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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023165018
(43)【公開日】2023-11-14
(54)【発明の名称】Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金
(51)【国際特許分類】
C22C 19/05 20060101AFI20231107BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20231107BHJP
C22F 1/10 20060101ALN20231107BHJP
【ＦＩ】
C22C19/05 L
C22F1/00 602
C22F1/00 630C
C22F1/00 630D
C22F1/00 630K
C22F1/00 640A
C22F1/00 681
C22F1/00 682
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/10 H
C22F1/00 687
C22F1/00 628
C22F1/00 621
【審査請求】有
【請求項の数】8
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023148651
(22)【出願日】2023-09-13
(62)【分割の表示】P 2019164238の分割
【原出願日】2019-09-10
(31)【優先権主張番号】P 2019159234
(32)【優先日】2019-09-02
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000180070
【氏名又は名称】山陽特殊製鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000556
【氏名又は名称】弁理士法人有古特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】廣野 友紀
(72)【発明者】
【氏名】三浦 滉大
(72)【発明者】
【氏名】澤田 俊之
(57)【要約】
【課題】耐食性、耐摩耗性及び熱間加工性に優れたＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金の提供。
【解決手段】Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。この合金が、２．０質量％以下のＮｂ及び／又は２．０質量％以下のＴｉをさらに含有してもよい。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。この合金は、粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有する。このマトリックスは、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有する。このマトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１は、２５質量％以上５０質量％以下である。
【選択図】図２
【解決手段】Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。この合金が、２．０質量％以下のＮｂ及び／又は２．０質量％以下のＴｉをさらに含有してもよい。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。この合金は、粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有する。このマトリックスは、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有する。このマトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１は、２５質量％以上５０質量％以下である。
【選択図】図２
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物であるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金であって、
粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有しており、
上記マトリックスが、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有しており、
上記マトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１が、２５質量％以上５０質量％以下である、析出硬化型合金。
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物であるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金であって、
粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有しており、
上記マトリックスが、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有しており、
上記マトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１が、２５質量％以上５０質量％以下である、析出硬化型合金。
【請求項2】
上記金属組織が、上記粒界及び上記マトリックスに分散するＭｏ化合物相を有しており、
