると機械的特性（クリープ破断強度）が
良好になる。
ホ． 作用 固溶化温度を高温（再結晶温度以上，金属間化合物固溶
温度以上）にすることによって整粒化される場合、その
再結晶粒は非常に大きくなり易い。これは結晶粒の成長
をピニング効果によって抑制していた金属間化合物が固
溶され再結晶の進行が急激に阻害されなくなることによ
るものである。したがってこの様な高温（金属間化合物
固溶温度以上）で結晶粒の成長を抑制してやることので
きる金属間化合物に代わる他の抑制物質を析出させてお
けば十分高温まで結晶粒を制御できる様になるのであ
る。
温度以上）にすることによって整粒化される場合、その
再結晶粒は非常に大きくなり易い。これは結晶粒の成長
をピニング効果によって抑制していた金属間化合物が固
溶され再結晶の進行が急激に阻害されなくなることによ
るものである。したがってこの様な高温（金属間化合物
固溶温度以上）で結晶粒の成長を抑制してやることので
きる金属間化合物に代わる他の抑制物質を析出させてお
けば十分高温まで結晶粒を制御できる様になるのであ
る。
この抑制物として適切なのはMC型炭化物である。MC型炭
化物は、十分高温まで結晶粒を微細に保つためには体積
％で0.5％以上が必要である。よってMC型炭化物の下限
を体積％で0.5％とした。一方MC型炭化物を必要以上に
析出させた場合、ファイバーフローに沿って炭化物が縞
状に析出し、これと直角方向の機械的特性が著しく低下
する様になる。またMC型炭化物を生成する元素であるT
i,Nb,Taは強化相γ′の生成元素であり、MC型炭化物量
が多くなると強化に寄与する有効Ti,Nb,Taを減少させる
ことになり好ましくない。よってMC型炭化物の上限は体
積％で２％までとする。
化物は、十分高温まで結晶粒を微細に保つためには体積
％で0.5％以上が必要である。よってMC型炭化物の下限
を体積％で0.5％とした。一方MC型炭化物を必要以上に
析出させた場合、ファイバーフローに沿って炭化物が縞
状に析出し、これと直角方向の機械的特性が著しく低下
する様になる。またMC型炭化物を生成する元素であるT
i,Nb,Taは強化相γ′の生成元素であり、MC型炭化物量
が多くなると強化に寄与する有効Ti,Nb,Taを減少させる
ことになり好ましくない。よってMC型炭化物の上限は体
積％で２％までとする。
本発明の適用合金は、Ni基の析出強化型合金であるが、
一般にNi基析出強化型合金は強化相であるγ′生成元素
としてAlを0.1〜7.0％およびTi,Nb,Taを１種または２種
以上で１〜10％含有している。このTi,Nb,Taはそれぞれ
がＣと結びついて、高温でも安定なMC型炭化物を形成す
る。
一般にNi基析出強化型合金は強化相であるγ′生成元素
としてAlを0.1〜7.0％およびTi,Nb,Taを１種または２種
以上で１〜10％含有している。このTi,Nb,Taはそれぞれ
がＣと結びついて、高温でも安定なMC型炭化物を形成す
る。
また、Crは耐酸化性の付与及び固溶強化などの効果があ
り、５％以上必要であるが、一方30％を越えるとオース
テナイトマトリックスの不安定化を招くので好ましくな
い。したがってNi基析出強化型合金において、Crは５％
〜30％に限定される。
り、５％以上必要であるが、一方30％を越えるとオース
テナイトマトリックスの不安定化を招くので好ましくな
い。したがってNi基析出強化型合金において、Crは５％
〜30％に限定される。
本発明では、上記元素以外に前述したような種々の添加
元素を包含するものであるが、これら元素の添加は本発
明には本質的に何ら影響をおよぼすものではない。
元素を包含するものであるが、これら元素の添加は本発
明には本質的に何ら影響をおよぼすものではない。
ヘ． 実施例 本発明を以下実施例に基づき詳細に説明する。
〔実施例１〕 第１表に示す成分のNi基析出強化型合金を以下の処理を
行った。
行った。
（１） 1050℃に加熱した40mm角棒材を歪量44％で30mm
角棒材まで鍛造を行ない空冷する。
角棒材まで鍛造を行ない空冷する。
（２） （１）処理後の角棒材を990℃,1020℃,1050℃,
1080℃,1110℃のそれぞれの胃度で2hr保持後、空冷する
固溶化処理を行なう。
1080℃,1110℃のそれぞれの胃度で2hr保持後、空冷する
固溶化処理を行なう。
（２）の固溶化処理温度と結晶粒度の関係を示すのが第
１図である。なおMC型炭化物量（体積％）は試料No.1.
2.3それぞれ0.14％,0.42％,0.67％である。第１図よ
り、本発明のMC型炭化物量（体積％）を含む試料No.1及
びNo.2に比べ固溶処理温度に対する結晶粒度の依存性が
小さく高温まで安定して結晶粒が微細であることがわか
る。
１図である。なおMC型炭化物量（体積％）は試料No.1.
2.3それぞれ0.14％,0.42％,0.67％である。第１図よ
り、本発明のMC型炭化物量（体積％）を含む試料No.1及
びNo.2に比べ固溶処理温度に対する結晶粒度の依存性が
小さく高温まで安定して結晶粒が微細であることがわか
る。
第２図は、本実施例合金の代表的固溶化処理温度である
1080℃で処理したときの試料No.1〜３のミクロ組織（x1
00）を示す図である。この図からも、本発明による試料
No.2の結晶粒が微細かつ整粒に制御されていることがわ
かる。
1080℃で処理したときの試料No.1〜３のミクロ組織（x1
00）を示す図である。この図からも、本発明による試料
No.2の結晶粒が微細かつ整粒に制御されていることがわ
かる。
〔実施例２〕 〔実施例１〕の固溶化処理材の内、本合金の代表的固溶
化処理温度である1080℃で固溶化処理した試料に、700
℃×16時間空冷の時効処理を施した後、常温で引張試験
した結果を表２に示す。
化処理温度である1080℃で固溶化処理した試料に、700
℃×16時間空冷の時効処理を施した後、常温で引張試験
した結果を表２に示す。
表２から明らかな様に、本発明で結晶粒が微細，整粒化
している試料３は、試料1.2に比べて0.2％耐力，引張強
さが、5kgf/mm2−15kgf/mm2向上しているにかかわらず
延性はほぼ同等のレベルである。これから本発明による
結晶粒の微細，整粒化により良好な機械的特性が得られ
ることがわかる。
している試料３は、試料1.2に比べて0.2％耐力，引張強
さが、5kgf/mm2−15kgf/mm2向上しているにかかわらず
延性はほぼ同等のレベルである。これから本発明による
結晶粒の微細，整粒化により良好な機械的特性が得られ
ることがわかる。
〔実施例３〕 第３表に示す成分のNi基析出強化型合金の100mm角ビレ
ットを1150℃に加熱して熱間圧延を行ない、直径11mmの
棒材を作製した。
ットを1150℃に加熱して熱間圧延を行ない、直径11mmの
棒材を作製した。
本棒材を1040℃及び1080℃でそれぞれ保持時間４時間の
固溶化処理後及び熱間圧延後のマクロ組織を示すのが第
３図である。本発明である試料No.6及び７は1040℃,108
0℃の固溶化処理後でも、粗粒発生がなく良好なマクロ
組織を有している。これに比して、試料No.4,5は固溶化
処理により結晶粒が粗大化していることがわかる。
固溶化処理後及び熱間圧延後のマクロ組織を示すのが第
３図である。本発明である試料No.6及び７は1040℃,108
0℃の固溶化処理後でも、粗粒発生がなく良好なマクロ
組織を有している。これに比して、試料No.4,5は固溶化
処理により結晶粒が粗大化していることがわかる。
〔実施例４〕 第４表に示す成分のNi基析出強化型合金について以下の
処理を行なった。
処理を行なった。
（１） 1050℃に加熱した40mm角棒材を歪量44％で30mm
角棒材まで鍛造を行い空冷する。
角棒材まで鍛造を行い空冷する。
（２） （１）処理後の角棒材を920℃,950℃,980℃,10
10℃,1040℃のそれぞれの温度で1hr保持後空冷する固溶
化処理を行なう。
10℃,1040℃のそれぞれの温度で1hr保持後空冷する固溶
化処理を行なう。
（２）の固溶化処理温度と結晶粒度の関係を示すのが第
４図である。なお、MC型炭化物量（体積％）は、試料N
o.8,9,10それぞれ0.11％,0.43％,0.75％である。
４図である。なお、MC型炭化物量（体積％）は、試料N
o.8,9,10それぞれ0.11％,0.43％,0.75％である。
第４図より、本実施例においても本発明のMC型炭化物量
（体積％）を含む試料No.10は高温まで安定して微細で
あることがわかる。
（体積％）を含む試料No.10は高温まで安定して微細で
あることがわかる。
ト． 発明の効果 以上の如く本発明によれば、Ni基析出強化型合金の結晶
粒制御が容易に行なえ、結晶粒度を微細，整粒とするこ
とができ、ミクロ組織，マクロ組織，機械的特性の良好
なNi基析出強化型合金を簡単に製造できる。
粒制御が容易に行なえ、結晶粒度を微細，整粒とするこ
とができ、ミクロ組織，マクロ組織，機械的特性の良好
なNi基析出強化型合金を簡単に製造できる。
第１図は本発明の１実施例のNi基析出強化型合金のMC型
炭化物量（体積％）による固溶化温度と結晶粒度の関係
を示す図、第２図は本発明の１実施例および従来のNi基
析出強化型合金の1080℃固溶体化処理のミクロ金属組織
を示す顕微鏡写真、第3,4図は従来のNi基析出強化型合
金および本発明の他の実施例のNi基析出強化型合金の10