上記Ｍｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２が、６０質量％以上８０質量％以下である請求項１に記載の析出硬化型合金。
上記Ｍｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２が、６０質量％以上８０質量％以下である請求項１に記載の析出硬化型合金。
【請求項3】
上記マトリックスにおけるＡｌの質量とこのマトリックスに分散するγ’相におけるＡｌの質量との和の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ１が、０．６以上であり、
上記粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ２が、０．４以下である請求項２に記載の析出硬化型合金。
上記粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ２が、０．４以下である請求項２に記載の析出硬化型合金。
【請求項4】
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有し、
２．０質量％以下のＮｂ及び／又は２．０質量％以下のＴｉをさらに含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物であるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金であって、
粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有しており、
上記マトリックスが、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有しており、
上記マトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１が、２５質量％以上５０質量％以下である、析出硬化型合金。
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有し、
２．０質量％以下のＮｂ及び／又は２．０質量％以下のＴｉをさらに含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物であるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金であって、
粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有しており、
上記マトリックスが、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有しており、
上記マトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１が、２５質量％以上５０質量％以下である、析出硬化型合金。
【請求項5】
上記金属組織が、上記粒界及び上記マトリックスに分散するＭｏ化合物相を有しており、
上記Ｍｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２が、６０質量％以上８０質量％以下である請求項４に記載の析出硬化型合金。
上記Ｍｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２が、６０質量％以上８０質量％以下である請求項４に記載の析出硬化型合金。
【請求項6】
上記マトリックスにおけるＡｌの質量とこのマトリックスに分散するγ’相におけるＡｌの質量との和の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ１が、０．６以上であり、
上記粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ２が、０．４以下である請求項５に記載の析出硬化型合金。
上記粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ２が、０．４以下である請求項５に記載の析出硬化型合金。
【請求項7】
上記粒界及び上記マトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＮｂの質量の、Ｎｂの総質量に対する比Ｒ３が、０．６以下である請求項５又は６に記載の析出硬化型合金。
【請求項8】
上記粒界及び上記マトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＴｉの質量の、Ｔｉの総質量に対する比Ｒ４が、０．６以下である請求項５から７のいずれかに記載の析出硬化型合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有する析出硬化型合金に関する。
【背景技術】
【0002】
耐食性及び耐摩耗性が要求される用途に、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金等が用いられている。より厳しい環境での使用を意図して、これらの合金に関する種々の改良が、提案されている。
【0003】
特許第３９８３６４４号公報には、Ｎｉを主成分とするマトリックスにホウ化物が分散した合金が提案されている。このホウ化物は、硬質である。このホウ化物は、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
【0004】
特許第４８１６９５０号公報には、Ｎｉを主成分とするマトリックスに金属間化合物が分散したＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金が提案されている。この金属間化合物は、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特許第３９８３６４４号公報
【特許文献2】特許第４８１６９５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
特許第３９８３６４４号公報に開示された合金では、ホウ化物が再固溶しにくい。従ってこの合金は、塑性加工には不向きである。
【0007】
特許第４８１６９５０号公報に開示された合金では、耐食性に寄与しうる元素のマトリックス中の量が不足しがちである。この合金の耐食性は、十分ではない。
【0008】
本発明の目的は、耐食性、耐摩耗性及び機械加工性に優れたＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金の提供にある。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明に係るＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。
【0010】
好ましくは、この析出硬化型合金は、粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有する。このマトリックスは、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有する。このマトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１は、２５質量％以上５０質量％以下である。
【0011】
好ましくは、この金属組織は、粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相を有する。このＭｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２は、６０質量％以上８０質量％以下である。
【0012】
好ましくは、マトリックスにおけるＡｌの質量とこのマトリックスに分散するγ’相におけるＡｌの質量との和の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ１は、０．６以上である。好ましくは、粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ２は、０．４以下である。
【0013】
他の観点によれば、本発明に係るＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。この合金は、２．０質量％以下のＮｂ及び／又は２．０質量％以下のＴｉをさらに含有する。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下、
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。この合金は、２．０質量％以下のＮｂ及び／又は２．０質量％以下のＴｉをさらに含有する。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。
【0014】
好ましくは、この析出硬化型合金は、粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散するγ’相とを含む金属組織を有する。このマトリックスは、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを含有する。このマトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１は、２５質量％以上５０質量％以下である。
【0015】
好ましくは、この金属組織は、粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相を有する。このＭｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２は、６０質量％以上８０質量％以下である。
【0016】
好ましくは、マトリックスにおけるＡｌの質量とこのマトリックスに分散するγ’相におけるＡｌの質量との和の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ１は、０．６以上である。好ましくは、粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量の、Ａｌの総質量に対する比Ｒ２は、０．４以下である。
【0017】
好ましくは、粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＮｂの質量の、Ｎｂの総質量に対する比Ｒ３は、０．６以下である。
【0018】
好ましくは、粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＴｉの質量の、Ｔｉの総質量に対する比Ｒ４は、０．６以下である。
【発明の効果】
【0019】
本発明に係るＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、耐食性、耐摩耗性及び機械加工性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【0020】
【発明を実施するための形態】
【0021】
以下、好ましい実施形態に基づいて、本発明が詳細に説明される。
【0022】
本発明に係るＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。この合金がさらに、
Ｎｂ：２．０質量％以下
及び／又は
Ｔｉ：２．０質量％以下
を含有してもよい。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。
Ｃｒ：１８．０質量％以上２８．０質量％以下、
Ｍｏ：１０．０質量％以上２５．０質量％以下
及び
Ａｌ：１．０質量％以上３．０質量％以下
を含有する。この合金がさらに、
Ｎｂ：２．０質量％以下
及び／又は
Ｔｉ：２．０質量％以下
を含有してもよい。残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。
【0023】
この合金は、粒界と、マトリックスと、このマトリックスに分散する多数の化合物相とを有する。化合物相は、溶体化処理、時効処理等を経て析出し、マトリックス中に分散している。このマトリックスの主成分は、Ｎｉである。このマトリックスでは、ＮｉにＣｒ又はＭｏが固溶している。典型的な化合物相は、γ’相及びＭｏ化合物相である。γ’相は、合金のＮｂ及びＴｉの含有の有無にかかわらず、析出しうる。Ｍｏ化合物相は、合金がＮｂ又はＴｉを含有する場合に、析出しうる。Ｍｏ化合物相は、マトリックスのみならず粒界にも、分散しうる。この合金は、Ｂを実質的に含有していない。この合金は、機械加工性に優れる。本発明において機械加工性とは、時効処理等の熱処理がなされる前の段階でなされる塑性加工の容易性を意味する。
【0024】
［モリブデン（Ｍｏ）］
Ｍｏは、基材であるＮｉに固溶し、合金の耐食性に寄与する。Ｍｏは特に、非酸化性の酸に対する耐食性に寄与する。Ｍｏを含有する母材に溶体化処理及び時効処理が施されることにより、多数のＭｏ化合物相が析出する。これらのＭｏ化合物相は、マトリックスに分散する。Ｍｏ化合物相の主成分は、Ｍｏである。このＭｏ化合物相は、高硬度である。このＭｏ化合物相は、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
Ｍｏは、基材であるＮｉに固溶し、合金の耐食性に寄与する。Ｍｏは特に、非酸化性の酸に対する耐食性に寄与する。Ｍｏを含有する母材に溶体化処理及び時効処理が施されることにより、多数のＭｏ化合物相が析出する。これらのＭｏ化合物相は、マトリックスに分散する。Ｍｏ化合物相の主成分は、Ｍｏである。このＭｏ化合物相は、高硬度である。このＭｏ化合物相は、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
【0025】
十分なＭｏ化合物相が析出し、かつＭｏ化合物相の析出後のマトリックスにおいて十分なＭｏが存在しうるとの観点から、Ｍｏの含有率は１０．０質量％以上が好ましく、１２．０質量％以上がより好ましく、１４．０質量％以上が特に好ましい。合金のコストの観点から、Ｍｏの含有率は２５．０質量％以下が好ましく、２３．０質量％以下がより好ましく、２１．０質量％以下が特に好ましい。
【0026】
［クロム（Ｃｒ）］
Ｃｒは、基材であるＮｉに固溶し、合金の耐食性に寄与する。Ｃｒは特に、各種の酸に対する耐食性に寄与する。溶体化処理及び時効処理により析出するＭｏ化合物相に、Ｃｒは含有されうる。このＭｏ化合物相は、高硬度である。このＭｏ化合物相は、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
Ｃｒは、基材であるＮｉに固溶し、合金の耐食性に寄与する。Ｃｒは特に、各種の酸に対する耐食性に寄与する。溶体化処理及び時効処理により析出するＭｏ化合物相に、Ｃｒは含有されうる。このＭｏ化合物相は、高硬度である。このＭｏ化合物相は、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
【0027】
十分なＣｒを有するＭｏ化合物相が析出し、かつＭｏ化合物相の析出後のマトリックスにおいて十分なＣｒが存在しうるとの観点から、Ｃｒの含有率は１８．０質量％以上が好ましく、２０．０質量％以上がより好ましく、２１．０質量％以上が特に好ましい。合金のコストの観点から、Ｃｒの含有率は２８．０質量％以下が好ましく、２６．０質量％以下がより好ましく、２４．０質量％以下が特に好ましい。
【0028】
［アルミニウム（Ａｌ）］
Ａｌは、基材であるＮｉに固溶する。Ａｌを含有する母材に溶体化処理及び時効処理が施されることにより、多数のγ’相（Ｎｉ３Ａｌ相）が析出する。これらのγ’相は、マトリックスに分散する。このγ’相を有する合金は、高硬度である。このγ’相は、合金の耐摩耗性に寄与する。
Ａｌは、基材であるＮｉに固溶する。Ａｌを含有する母材に溶体化処理及び時効処理が施されることにより、多数のγ’相（Ｎｉ３Ａｌ相）が析出する。これらのγ’相は、マトリックスに分散する。このγ’相を有する合金は、高硬度である。このγ’相は、合金の耐摩耗性に寄与する。
【0029】
十分なγ’相が析出するとの観点から、Ａｌの含有率は１．０質量％以上が好ましく、１．５質量％以上がより好ましく、２．０質量％以上が特に好ましい。この含有率は、３．０質量％以下が好ましい。
【0030】
［ニオブ（Ｎｂ）］
Ｎｂは、基材であるＮｉに固溶する。溶体化処理における、ＮｂのＮｉへの固溶量は、Ａｌのそれよりも大きい。Ｎｂを含む合金では、溶体化処理において多くのＭｏ化合物が固溶しうる。この合金では、時効処理の前後における硬度差が大きい。この合金の、溶体化処理後の機械加工性は、高い。Ｎｂはさらに、Ａｌとの置換によりγ’相に固溶して、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｎｂ）相を形成する。このγ’相は、時効処理により硬化する。Ｎｂは、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
Ｎｂは、基材であるＮｉに固溶する。溶体化処理における、ＮｂのＮｉへの固溶量は、Ａｌのそれよりも大きい。Ｎｂを含む合金では、溶体化処理において多くのＭｏ化合物が固溶しうる。この合金では、時効処理の前後における硬度差が大きい。この合金の、溶体化処理後の機械加工性は、高い。Ｎｂはさらに、Ａｌとの置換によりγ’相に固溶して、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｎｂ）相を形成する。このγ’相は、時効処理により硬化する。Ｎｂは、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
【0031】
十分なγ’相が析出するとの観点から、Ｎｂの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．３質量％以上がより好ましく、０．５質量％以上が特に好ましい。この含有率は、２．０質量％以下が好ましい。
【0032】
Ｎｂは、必須元素ではない。従って、Ｎｂの含有率が実質的にゼロであってもよい。Ｎｂ及びＴｉを含まない合金では、Ｍｏ化合物が析出しない。この合金は、耐食性に優れる。この合金では、γ’相が耐摩耗性に寄与する。
【0033】
［チタン（Ｔｉ）］
Ｔｉは、基材であるＮｉに固溶する。溶体化処理における、ＴｉのＮｉへの固溶量は、Ａｌのそれよりも大きい。Ｔｉを含む合金では、溶体化処理において多くのＭｏ化合物が固溶しうる。この合金では、時効処理の前後における硬度差が大きい。この合金の、溶体化処理後の機械加工性は、高い。Ｔｉはさらに、Ａｌとの置換によりγ’相に固溶して、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）相を形成する。このγ’相は、時効処理により硬化する。Ｔｉは、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
Ｔｉは、基材であるＮｉに固溶する。溶体化処理における、ＴｉのＮｉへの固溶量は、Ａｌのそれよりも大きい。Ｔｉを含む合金では、溶体化処理において多くのＭｏ化合物が固溶しうる。この合金では、時効処理の前後における硬度差が大きい。この合金の、溶体化処理後の機械加工性は、高い。Ｔｉはさらに、Ａｌとの置換によりγ’相に固溶して、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）相を形成する。このγ’相は、時効処理により硬化する。Ｔｉは、合金の耐摩耗性に寄与しうる。
【0034】
十分なγ’相が析出するとの観点から、Ｔｉの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．３質量％以上がより好ましく、０．５質量％以上が特に好ましい。この含有率は、２．０質量％以下が好ましい。
【0035】
Ｔｉは、必須元素ではない。従って、Ｔｉの含有率が実質的にゼロであってもよい。
【0036】
［Ｎｂ及びＴｉ］
合金は、Ｎｂ及びＴｉの両方を含みうる。この場合、ＮｂがＡｌとの置換によりγ’相に固溶し、ＴがＡｌとの置換によりγ’相に固溶して、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ）相を形成しうる。このγ’相は、時効処理により硬化する。Ｎｂ及びＴｉの両方を含む合金は、耐摩耗性に優れる。
合金は、Ｎｂ及びＴｉの両方を含みうる。この場合、ＮｂがＡｌとの置換によりγ’相に固溶し、ＴがＡｌとの置換によりγ’相に固溶して、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ）相を形成しうる。このγ’相は、時効処理により硬化する。Ｎｂ及びＴｉの両方を含む合金は、耐摩耗性に優れる。
【0037】
［マトリックス中のＣｒ及びＭｏ］
マトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１は、２５質量％以上５０質量％以下が好ましい。合計の比率Ｐ１が２５質量％以上である合金は、耐食性に優れる。耐食性の観点から、この比率Ｐ１は２８質量％以上がより好ましく、３１質量％以上が特に好ましい。この比率Ｐ１が５０質量％以下である合金は、靱性に優れる。従って、この合金の抗折力は大きい。抗折力の観点から、この比率Ｐ１は４８質量％以下がより好ましく、４５質量％以下が特に好ましい。マトリックスに占めるＣｒの比率は、マトリックスの総質量に対する、マトリックスに含まれるＣｒの質量の、百分率である。マトリックスに占めるＭｏの比率は、マトリックスの総質量に対する、マトリックスに含まれるＭｏの質量の、百分率である。
マトリックスに占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ１は、２５質量％以上５０質量％以下が好ましい。合計の比率Ｐ１が２５質量％以上である合金は、耐食性に優れる。耐食性の観点から、この比率Ｐ１は２８質量％以上がより好ましく、３１質量％以上が特に好ましい。この比率Ｐ１が５０質量％以下である合金は、靱性に優れる。従って、この合金の抗折力は大きい。抗折力の観点から、この比率Ｐ１は４８質量％以下がより好ましく、４５質量％以下が特に好ましい。マトリックスに占めるＣｒの比率は、マトリックスの総質量に対する、マトリックスに含まれるＣｒの質量の、百分率である。マトリックスに占めるＭｏの比率は、マトリックスの総質量に対する、マトリックスに含まれるＭｏの質量の、百分率である。
【0038】
［Ｍｏ化合物相中のＣｒ及びＭｏ］
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２は、６０質量％以上８０質量％以下が好ましい。合計の比率Ｐ２が６０質量％以上であるＭｏ化合物相は、高強度である。このＭｏ化合物相を有する合金の抗折力は、大きい。抗折力の観点から、この比率Ｐ２は６３質量％以上がより好ましく、６５質量％以上が特に好ましい。この比率Ｐ２が８０質量％以下である合金では、マトリックスにおいてＮｉに、十分なＣｒ及びＭｏが固溶する。この合金は、耐食性に優れる。耐食性の観点から、この比率Ｐ２は７７質量％以下がより好ましく、７５質量％以下が特に好ましい。Ｍｏ化合物相に占めるＣｒの比率は、Ｍｏ化合物相の総質量に対する、Ｍｏ化合物相に含まれるＣｒの質量の、百分率である。Ｍｏ化合物相に占めるＭｏの比率は、Ｍｏ化合物相の総質量に対する、Ｍｏ化合物相に含まれるＭｏの質量の、百分率である。
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相に占める、Ｃｒの比率とＭｏの比率との合計Ｐ２は、６０質量％以上８０質量％以下が好ましい。合計の比率Ｐ２が６０質量％以上であるＭｏ化合物相は、高強度である。このＭｏ化合物相を有する合金の抗折力は、大きい。抗折力の観点から、この比率Ｐ２は６３質量％以上がより好ましく、６５質量％以上が特に好ましい。この比率Ｐ２が８０質量％以下である合金では、マトリックスにおいてＮｉに、十分なＣｒ及びＭｏが固溶する。この合金は、耐食性に優れる。耐食性の観点から、この比率Ｐ２は７７質量％以下がより好ましく、７５質量％以下が特に好ましい。Ｍｏ化合物相に占めるＣｒの比率は、Ｍｏ化合物相の総質量に対する、Ｍｏ化合物相に含まれるＣｒの質量の、百分率である。Ｍｏ化合物相に占めるＭｏの比率は、Ｍｏ化合物相の総質量に対する、Ｍｏ化合物相に含まれるＭｏの質量の、百分率である。
【0039】
［マトリックス及びγ’相におけるＡｌ］
マトリックスにおけるＡｌの質量と、このマトリックスに分散するγ’相におけるＡｌの質量との和Ｗ１の、Ａｌの総質量ＴＡに対する比Ｒ１は、０．６以上が好ましい。この比Ｒ１が０．６以上である合金は、十分な量のγ’相を含有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ１は０．７以上がより好ましく、０．８以上が特に好ましい。この比Ｒ１が１．０であってもよい。和Ｗ１には、粒界に存在するＡｌの量は加算されない。Ａｌの総質量ＴＡは、この合金に含まれるすべてのＡｌの量である。
マトリックスにおけるＡｌの質量と、このマトリックスに分散するγ’相におけるＡｌの質量との和Ｗ１の、Ａｌの総質量ＴＡに対する比Ｒ１は、０．６以上が好ましい。この比Ｒ１が０．６以上である合金は、十分な量のγ’相を含有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ１は０．７以上がより好ましく、０．８以上が特に好ましい。この比Ｒ１が１．０であってもよい。和Ｗ１には、粒界に存在するＡｌの量は加算されない。Ａｌの総質量ＴＡは、この合金に含まれるすべてのＡｌの量である。
【0040】
［Ｍｏ化合物相におけるＡｌ］
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量Ｗ２の、Ａｌの総質量ＴＡに対する比Ｒ２は、０．４以下が好ましい。この比Ｒ２が０．４以下である合金では、十分な量のＡｌが、マトリックス又はγ’相に残存する。この合金は、十分な量のγ’相を有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ２は０．３以下がより好ましく、０．２以下が特に好ましい。この比Ｒ２が０．０であってもよい。質量Ｗ２は、粒界に分散するＭｏ化合物におけるＡｌの量Ｗ２ｂと、マトリックスに分散するＭｏ化合物におけるＡｌの量Ｗ２ｍとの合計である。Ａｌの総質量ＴＡは、この合金に含まれるすべてのＡｌの量である。
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＡｌの質量Ｗ２の、Ａｌの総質量ＴＡに対する比Ｒ２は、０．４以下が好ましい。この比Ｒ２が０．４以下である合金では、十分な量のＡｌが、マトリックス又はγ’相に残存する。この合金は、十分な量のγ’相を有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ２は０．３以下がより好ましく、０．２以下が特に好ましい。この比Ｒ２が０．０であってもよい。質量Ｗ２は、粒界に分散するＭｏ化合物におけるＡｌの量Ｗ２ｂと、マトリックスに分散するＭｏ化合物におけるＡｌの量Ｗ２ｍとの合計である。Ａｌの総質量ＴＡは、この合金に含まれるすべてのＡｌの量である。
【0041】
［Ｍｏ化合物相におけるＮｂ］
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＮｂの質量Ｗ３の、Ｎｂの総質量ＴＮに対する比Ｒ３は、０．６以下が好ましい。比Ｒ３が０．６以下である合金では、十分な量のＮｂが、マトリックス又はγ’相に残存する。この合金は、十分な量のγ’相を有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ３は０．５以下がより好ましく、０．４以下が特に好ましい。この比Ｒ３が０．０であってもよい。質量Ｗ３は、粒界に分散するＭｏ化合物におけるＮｂの量Ｗ３ｂと、マトリックスに分散するＭｏ化合物におけるＮｂの量Ｗ３ｍとの合計である。Ｎｂの総質量ＴＮは、この合金に含まれるすべてのＮｂの量である。
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＮｂの質量Ｗ３の、Ｎｂの総質量ＴＮに対する比Ｒ３は、０．６以下が好ましい。比Ｒ３が０．６以下である合金では、十分な量のＮｂが、マトリックス又はγ’相に残存する。この合金は、十分な量のγ’相を有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ３は０．５以下がより好ましく、０．４以下が特に好ましい。この比Ｒ３が０．０であってもよい。質量Ｗ３は、粒界に分散するＭｏ化合物におけるＮｂの量Ｗ３ｂと、マトリックスに分散するＭｏ化合物におけるＮｂの量Ｗ３ｍとの合計である。Ｎｂの総質量ＴＮは、この合金に含まれるすべてのＮｂの量である。
【0042】
合金がＮｂと共にＴｉを含む場合も、Ｎｂによる前述の効果が発揮されうる。
【0043】
［Ｍｏ化合物相におけるＴｉ］
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＴｉの質量Ｗ４の、Ｔｉの総質量ＴＴに対する比Ｒ４は、０．６以下が好ましい。比Ｒ４が０．６以下である合金では、十分な量のＴｉが、マトリックス又はγ’相に残存する。この合金は、十分な量のγ’相を有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ４は０．５以下がより好ましく、０．４以下が特に好ましい。この比Ｒ４が０．０であってもよい。質量Ｗ４は、粒界に分散するＭｏ化合物におけるＴｉの量Ｗ４ｂと、マトリックスに分散するＭｏ化合物におけるＴｉの量Ｗ４ｍとの合計である。Ｔｉの総質量ＴＴは、この合金に含まれるすべてのＴｉの量である。
粒界及びマトリックスに分散するＭｏ化合物相におけるＴｉの質量Ｗ４の、Ｔｉの総質量ＴＴに対する比Ｒ４は、０．６以下が好ましい。比Ｒ４が０．６以下である合金では、十分な量のＴｉが、マトリックス又はγ’相に残存する。この合金は、十分な量のγ’相を有する。この合金は、耐摩耗性に優れる。耐摩耗性の観点から、この比Ｒ４は０．５以下がより好ましく、０．４以下が特に好ましい。この比Ｒ４が０．０であってもよい。質量Ｗ４は、粒界に分散するＭｏ化合物におけるＴｉの量Ｗ４ｂと、マトリックスに分散するＭｏ化合物におけるＴｉの量Ｗ４ｍとの合計である。Ｔｉの総質量ＴＴは、この合金に含まれるすべてのＴｉの量である。
【0044】
合金がＴｉと共にＮｂを含む場合も、Ｔｉによる前述の効果が発揮されうる。
【0045】
以下、本発明に係る析出硬化型合金のための製造方法の一例が説明される。この製造方法では、まず、成分調製された素材が準備される。次に、この素材に溶体化処理が施される。溶体化処理では、素材が１０００℃以上１２５０℃以下の環境下に、１時間から６時間保持される。その後に素材は、冷却される。典型的な冷却は、水冷及び空冷である。溶体化処理により、粒界とマトリックスとが発生する。粒界には、化合物（例えばＭｏ化合物）が析出する。
【0046】
この溶体化処理後の素材の電子線回折の結果が、図１に示されている。図１において目視される全ての光点は、γＮｉの回折である。図１から明らかなように、この素材には、γ’相は存在していない。この素材に、機械による塑性加工が施される。
【0047】
次にこの素材に、時効処理が施される。時効処理では、素材が６００℃以上８００℃以下の環境下に、２時間から４０時間保持される。その後に素材は、冷却される。典型的な冷却は、炉冷又は空冷である。この時効処理により、析出硬化型合金が得られる。
【0048】
【0049】
【0050】
溶体化処理後の素材は、例えば２４０ＨＶの硬度を有する。この素材は、機械加工性に優れる。一方、時効処理後の析出硬化型合金は、例えば４５０ＨＶの硬度を有する。この析出硬化型合金は、耐摩耗性に優れる。
【0051】
素材は、溶製で得られてもよく、粉末冶金によって得られてもよい。粉末冶金の場合、粉末はアトマイズによって得られうる。好ましいアトマイズは、ガスアトマイズである。ガスアトマイズでは、底部に細孔を有する容器（石英坩堝）の中に、原料が投入される。この原料が、アルゴンガス又は窒素ガスの雰囲気中で、高周波誘導炉によって加熱され、溶融する。細孔から流出する原料に、アルゴンガス又は窒素ガスが噴射される。原料は急冷されて凝固し、粉末が得られる。
【0052】
この粉末に、必要に応じ、分級がなされる。分級後の粉末が、炭素鋼製のカプセルに充填される。このカプセルの内部が真空脱気され、さらにこのカプセルが封止されてビレットが得られる。このビレットに、ＨＩＰ成形（熱間等方圧プレス）が施される。ＨＩＰ成形の、好ましい圧力は５０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であり、好ましい焼結温度は１０００℃以上１３５０℃以下である。ＨＩＰ成形により、成形体が得られる。この成形体が素材とされて、前述の析出硬化型合金が得られる。
【実施例0053】
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。
【0054】
［実施例１］
所定の組成を有する原料を、準備した。この原料を、アルゴンガス雰囲気中にてアルミナ製坩堝で、高周波誘導加熱法にて加熱した。この加熱によって原料を溶融させ、溶湯を得た。坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。この溶湯に、窒素ガスを噴霧し、粉末を得た。この粉末に分級を施し、粒子径を５００μｍ以下に調整した。この粉末の組成が、下記の表１に示されている。この粉末を、直径が１００ｍｍであり、高さが１００ｍｍであり、材質が炭素鋼であるカプセルに充填した。このカプセル内を真空脱気した。このカプセルを封止し、ビレットを得た。このビレットに、ＨＩＰ成形を施した。ＨＩＰの温度は、１２００℃であった。ＨＩＰにより、棒状の成形体が得られた。この成形体に溶体化処理及び時効処理を施して、実施例１に係る析出硬化型合金を得た。
所定の組成を有する原料を、準備した。この原料を、アルゴンガス雰囲気中にてアルミナ製坩堝で、高周波誘導加熱法にて加熱した。この加熱によって原料を溶融させ、溶湯を得た。坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。この溶湯に、窒素ガスを噴霧し、粉末を得た。この粉末に分級を施し、粒子径を５００μｍ以下に調整した。この粉末の組成が、下記の表１に示されている。この粉末を、直径が１００ｍｍであり、高さが１００ｍｍであり、材質が炭素鋼であるカプセルに充填した。このカプセル内を真空脱気した。このカプセルを封止し、ビレットを得た。このビレットに、ＨＩＰ成形を施した。ＨＩＰの温度は、１２００℃であった。ＨＩＰにより、棒状の成形体が得られた。この成形体に溶体化処理及び時効処理を施して、実施例１に係る析出硬化型合金を得た。
【0055】
［実施例２－２８及び比較例２９－３７］
原料の組成を変更した他は、実施例１と同様にして、実施例２－２８及び比較例２９－３７に係る成形体（析出硬化型合金を）得た。各合金の組成が、下記の表１及び２に示されている。
原料の組成を変更した他は、実施例１と同様にして、実施例２－２８及び比較例２９－３７に係る成形体（析出硬化型合金を）得た。各合金の組成が、下記の表１及び２に示されている。
【0056】
［耐食性］
成形体（析出硬化型合金）から、切削にて試験片を製作した。この試験片のサイズは、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍであった。この試験片の質量を、測定した。この試験片を、フッ酸１０％の水溶液に１０時間浸漬した。この水溶液の温度は、４０℃であった。さらに、試験片の質量を測定した。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：浸漬による質量の減少量が１．０ｇ／ｍ２／ｈ以下である。
Ｂ：浸漬による質量の減少量が１．０ｇ／ｍ２／ｈより大きい。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
成形体（析出硬化型合金）から、切削にて試験片を製作した。この試験片のサイズは、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍであった。この試験片の質量を、測定した。この試験片を、フッ酸１０％の水溶液に１０時間浸漬した。この水溶液の温度は、４０℃であった。さらに、試験片の質量を測定した。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：浸漬による質量の減少量が１．０ｇ／ｍ２／ｈ以下である。
Ｂ：浸漬による質量の減少量が１．０ｇ／ｍ２／ｈより大きい。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
【0057】
［硬さ］
成形体（析出硬化型合金）を研磨して、上面と下面とが平行である試験片を得た。この試験片のビッカース硬さＨ１を測定した。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：硬さが３８０ＨＶ以上である。
Ｂ：硬さが３８０ＨＶ未満である。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
成形体（析出硬化型合金）を研磨して、上面と下面とが平行である試験片を得た。この試験片のビッカース硬さＨ１を測定した。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：硬さが３８０ＨＶ以上である。
Ｂ：硬さが３８０ＨＶ未満である。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
【0058】
［硬さ増加幅］
時効処理前の成形体のビッカース硬さＨ２を測定し、上記硬さＨ１との差（Ｈ１－Ｈ２）を算出した。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：差（Ｈ１－Ｈ２）が５０以上である。
Ｂ：差（Ｈ１－Ｈ２）が５０未満である。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
時効処理前の成形体のビッカース硬さＨ２を測定し、上記硬さＨ１との差（Ｈ１－Ｈ２）を算出した。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：差（Ｈ１－Ｈ２）が５０以上である。
Ｂ：差（Ｈ１－Ｈ２）が５０未満である。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
【0059】
［抗折力］
成形体（析出硬化型合金）から、切削にて試験片を製作した。この試験片のサイズは、２ｍｍ×２ｍｍ×２０ｍｍであった。この試験片を、３点曲げ試験に供した。支点間距離は、１０ｍｍであった。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：抗折力が１．５ＧＰａ以上である。
Ｂ：抗折力が１．５ＧＰａ未満である。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
成形体（析出硬化型合金）から、切削にて試験片を製作した。この試験片のサイズは、２ｍｍ×２ｍｍ×２０ｍｍであった。この試験片を、３点曲げ試験に供した。支点間距離は、１０ｍｍであった。下記基準に従い、格付けした。
Ａ：抗折力が１．５ＧＰａ以上である。
Ｂ：抗折力が１．５ＧＰａ未満である。
この結果が、下記の表１及び２に示されている。
【0060】
【表1】
【0061】
【表2】
【0062】
表１及び２において、比較例２９に係る合金では、粒界とマトリックスとに分散するＭｏ化合物が多いので、耐食性、硬さ、硬さ増加幅及び抗折力が劣る。比較例３０に係る合金では、Ｃｒ及びＭｏの含有量が少なく、かつ、粒界とマトリックスとに分散するＭｏ化合物が少ないため、耐食性と抗折力が劣る。比較例３１に係る合金は、粒界とマトリックスとに分散するＭｏ化合物が多いので、耐食性が劣る。比較例３２に係る合金にはＡｌ含まれず、γ’が析出しないため、硬さ及び硬さ増加幅が劣る。比較例３３に係る合金では、粒界とマトリックスとに分散するＭｏ化合物が多いので、耐食性、硬さ及び硬さ増加幅が劣る。比較例３４に係る合金では、粒界とマトリックスとに分散するＭｏ化合物が多いので、耐食性、硬さ及び硬さ増加幅が劣る。比較例３５に係る合金はＡｌ、Ｎｂ及びＴｉを含んでおらず、γ’相及びＭｏ化合物が析出していなので、硬さ、硬さ増加幅及び抗折力に劣る。比較例３６に係る合金は、Ａｌを含んでおらず、γ’相が析出していなので、硬さ及び硬さ増加幅に劣る。比較例３７に係る合金はＡｌを含んでおらず、γ’相が析出していなので、硬さ及び硬さ増加幅に劣る。一方、各実施例に係る合金は、諸性能に優れている。この評価結果から、本発明の優位性は明らかである。
【産業上の利用可能性】
【0063】
以上説明されたＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系析出硬化型合金は、塑性加工を経て得られる種々の製品に適している。
【図1】
【図2】
【図3】