40℃と1080℃固溶化処理後のマクロ金属組織を示す顕微
鏡写真、第５図は本発明のさらにその他の実施例のNi基
析出強化型合金のMC型炭化物量（体積％）による固溶処
理温度と結晶粒度の関係を示す図である。
炭化物量（体積％）による固溶化温度と結晶粒度の関係
を示す図、第２図は本発明の１実施例および従来のNi基
析出強化型合金の1080℃固溶体化処理のミクロ金属組織
を示す顕微鏡写真、第3,4図は従来のNi基析出強化型合
金および本発明の他の実施例のNi基析出強化型合金の10
40℃と1080℃固溶化処理後のマクロ金属組織を示す顕微
鏡写真、第５図は本発明のさらにその他の実施例のNi基
析出強化型合金のMC型炭化物量（体積％）による固溶処
理温度と結晶粒度の関係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で少なくともCr5〜30％,Al0.1〜7.0
％，およびTi,Nb,Taを１種又は２種以上で１〜10％を含
有するNi基析出強化型合金において、MC型炭化物を体積
％で0.5〜2.0％析出させたことを特徴とする微細結晶粒
Ni基析出強化型合金。 - 【請求項２】Ni基析出強化型合金が重量％でC0.1％以
下,Cr18〜21％,Al1.0〜2.0％,Ti1.5〜2.5％残部Niおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする特許請求の
範囲第１項記載の微細結晶粒Ni基析出強化型合金。 - 【請求項３】Ni基析出強化型合金が重量％でC0.1％以
下,Cr14〜18％,Al0.4％以下,Ti1.5〜2.0％,Nb＋Ta2.5〜
3.5％，残部Niおよび不可避的不純物よりなることを特
徴とする特許請求の範囲第１項記載の微細結晶粒Ni基析
出強化型合金。 - 【請求項４】JISオーステナイト結晶粒度Noが4.0〜8.0
であることを特徴とする特許請求の範囲第１項から第３
項いずれか記載の微細結晶粒Ni基析出強化合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60080649A JPH0742535B2 (ja) | 1985-04-16 | 1985-04-16 | 微細結晶粒Ｎｉ基析出強化型合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60080649A JPH0742535B2 (ja) | 1985-04-16 | 1985-04-16 | 微細結晶粒Ｎｉ基析出強化型合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61238936A JPS61238936A (ja) | 1986-10-24 |
| JPH0742535B2 true JPH0742535B2 (ja) | 1995-05-10 |
Family
ID=13724209
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60080649A Expired - Fee Related JPH0742535B2 (ja) | 1985-04-16 | 1985-04-16 | 微細結晶粒Ｎｉ基析出強化型合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0742535B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4957567A (en) * | 1988-12-13 | 1990-09-18 | General Electric Company | Fatigue crack growth resistant nickel-base article and alloy and method for making |
| CN105073295A (zh) | 2013-03-21 | 2015-11-18 | 日立金属株式会社 | 环轧用材料 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS604895B2 (ja) * | 1980-05-30 | 1985-02-07 | 株式会社日立製作所 | 耐応力腐食割れ性に優れた構造物及びその製造法 |
| JPS59229474A (ja) * | 1983-06-08 | 1984-12-22 | Hitachi Metals Ltd | Ｎｉ基析出強化型合金の結晶粒制御方法 |
-
1985
- 1985-04-16 JP JP60080649A patent/JPH0742535B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61238936A (ja) | 1986-10-24 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |