(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】P2024066436
(43)【公開日】2024-05-15
(54)【発明の名称】Ｎｉ基合金及びその製造方法、並びに、Ｎｉ基合金部材
(51)【国際特許分類】
C22C 19/00 20060101AFI20240508BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20240508BHJP
【ＦＩ】
C22C19/00 P
C22F1/00 624
C22F1/00 625
C22F1/00 630A
C22F1/00 630B
C22F1/00 630C
C22F1/00 630D
C22F1/00 631B
C22F1/00 640A
C22F1/00 641B
C22F1/00 681
C22F1/00 683
C22F1/00 684
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692
【審査請求】未請求
【請求項の数】6
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023128787
(22)【出願日】2023-08-07
(31)【優先権主張番号】P 2022174050
(32)【優先日】2022-10-31
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000003713
【氏名又は名称】大同特殊鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100110227
【弁理士】
【氏名又は名称】畠山 文夫
(72)【発明者】
【氏名】古庄 千紘
(72)【発明者】
【氏名】小柳 禎彦
(72)【発明者】
【氏名】インドラニル ロイ
(57)【要約】
【課題】耐衝撃特性、耐摩耗性、及び、耐食性が要求される各種部材の材料として好適なＮｉ基合金及びその製造方法、並びに、これを用いたＮｉ基合金部材を提供すること。
【解決手段】Ｎｉ基合金は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、及び、Ｗ％を含有し、さらに、所定量のＢ、Ｍｇ、及び、Ｃａからなる群から選択される１種以上の元素を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる鋳塊に対して熱間加工及び固溶化熱処理を施すことにより得られたもの、又は、前記鋳塊に対して熱間加工、固溶化熱処理、及び時効処理を施すことにより得られたものからなる。Ｎｉ基合金部材は、このようなＮｉ基合金からなる。
【選択図】図２
【解決手段】Ｎｉ基合金は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、及び、Ｗ％を含有し、さらに、所定量のＢ、Ｍｇ、及び、Ｃａからなる群から選択される１種以上の元素を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる鋳塊に対して熱間加工及び固溶化熱処理を施すことにより得られたもの、又は、前記鋳塊に対して熱間加工、固溶化熱処理、及び時効処理を施すことにより得られたものからなる。Ｎｉ基合金部材は、このようなＮｉ基合金からなる。
【選択図】図２
【特許請求の範囲】
【請求項1】
０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が５０．０μｍ以下であるオーステナイト相（γ相）と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含むＮｉ基合金。
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が５０．０μｍ以下であるオーステナイト相（γ相）と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含むＮｉ基合金。
【請求項2】
請求項１に記載のＮｉ基合金からなるＮｉ基合金部材。
【請求項3】
０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
セル状組織と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含み、
前記セル状組織は、オーステナイト相内部の全面に、α－Ｃｒ相と、γ’相が析出したγ相とのラメラ組織がセル状に形成された組織からなり、
２５℃における０．２％耐力が１３００ＭＰａ以上であり、
２５℃における吸収エネルギーが４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上である
Ｎｉ基合金。
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
セル状組織と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含み、
前記セル状組織は、オーステナイト相内部の全面に、α－Ｃｒ相と、γ’相が析出したγ相とのラメラ組織がセル状に形成された組織からなり、
２５℃における０．２％耐力が１３００ＭＰａ以上であり、
２５℃における吸収エネルギーが４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上である
Ｎｉ基合金。
【請求項4】
請求項３に記載のＮｉ基合金からなるＮｉ基合金部材。
【請求項5】
所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る第１工程と、
前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る第２工程と、
前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る第３工程と、
前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る第４工程と、
前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行い、請求項１に記載のＮｉ基合金を得る第５工程と
を備えたＮｉ基合金の製造方法。
前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る第２工程と、
前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る第３工程と、
前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る第４工程と、
前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行い、請求項１に記載のＮｉ基合金を得る第５工程と
を備えたＮｉ基合金の製造方法。
【請求項6】
前記固溶化熱処理された前記Ｎｉ基合金に対して時効処理を行い、請求項３に記載のＮｉ基合金を得る第７工程をさらに備えた請求項５に記載のＮｉ基合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、Ｎｉ基合金及びその製造方法、並びに、Ｎｉ基合金部材に関し、さらに詳しくは、耐衝撃特性、耐摩耗性、及び、耐食性に優れたＮｉ基合金及びその製造方法、並びに、このようなＮｉ基合金からなるＮｉ基合金部材に関する。
【背景技術】
【0002】
一般的に耐摩耗性に優れる合金として、
（ａ）工具鋼（例えば、ＳＫＤ１１）、
（ｂ）マルテンサイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ４４０Ｃ）
などが挙げられる。
しかしながら、これらのＦｅ－Ｃｒ－Ｃ系合金は耐食性に劣るため、例えば海水中などの耐食性が求められる環境下での使用には適さない。
（ａ）工具鋼（例えば、ＳＫＤ１１）、
（ｂ）マルテンサイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ４４０Ｃ）
などが挙げられる。
しかしながら、これらのＦｅ－Ｃｒ－Ｃ系合金は耐食性に劣るため、例えば海水中などの耐食性が求められる環境下での使用には適さない。
【0003】
一方、一般的に海水に耐える高耐食な合金として、
（ａ）オーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ３１６Ｌ）、
（ｂ）チタン合金、
（ｃ）ニッケル合金（例えば、７１８合金、６２５合金）
などが挙げられる。
しかしながら、これらの合金は、工具鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼に比べると硬さが低く、耐摩耗性に著しく劣る。
（ａ）オーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ３１６Ｌ）、
（ｂ）チタン合金、
（ｃ）ニッケル合金（例えば、７１８合金、６２５合金）
などが挙げられる。
しかしながら、これらの合金は、工具鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼に比べると硬さが低く、耐摩耗性に著しく劣る。
【0004】
さらに、このような耐摩耗性に優れる高耐食合金の用途として、石油／ガス掘削用の部材が挙げられる。このような部材は、熱間鍛造又は熱間圧延によって製造された素形材、丸棒、又はワイヤーから加工される。そのため、大量生産のためには、これらの合金には十分な熱間加工性を有することも重要となる。
【0005】
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、０．１ｍａｓｓ％以下のＣと、所定量のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ａｌを含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる鋳塊を製造し、鋳塊に対して熱間鍛造、固溶化熱処理、及び、時効処理を施すことにより得られるＮｉ基高強度耐熱合金が開示されている。
同文献には、
（Ａ）このような方法により、γ’相及びα相が複合析出しているＮｉ基合金が得られる点、及び、
（Ｂ）γ’相に加えて、Ｃｒを主体とするα相を複合析出させると、高強度、高温安定性、高硬度、高耐食性、及び、非磁性を兼ね備えたＮｉ基合金が得られる点
が記載されている。
例えば、特許文献１には、０．１ｍａｓｓ％以下のＣと、所定量のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ａｌを含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる鋳塊を製造し、鋳塊に対して熱間鍛造、固溶化熱処理、及び、時効処理を施すことにより得られるＮｉ基高強度耐熱合金が開示されている。
同文献には、
（Ａ）このような方法により、γ’相及びα相が複合析出しているＮｉ基合金が得られる点、及び、
（Ｂ）γ’相に加えて、Ｃｒを主体とするα相を複合析出させると、高強度、高温安定性、高硬度、高耐食性、及び、非磁性を兼ね備えたＮｉ基合金が得られる点
が記載されている。
【0006】
特許文献２には、０．１０ｍａｓｓ％超１．０ｍａｓｓ％以下のＣと、所定量のＣｒ、Ａｌ、及び、Ｖを含有し、残部がＮｉ及び不純物からなる鋳塊を製造し、鋳塊に対して熱間鍛造、固溶化熱処理、及び、時効処理を施すことにより得られるＮｉ基合金が開示されている。
同文献には、
（Ａ）Ｃ量を０．１０ｍａｓｓ％超にすると、マトリックス中に硬質粒子（Ｖを含むＣｒ系炭化物）が晶出するために、耐摩耗性が大きく改善される点、
（Ｂ）Ｃｒが炭化物の形成に消費されると、マトリックス中に固溶するＣｒ量が減るために、時効処理時のα相の析出量が少なくなり、高硬度が得られなくなる点、及び、
（Ｃ）Ｎｉ基合金中にＶを添加すると、Ｃｒ系炭化物のＣｒの一部がＶに置換され、炭化物の形成に消費されるＣｒ量が少なくなるために、時効処理後に高硬度が得られる点
が記載されている。
同文献には、
（Ａ）Ｃ量を０．１０ｍａｓｓ％超にすると、マトリックス中に硬質粒子（Ｖを含むＣｒ系炭化物）が晶出するために、耐摩耗性が大きく改善される点、
（Ｂ）Ｃｒが炭化物の形成に消費されると、マトリックス中に固溶するＣｒ量が減るために、時効処理時のα相の析出量が少なくなり、高硬度が得られなくなる点、及び、
（Ｃ）Ｎｉ基合金中にＶを添加すると、Ｃｒ系炭化物のＣｒの一部がＶに置換され、炭化物の形成に消費されるＣｒ量が少なくなるために、時効処理後に高硬度が得られる点
が記載されている。
【0007】
特許文献１に記載されているように、γ’相及びα相（Ｃｒ）の複合析出を利用すると、室温におけるビッカース硬さが６００ＨＶを超えるＮｉ基合金が得られる。このＮｉ基合金は、熱間加工性に優れ、かつ、海水環境に対する耐食性も備えている。しかしながら、このＮｉ基合金は、工具鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼のように硬質な粗大炭化物を分散させたミクロ組織ではないため、その硬さの割に耐摩耗性が低い。
【0008】
特許文献２に記載の方法を用いると、マトリックス中にＶを含有するＣｒ系炭化物が分散しているＮｉ基合金が得られる。このＮｉ基合金は、硬質粒子を含むために耐摩耗性に優れている。また、このＮｉ基合金は、固溶Ｃｒの減少に起因する硬度低下を抑制するために、Ｃｒ量の好ましい下限を３６ｍａｓｓ％とし、かつ、Ｃｒ炭化物のＣｒの一部をＶで置換している。しかしながら、このようなミクロ組織は、硬さの向上に寄与するが、靱性の低下を招く。特に、石油／ガス掘削用の部材は掘削時に大きな衝撃が加わるので、特許文献２に記載のＮｉ基合金は、衝撃特性の点で石油／ガス掘削用の部材に適さない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】特許第４４１９２９８号公報
【特許文献2】特許第６５２１４１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
本発明が解決しようとする課題は、耐衝撃特性、耐摩耗性、及び、耐食性が要求される各種部材の材料として好適なＮｉ基合金及びその製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このようなＮｉ基合金からなるＮｉ基合金部材を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このようなＮｉ基合金からなるＮｉ基合金部材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0011】
上記課題を解決するために本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金は、
０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が５０．０μｍ以下であるオーステナイト相（γ相）と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含む。
０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が５０．０μｍ以下であるオーステナイト相（γ相）と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含む。
【0012】
本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金部材は、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金からなる。
【0013】
本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金は、
０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
セル状組織と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含み、
前記セル状組織は、オーステナイト相内部の全面に、α－Ｃｒ相と、γ’相が析出したγ相とのラメラ組織がセル状に形成された組織からなり、
２５℃における０．２％耐力が１３００ＭＰａ以上であり、
２５℃における吸収エネルギーが４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上である。
０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％、
２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％
からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
セル状組織と、
円相当粒子径の平均値が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物と、
円相当粒子径の平均値が１０．０μｍ以下である塊状α－Ｃｒ相と
を含み、
前記セル状組織は、オーステナイト相内部の全面に、α－Ｃｒ相と、γ’相が析出したγ相とのラメラ組織がセル状に形成された組織からなり、
２５℃における０．２％耐力が１３００ＭＰａ以上であり、
２５℃における吸収エネルギーが４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上である。
【0014】
本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金部材は、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金からなる。
【0015】
本発明に係るＮｉ基合金の製造方法は、
所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る第１工程と、
前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る第２工程と、
前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る第３工程と、
前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る第４工程と、
前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行い、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第５工程と
を備えている。
所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る第１工程と、
前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る第２工程と、
前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る第３工程と、
前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る第４工程と、
前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行い、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第５工程と
を備えている。
【0016】
本発明に係るＮｉ基合金の製造方法は、
前記固溶化熱処理された前記Ｎｉ基合金に対して時効処理を行い、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第７工程と
をさらに備えていても良い。
前記固溶化熱処理された前記Ｎｉ基合金に対して時効処理を行い、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第７工程と
をさらに備えていても良い。
【発明の効果】
【0017】
相対的に多量のＣを含むＮｉ基合金の原料を溶解・鋳造すると、塊状α－Ｃｒ相を含み、かつ、粗大なＭ23Ｃ6型炭化物粒子が晶出した鋳塊を得ることができる。得られた鋳塊に対し、必要に応じて、１次熱間加工、均質化熱処理、及び、２次熱間加工を施した後、相対的に低温で固溶化熱処理すると、微細な塊状α－Ｃｒ相が固溶せずに残存する。その結果、微細な塊状α－Ｃｒ相がピン止め粒子として機能し、固溶化熱処理時におけるγ相の粗大化を抑制することができる。さらに、固溶化熱処理されたＮｉ基合金に対して時効処理を施すと、γ相内部の全面にセル状組織が形成される。
【0018】
本発明に係るＮｉ基合金は、成分が最適化されているために、耐食性及び熱間加工性に優れている。また、時効処理後のＮｉ基合金は、マトリックス中に粗大なＭ23Ｃ6型炭化物粒子が分散しているために、高い耐摩耗性を示す。さらに、時効処理後のＮｉ基合金は、セル状組織を含むために、高強度を示す。また、初期γ相が微細であるために、セル状組織も微細となり、高い靱性（すなわち、高い耐衝撃特性）を示す。
【図面の簡単な説明】
【0019】
【図1】固溶化熱処理後のＮｉ基合金（実施例４）のＳＥＭ－ＥＢＳＤで得られたフェーズマップの一例である。
【図2】時効処理後のＮｉ基合金（実施例４）のＳＥＭ－ＥＢＳＤで得られたフェーズマップの一例である。
【発明を実施するための形態】
【0020】
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． Ｎｉ基合金（１）］
［１．１． 成分］
本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＮｉ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． Ｎｉ基合金（１）］
［１．１． 成分］
本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＮｉ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。
【0021】
（１）０．１０＜Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｃは、耐摩耗性を担保する硬質炭化物（Ｍ23Ｃ6型炭化物）を形成するための元素である。Ｃ量が少なくなりすぎると、硬質炭化物の量が少なくなり、耐摩耗性が低下する。十分な耐摩耗性を得るためには、Ｃ量は、０．１０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する。従って、Ｃ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、耐摩耗性を担保する硬質炭化物（Ｍ23Ｃ6型炭化物）を形成するための元素である。Ｃ量が少なくなりすぎると、硬質炭化物の量が少なくなり、耐摩耗性が低下する。十分な耐摩耗性を得るためには、Ｃ量は、０．１０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する。従って、Ｃ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以下である。
【0022】
（２）Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、不純物として含まれる元素である。Ｓｉは、Ｎｉ基合金の強度及び靱性を低下させるため、その含有量は少ないほど良い。強度及び靱性の低下を抑制するためには、Ｓｉ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、不純物として含まれる元素である。Ｓｉは、Ｎｉ基合金の強度及び靱性を低下させるため、その含有量は少ないほど良い。強度及び靱性の低下を抑制するためには、Ｓｉ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。
【0023】
（３）Ｍｎ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、不純物として含まれる元素である。一方、Ｍｎは、Ｎｉ基合金中に含まれるＳをＭｎＳとして固定し、Ｓによる熱間加工性の悪化を抑制する作用がある。そのため、Ｎｉ基合金は、Ｍｎを含んでいても良い。
しかしながら、Ｓ量が十分に少ない場合（例えば、Ｓ量が０．００２ｍａｓｓ％以下である場合）、Ｍｎを添加する必要はない。また、必要以上のＭｎの添加は、Ｎｉ基合金の性能低下を引き起こす場合がある。従って、Ｍｎ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎは、不純物として含まれる元素である。一方、Ｍｎは、Ｎｉ基合金中に含まれるＳをＭｎＳとして固定し、Ｓによる熱間加工性の悪化を抑制する作用がある。そのため、Ｎｉ基合金は、Ｍｎを含んでいても良い。
しかしながら、Ｓ量が十分に少ない場合（例えば、Ｓ量が０．００２ｍａｓｓ％以下である場合）、Ｍｎを添加する必要はない。また、必要以上のＭｎの添加は、Ｎｉ基合金の性能低下を引き起こす場合がある。従って、Ｍｎ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。
【0024】
（４）Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％：
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐは、熱間加工性を悪化させるので、その含有量は少ないほど良い。熱間加工性の悪化を抑制するためには、Ｐ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐは、熱間加工性を悪化させるので、その含有量は少ないほど良い。熱間加工性の悪化を抑制するためには、Ｐ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
【0025】
（５）Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｓは、不純物として含まれる元素である。Ｓは、熱間加工性を悪化させるので、その含有量は少ないほど良い。熱間加工性の悪化を抑制するためには、Ｓ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、不純物として含まれる元素である。Ｓは、熱間加工性を悪化させるので、その含有量は少ないほど良い。熱間加工性の悪化を抑制するためには、Ｓ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００２ｍａｓｓ％以下である。
【0026】
（６）Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、Ｎｉ基合金の耐食性を向上させる作用がある。そのため、Ｎｉ基合金は、Ｃｕを含んでいても良い。
しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｃｕ量は、３．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、２．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｕは、Ｎｉ基合金の耐食性を向上させる作用がある。そのため、Ｎｉ基合金は、Ｃｕを含んでいても良い。
しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｃｕ量は、３．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、２．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下である。
【0027】
（７）３０．０≦Ｃｒ≦３９．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、Ｎｉ基合金の硬さと耐摩耗性を担保するのに必要な元素である。本発明に係るＮｉ基合金は、α相（Ｃｒ）とγ／γ’相とのラメラ組織によって硬さを担保する。そのためには、Ｃｒ量は、３０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、３４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、変形能の乏しい塊状α－Ｃｒ相の量が過剰となり、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｃｒ量は、３９．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、３８．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、Ｎｉ基合金の硬さと耐摩耗性を担保するのに必要な元素である。本発明に係るＮｉ基合金は、α相（Ｃｒ）とγ／γ’相とのラメラ組織によって硬さを担保する。そのためには、Ｃｒ量は、３０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、３４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、変形能の乏しい塊状α－Ｃｒ相の量が過剰となり、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｃｒ量は、３９．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、３８．０ｍａｓｓ％以下である。
【0028】
（８）Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、不純物として含まれる元素である。不純物としてのＭｏの含有量は、通常、０．１ｍａｓｓ％以下である。一方、Ｍｏは、耐食性を向上させる作用がある。そのため、Ｎｉ基合金は、Ｍｏを含んでいても良い。
しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｍｏ量は、３．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｏは、不純物として含まれる元素である。不純物としてのＭｏの含有量は、通常、０．１ｍａｓｓ％以下である。一方、Ｍｏは、耐食性を向上させる作用がある。そのため、Ｎｉ基合金は、Ｍｏを含んでいても良い。
しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｍｏ量は、３．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下である。
【0029】
（９）Ｆｅ≦３．００ｍａｓｓ％：
Ｆｅは、不純物として含まれる元素である。Ｆｅは、Ｎｉ基合金の耐食性を低下させるので、その含有量は少ないほど良い。耐食性の低下を抑制するためには、Ｆｅ量は、３．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｆｅ量は、好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下である。
Ｆｅは、不純物として含まれる元素である。Ｆｅは、Ｎｉ基合金の耐食性を低下させるので、その含有量は少ないほど良い。耐食性の低下を抑制するためには、Ｆｅ量は、３．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｆｅ量は、好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下である。
【0030】
（１０）２．００≦Ａｌ≦５．００ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｎｉ3Ａｌ（γ’相）を形成することで、高強度のＮｉ基合金を得るのに必要な元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、２．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、３．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ａｌ量は、５．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、４．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．００ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌは、Ｎｉ3Ａｌ（γ’相）を形成することで、高強度のＮｉ基合金を得るのに必要な元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、２．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、３．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ａｌ量は、５．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、４．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．００ｍａｓｓ％以下である。
【0031】
（１１）Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
Ｏは、不純物として含まれる元素であり、その含有量は少ないほど良い。Ｎｉ基合金の性能低下を抑制するためには、Ｏ量は、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｏは、不純物として含まれる元素であり、その含有量は少ないほど良い。Ｎｉ基合金の性能低下を抑制するためには、Ｏ量は、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
【0032】
（１２）Ｎ≦０．０５０ｍａｓｓ％：
Ｎは、不純物として含まれる元素であり、その含有量は少ないほど良い。Ｎｉ基合金の性能低下を抑制するためには、Ｎ量は、０．０５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎは、不純物として含まれる元素であり、その含有量は少ないほど良い。Ｎｉ基合金の性能低下を抑制するためには、Ｎ量は、０．０５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
【0033】
（１３）Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１４）Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１５）Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１６）Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１７）Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、及び、Ｗは、それぞれ、不純物として含まれる元素である。これらの元素は、Ｎｉ基合金中のＣ及び／又はＮと結合して、炭化物（ＭＣ）、窒化物（ＭＮ）、及び／又は、炭窒化物（Ｍ(Ｃ,Ｎ)）（以下、これらを総称して「ＭＣ型炭窒化物」ともいう）を形成する。微細なＭＣ型炭窒化物は、硬さの向上に寄与するが、靱性を低下させる原因となる。また、これらの元素の含有量が過剰になると、Ｎｉ基合金中のＣがＭＣ型炭窒化物の形成に消費される。その結果、Ｍ23Ｃ6型炭化物の形成が阻害され、耐摩耗性が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。これらの元素の含有量は、少ないほど良く、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以下である。
（１４）Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１５）Ｔｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１６）Ｔａ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１７）Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、及び、Ｗは、それぞれ、不純物として含まれる元素である。これらの元素は、Ｎｉ基合金中のＣ及び／又はＮと結合して、炭化物（ＭＣ）、窒化物（ＭＮ）、及び／又は、炭窒化物（Ｍ(Ｃ,Ｎ)）（以下、これらを総称して「ＭＣ型炭窒化物」ともいう）を形成する。微細なＭＣ型炭窒化物は、硬さの向上に寄与するが、靱性を低下させる原因となる。また、これらの元素の含有量が過剰になると、Ｎｉ基合金中のＣがＭＣ型炭窒化物の形成に消費される。その結果、Ｍ23Ｃ6型炭化物の形成が阻害され、耐摩耗性が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。これらの元素の含有量は、少ないほど良く、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以下である。
【0034】
（１８）０．００１０≦Ｂ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
（１９）０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
（２０）０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
Ｂ、Ｍｇ及びＣａは、いずれも熱間加工性を向上させる元素である。Ｎｉ基合金は、Ｂ、Ｍｇ又はＣａのいずれか１種のみが含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。熱間加工性を向上させるには、２種以上の元素の添加が効果的である。
（１９）０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
（２０）０．００１０≦Ｃａ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
Ｂ、Ｍｇ及びＣａは、いずれも熱間加工性を向上させる元素である。Ｎｉ基合金は、Ｂ、Ｍｇ又はＣａのいずれか１種のみが含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。熱間加工性を向上させるには、２種以上の元素の添加が効果的である。
【0035】
Ｂ量、Ｍｇ量、又はＣａ量が少なくなりすぎると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｂ量、Ｍｇ量、及びＣａ量は、それぞれ、０．００１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｂ量、Ｍｇ量又はＣａ量が過剰になると、Ｂ、Ｍｇ及び／又はＣａを含む硬質介在物が形成され、Ｎｉ基合金の靱性が低下する場合がある。従って、Ｂ量、Ｍｇ量、及びＣａ量は、それぞれ、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
一方、Ｂ量、Ｍｇ量又はＣａ量が過剰になると、Ｂ、Ｍｇ及び／又はＣａを含む硬質介在物が形成され、Ｎｉ基合金の靱性が低下する場合がある。従って、Ｂ量、Ｍｇ量、及びＣａ量は、それぞれ、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
【0036】
［１．２． ミクロ組織］
［１．２．1． オーステナイト相］
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、
（ｂ）必要に応じて、鋳塊に対して、１次熱間加工、及び／又は、均質化熱処理を施し、
（ｃ）鋳塊、１次熱間加工品、又は、均質化熱処理品に対して、２次熱間加工を施し、
（ｄ）２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行う
ことにより得られる。
［１．２．1． オーステナイト相］
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、
（ｂ）必要に応じて、鋳塊に対して、１次熱間加工、及び／又は、均質化熱処理を施し、
（ｃ）鋳塊、１次熱間加工品、又は、均質化熱処理品に対して、２次熱間加工を施し、
（ｄ）２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行う
ことにより得られる。
【0037】
そのため、本実施の形態に係るＮｉ基合金は、オーステナイト相（γ相）中に、Ｍ23Ｃ6型炭化物と、塊状α－Ｃｒ相とが分散しているミクロ組織を有している。γ相の組成は、原料組成、Ｍ23Ｃ6型炭化物の析出量、及び、塊状α－Ｃｒ相の析出量に応じて一義的に定まる。γ相は、時効処理を施すことにより、セル状組織となる。セル状組織の詳細については、後述する。
【0038】
［Ｂ． 平均結晶粒径］
「γ相の平均結晶粒径」とは、線分法により測定された値をいう。
「γ相の平均結晶粒径」とは、線分法により測定された値をいう。
【0039】
時効処理前のγ相の平均結晶粒径が小さくなるほど、時効処理により形成されるセル状組織の平均結晶粒径も小さくなる。また、セル状組織の平均粒径が小さくなるほど、時効処理後のＮｉ基合金の靱性（すなわち、耐衝撃性）が向上する。このような効果を得るためには、γ相の平均結晶粒径は、５０μｍ以下である必要がある。
【0040】
［１．２．２． Ｍ23Ｃ6型炭化物］
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、Ｍ23Ｃ6型炭化物を含む。粗大なＭ23Ｃ6型炭化物は、Ｎｉ基合金の耐摩耗性の向上に寄与する。本発明において、Ｍは、主としてＣｒであるが、製造条件によっては、他の元素（例えば、Ｆｅ、Ｍｏなど）が含まれる場合がある。なお、「主として」とは、Ｍのうち、Ｃｒが９０質量％以上であることを意味する。
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、Ｍ23Ｃ6型炭化物を含む。粗大なＭ23Ｃ6型炭化物は、Ｎｉ基合金の耐摩耗性の向上に寄与する。本発明において、Ｍは、主としてＣｒであるが、製造条件によっては、他の元素（例えば、Ｆｅ、Ｍｏなど）が含まれる場合がある。なお、「主として」とは、Ｍのうち、Ｃｒが９０質量％以上であることを意味する。
【0041】
Ｎｉ基合金中にＭ23Ｃ6型炭化物を生成させる方法としては、
（ａ）鋳造時に炭化物を晶出させる方法、
（ｂ）熱間加工時、及び／又は、均質化熱処理時に炭化物を析出させる方法、
などがある。
所定量のＮｉ、Ｃｒ、及びＡｌを含む原料中に０．１ｍａｓｓ％超のＣを添加すると、鋳造時に粗大なＭ23Ｃ6型炭化物を晶出させることができる。
一方、原料中に含まれるＣ量が０．１ｍａｓｓ％以下であっても、熱間加工時、及び／又は、均質化熱処理時にＭ23Ｃ6型炭化物を析出させることができる。しかしながら、析出炭化物は、平均粒径が１．０μｍ未満となる場合が多い。微細な析出炭化物は、耐摩耗性を向上させる効果に乏しい。
従って、耐摩耗性を向上させるためには、晶出炭化物を利用するのが好ましい。
（ａ）鋳造時に炭化物を晶出させる方法、
（ｂ）熱間加工時、及び／又は、均質化熱処理時に炭化物を析出させる方法、
などがある。
所定量のＮｉ、Ｃｒ、及びＡｌを含む原料中に０．１ｍａｓｓ％超のＣを添加すると、鋳造時に粗大なＭ23Ｃ6型炭化物を晶出させることができる。
一方、原料中に含まれるＣ量が０．１ｍａｓｓ％以下であっても、熱間加工時、及び／又は、均質化熱処理時にＭ23Ｃ6型炭化物を析出させることができる。しかしながら、析出炭化物は、平均粒径が１．０μｍ未満となる場合が多い。微細な析出炭化物は、耐摩耗性を向上させる効果に乏しい。
従って、耐摩耗性を向上させるためには、晶出炭化物を利用するのが好ましい。
【0042】
［Ｂ． 円相当粒子径の平均値］
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径」とは、Ｎｉ基合金の断面を顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で観察した場合において、Ｍ23Ｃ6型炭化物の断面積に等しい面積を持つ円の直径をいう。
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値」とは、倍率１５００倍でＮｉ基合金の断面を顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で観察した場合において、任意に選択される１０個のＭ23Ｃ6型炭化物について測定された円相当粒子径の平均値をいう。
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径」とは、Ｎｉ基合金の断面を顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で観察した場合において、Ｍ23Ｃ6型炭化物の断面積に等しい面積を持つ円の直径をいう。
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値」とは、倍率１５００倍でＮｉ基合金の断面を顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で観察した場合において、任意に選択される１０個のＭ23Ｃ6型炭化物について測定された円相当粒子径の平均値をいう。
【0043】
Ｍ23Ｃ6型炭化物は、時効処理後においてもほぼそのまま残存し、時効処理後のＮｉ基合金の耐摩耗性の向上に寄与する。Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値が大きくなるほど、高い耐摩耗性が得られる。このような効果を得るためには、Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値は、１．０μｍ以上である必要がある。円相当粒子径の平均値は、好ましくは、２．０μｍ以上、さらに好ましくは、５．０μｍ以上である。
Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値の上限は、特に限定されないが、晶出炭化物を利用する場合、円相当粒子径の平均値は、通常、１００μｍ以下となる。
Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値の上限は、特に限定されないが、晶出炭化物を利用する場合、円相当粒子径の平均値は、通常、１００μｍ以下となる。
【0044】
［Ｃ． 含有量］
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量」とは、
（ａ）Ｎｉ基合金から所定の大きさを有する試験材を採取し、
（ｂ）１０体積％アセチルアセトン－１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノール溶液（１０％ＡＡ溶液）を電解液として用いた定電流電解法によって、電流密度：２５ｍＡ／ｃｍ2で２～５時間程度、試験材の一部を陽極溶解させ、
（ｃ）陽極溶解させることにより得られる溶液を、孔径が０．１μｍのミクロフィルターを用いて吸引濾過し、
（ｄ）ミクロフィルター上に堆積した電解抽出残渣の質量を、電解抽出前後の試験材の質量差で除す
ことにより得られる値をいう。
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量」とは、
（ａ）Ｎｉ基合金から所定の大きさを有する試験材を採取し、
（ｂ）１０体積％アセチルアセトン－１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノール溶液（１０％ＡＡ溶液）を電解液として用いた定電流電解法によって、電流密度：２５ｍＡ／ｃｍ2で２～５時間程度、試験材の一部を陽極溶解させ、
（ｃ）陽極溶解させることにより得られる溶液を、孔径が０．１μｍのミクロフィルターを用いて吸引濾過し、
（ｄ）ミクロフィルター上に堆積した電解抽出残渣の質量を、電解抽出前後の試験材の質量差で除す
ことにより得られる値をいう。
【0045】
Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量が多くなるほど、高い耐摩耗性が得られる。このような効果を得るためには、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量は、３．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下である。
一方、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量が過剰になると、熱間加工性が悪化する場合がある。従って、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量は、３．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下である。
【0046】
［１．２．３． 塊状α－Ｃｒ相］
［Ａ． 概要］
「塊状α－Ｃｒ相」とは、γ相の粒界に析出しているα－Ｃｒ相をいう。塊状α－Ｃｒ相は、時効処理により形成されるラメラ組織に含まれる微細な板状α－Ｃｒ相とは異なる。塊状α－Ｃｒ相は、実質的にＣｒからなる。
［Ａ． 概要］
「塊状α－Ｃｒ相」とは、γ相の粒界に析出しているα－Ｃｒ相をいう。塊状α－Ｃｒ相は、時効処理により形成されるラメラ組織に含まれる微細な板状α－Ｃｒ相とは異なる。塊状α－Ｃｒ相は、実質的にＣｒからなる。
【0047】
［Ｂ． 円相当粒子径の平均値］
「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径」とは、Ｎｉ基合金の断面を顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で観察した場合において、塊状α－Ｃｒ相の断面積に等しい面積を持つ円の直径をいう。
「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値」とは、上記した「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値」の算出に用いるＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像（Ｐｈａｓｅ ｍａｐ）を用いて算出される値であって、任意に選択される６０μｍ×６０μｍの領域に含まれるすべての塊状α－Ｃｒ相について測定された円相当粒子径の平均値をいう。
「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径」とは、Ｎｉ基合金の断面を顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で観察した場合において、塊状α－Ｃｒ相の断面積に等しい面積を持つ円の直径をいう。
「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値」とは、上記した「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値」の算出に用いるＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像（Ｐｈａｓｅ ｍａｐ）を用いて算出される値であって、任意に選択される６０μｍ×６０μｍの領域に含まれるすべての塊状α－Ｃｒ相について測定された円相当粒子径の平均値をいう。
【0048】
固溶化熱処理前のＮｉ基合金には、円相当粒子径の異なる様々な塊状α－Ｃｒ相が含まれる。これらの内、微細な塊状α－Ｃｒ相は、固溶化熱処理時におけるγ相の粗大化を抑制する作用がある。一方、粗大な塊状α－Ｃｒ相は、γ相の粗大化を抑制する作用に乏しく、むしろ熱間加工性を悪化させる場合がある。
なお、円相当粒子径が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物は、粒子径が大きいために、γ相の微細化にはほとんど寄与しない。
なお、円相当粒子径が１．０μｍ以上であるＭ23Ｃ6型炭化物は、粒子径が大きいために、γ相の微細化にはほとんど寄与しない。
【0049】
γ相の粗大化を抑制するためには、塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値は、１０．０μｍ以下である必要がある。円相当粒子径の平均値は、好ましくは、５．０μｍ以下であり、さらに好ましくは、１．０μｍ以下である。
【0050】
［Ｃ． 含有量］
「塊状α－Ｃｒ相の含有量」とは、上記した「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当径の平均値」の算出に用いるＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像（Ｐｈａｓｅ ｍａｐ）を用いて算出される値であって、任意に選択される６０μｍ×６０μｍの領域の面積に占める塊状α－Ｃｒ相の総面積の割合（面積率）をいう。
「塊状α－Ｃｒ相の含有量」とは、上記した「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当径の平均値」の算出に用いるＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像（Ｐｈａｓｅ ｍａｐ）を用いて算出される値であって、任意に選択される６０μｍ×６０μｍの領域の面積に占める塊状α－Ｃｒ相の総面積の割合（面積率）をいう。
【0051】
固溶化熱処理中において、塊状α－Ｃｒ相の含有量が多くなるほど、γ相の粗大化が抑制されやすくなる。このような効果を得るためには、固溶化熱処理後においても塊状α－Ｃｒ相が残留するように、固溶化熱処理を行う必要がある。固溶化熱処理後の塊状α－Ｃｒ相の含有量は、２．０面積％以上が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、３．０面積％以上である。
一方、塊状α－Ｃｒ相の含有量が過剰になると、続く時効処理時にラメラ組織を形成しづらい場合がある。従って、固溶化熱処理後における塊状α－Ｃｒ相の含有量は、１２．０面積％以下が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、１０．０面積％以下である。
一方、塊状α－Ｃｒ相の含有量が過剰になると、続く時効処理時にラメラ組織を形成しづらい場合がある。従って、固溶化熱処理後における塊状α－Ｃｒ相の含有量は、１２．０面積％以下が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、１０．０面積％以下である。
【0052】
［１．２．４． ミクロ組織の一例］
図１に、固溶化熱処理後のＮｉ基合金（実施例４）のＳＥＭ－ＥＢＳＤで得られたフェーズマップの一例を示す。図１中、白い粒子が塊状α－Ｃｒ相であり、灰色の粒子がγ相である。図１の場合、塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値は０．７μｍ、面積率は５．４面積％であった。
なお、図１において、Ｍ23Ｃ6型炭化物は認められないが、これはＭ23Ｃ6型炭化物のない領域を選択して組織写真を撮影したことによる。他の領域においては、Ｍ23Ｃ6型炭化物が認められた。
図１に、固溶化熱処理後のＮｉ基合金（実施例４）のＳＥＭ－ＥＢＳＤで得られたフェーズマップの一例を示す。図１中、白い粒子が塊状α－Ｃｒ相であり、灰色の粒子がγ相である。図１の場合、塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値は０．７μｍ、面積率は５．４面積％であった。
なお、図１において、Ｍ23Ｃ6型炭化物は認められないが、これはＭ23Ｃ6型炭化物のない領域を選択して組織写真を撮影したことによる。他の領域においては、Ｍ23Ｃ6型炭化物が認められた。
【0053】
［２． Ｎｉ基合金部材（１）］
本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金部材は、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金からなる。
Ｎｉ基合金部材の形状は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な形状を選択することができる。Ｎｉ基合金部材としては、例えば、素形材、丸棒、ワイヤーなどがある。なお、「素形材」とは、熱間鍛造により、部材形状に近い形状又は部材形状に加工されたものである。素形材に仕上げ加工を施すことで部材（製品）が得られる。仕上げ加工とは、機械加工及び／又は熱処理をいう。
本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金部材は、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金からなる。
Ｎｉ基合金部材の形状は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な形状を選択することができる。Ｎｉ基合金部材としては、例えば、素形材、丸棒、ワイヤーなどがある。なお、「素形材」とは、熱間鍛造により、部材形状に近い形状又は部材形状に加工されたものである。素形材に仕上げ加工を施すことで部材（製品）が得られる。仕上げ加工とは、機械加工及び／又は熱処理をいう。
【0054】
［３． Ｎｉ基合金（２）］
［３．１． 成分］
本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金は、所定の元素を含み、残部がＮｉ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、その限定理由の詳細については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
［３．１． 成分］
本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金は、所定の元素を含み、残部がＮｉ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、その限定理由の詳細については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
【0055】
［３．２． ミクロ組織］
［３．２．１． セル状組織］
「セル状組織」とは、オーステナイト相内部に、α－Ｃｒ相と、γ’相（Ｎｉ3Ａｌ）が析出したγ相（γ／γ’相）とのラメラ組織がセル状に形成された組織をいう。
高強度を得るためには、セル状組織は、オーステナイト相内部の全面に析出しているのが好ましい。
［３．２．１． セル状組織］
「セル状組織」とは、オーステナイト相内部に、α－Ｃｒ相と、γ’相（Ｎｉ3Ａｌ）が析出したγ相（γ／γ’相）とのラメラ組織がセル状に形成された組織をいう。
高強度を得るためには、セル状組織は、オーステナイト相内部の全面に析出しているのが好ましい。
【0056】
固溶化熱処理後のＮｉ基合金には、オーステナイト相（初期γ）と、Ｍ23Ｃ6型炭化物と、塊状α－Ｃｒ相が含まれる。これを時効処理すると、初期γの粒界から粒内に向かって、α－Ｃｒ相と、γ／γ’相とのラメラ組織がセル状に形成され、セル状組織となる。また、時効処理時間が長くなるほど、セル状組織が成長し、やがて初期γの全面がセル状組織となる。セル状組織は、Ｎｉ基合金の高強度化に寄与する。
【0057】
［３．２．２． Ｍ23Ｃ6型炭化物］
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、Ｍ23Ｃ6型炭化物を含む固溶化熱処理後のＮｉ基合金（第１の実施の形態に係るＮｉ基合金）を時効処理することにより得られる。時効処理前後において、Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径や含有量が変化することは、ほとんどない。そのため、本実施の形態に係るＮｉ基合金もまた、Ｍ23Ｃ6型炭化物を含む。Ｍ23Ｃ6型炭化物に関するその他の点については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、Ｍ23Ｃ6型炭化物を含む固溶化熱処理後のＮｉ基合金（第１の実施の形態に係るＮｉ基合金）を時効処理することにより得られる。時効処理前後において、Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径や含有量が変化することは、ほとんどない。そのため、本実施の形態に係るＮｉ基合金もまた、Ｍ23Ｃ6型炭化物を含む。Ｍ23Ｃ6型炭化物に関するその他の点については、上述した通りであるので、説明を省略する。
【0058】
［Ｂ． 円相当粒子径の平均値］
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径」、及び、「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径」、及び、「Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
【0059】
上述したように、Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値が大きくなるほど、高い耐摩耗性が得られる。このような効果を得るためには、Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値は、１．０μｍ以上である必要がある。円相当粒子径の平均値は、好ましくは、２．０μｍ以上、さらに好ましくは、５．０μｍ以上である。
Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値の上限は、特に限定されないが、通常、１００μｍ以下となる。
Ｍ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値の上限は、特に限定されないが、通常、１００μｍ以下となる。
【0060】
［Ｃ． 含有量］
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
「Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
【0061】
上述したように、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量が多くなるほど、高い耐摩耗性が得られる。このような効果を得るためには、Ｍ23Ｃ6型炭化物の含有量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましい。含有量は、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
【0062】
［３．２．３． 塊状α－Ｃｒ相］
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、塊状α－Ｃｒ相を含む固溶化熱処理後のＮｉ基合金（第１の実施の形態に係るＮｉ基合金）を時効処理することにより得られる。時効処理前後において、塊状α－Ｃｒ相の円相当径や含有量が変化することは、ほとんどない。そのため、本実施の形態に係るＮｉ基合金もまた、塊状α－Ｃｒ相を含む。塊状α－Ｃｒ相に関するその他の点については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［Ａ． 概要］
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、塊状α－Ｃｒ相を含む固溶化熱処理後のＮｉ基合金（第１の実施の形態に係るＮｉ基合金）を時効処理することにより得られる。時効処理前後において、塊状α－Ｃｒ相の円相当径や含有量が変化することは、ほとんどない。そのため、本実施の形態に係るＮｉ基合金もまた、塊状α－Ｃｒ相を含む。塊状α－Ｃｒ相に関するその他の点については、上述した通りであるので、説明を省略する。
【0063】
［Ｂ． 円相当粒子径の平均値］
「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径」、及び、「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径」、及び、「塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
【0064】
時効処理前のＮｉ基合金に含まれる塊状α－Ｃｒ相の大きさは、γ相の微細化に影響を与えるが、時効処理後のＮｉ基合金に含まれる塊状α－Ｃｒ相の大きさは、時効処理後のＮｉ基合金の特性にあまり大きな影響を与えない。
時効処理前後において塊状α－Ｃｒ相の大きさはほとんど変化しないため、固溶化熱処理後の塊状α－Ｃｒ相の円相当径の平均値が１０．０μｍ以下である場合、時効処理後のそれもまた、１０．０μｍ以下となる。
時効処理前後において塊状α－Ｃｒ相の大きさはほとんど変化しないため、固溶化熱処理後の塊状α－Ｃｒ相の円相当径の平均値が１０．０μｍ以下である場合、時効処理後のそれもまた、１０．０μｍ以下となる。
【0065】
［Ｃ． 含有量］
「塊状α－Ｃｒ相の含有量」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
「塊状α－Ｃｒ相の含有量」の定義については、第１の実施の形態と同様であるので、説明を省略する。
【0066】
時効処理前のＮｉ基合金に含まれる塊状α－Ｃｒ相の含有量は、γ相の微細化に影響を与えるが、時効処理後のＮｉ基合金に含まれる塊状α－Ｃｒ相の含有量は、時効処理後のＮｉ基合金の特性にあまり大きな影響を与えない。
時効処理前後において塊状α－Ｃｒ相の含有量はほとんど変化しないため、固溶化熱処理後の塊状α－Ｃｒ相の含有量が２．０～１２．０面積％である場合、時効処理後のそれもまた、２．０～１２．０面積％となる。
時効処理前後において塊状α－Ｃｒ相の含有量はほとんど変化しないため、固溶化熱処理後の塊状α－Ｃｒ相の含有量が２．０～１２．０面積％である場合、時効処理後のそれもまた、２．０～１２．０面積％となる。
【0067】
［３．２．４． ミクロ組織の一例］
図２に、時効処理後のＮｉ基合金（実施例４）のＳＥＭ－ＥＢＳＤで得られたフェーズマップの一例を示す。図２中、黒い粒子がＭ23Ｃ6型炭化物であり、白い粒子が塊状α－Ｃｒ相であり、灰色の粒子がセル状組織である。
また、図２では判別できないが、セル状組織は、厚さ数十ｎｍのα－Ｃｒ相と、γ／γ’相とのラメラ組織がセル状に形成された組織からなる。
図２に、時効処理後のＮｉ基合金（実施例４）のＳＥＭ－ＥＢＳＤで得られたフェーズマップの一例を示す。図２中、黒い粒子がＭ23Ｃ6型炭化物であり、白い粒子が塊状α－Ｃｒ相であり、灰色の粒子がセル状組織である。
また、図２では判別できないが、セル状組織は、厚さ数十ｎｍのα－Ｃｒ相と、γ／γ’相とのラメラ組織がセル状に形成された組織からなる。
【0068】
［３．３． 特性］
［３．３．１． ０．２％耐力］
「０．２％耐力」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して測定される値をいう。
［３．３．１． ０．２％耐力］
「０．２％耐力」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して測定される値をいう。
【0069】
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、セル状組織を備えているために、高い０．２％耐力を示す。製造条件を最適化すると、２５℃における０．２％耐力は、１３００ＭＰａ以上となる。製造条件をさらに最適化すると、２５℃における０．２％耐力は、１５００ＭＰａ以上となる。
【0070】
［３．３．２． 吸収エネルギー］
「吸収エネルギー」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して測定される値をいう。
「吸収エネルギー」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して測定される値をいう。
【0071】
本実施の形態に係るＮｉ基合金は、セル状組織が微細であるために、高い靱性を示す。製造条件を最適化すると、２５℃における吸収エネルギーが４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上となる。製造条件をさらに最適化すると、２５℃における吸収エネルギーが５０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上となる。
【0072】
［４． Ｎｉ基合金部材（２）］
本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金部材は、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金からなる。
Ｎｉ基合金部材の形状は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な形状を選択することができる。Ｎｉ基合金部材としては、例えば、素形材、丸棒、ワイヤーなどがある。
本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金部材は、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金からなる。
Ｎｉ基合金部材の形状は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な形状を選択することができる。Ｎｉ基合金部材としては、例えば、素形材、丸棒、ワイヤーなどがある。
【0073】
［５． Ｎｉ基合金の製造方法］
本発明に係るＮｉ基合金の製造方法は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る第１工程と、
（ｂ）必要に応じて、前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る第２工程と、
（ｃ）必要に応じて、前記鋳塊又は前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る第３工程と、
（ｄ）前記鋳塊、前記１次熱間加工品、又は前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る第４工程と、
（ｅ）前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行い、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第５工程と
を備えている。
本発明に係るＮｉ基合金の製造方法は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る第１工程と、
（ｂ）必要に応じて、前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る第２工程と、
（ｃ）必要に応じて、前記鋳塊又は前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る第３工程と、
（ｄ）前記鋳塊、前記１次熱間加工品、又は前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る第４工程と、
（ｅ）前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行い、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第５工程と
を備えている。
【0074】
本発明に係るＮｉ基合金の製造方法は、
（ｆ）必要に応じて、前記固溶化熱処理された前記Ｎｉ基合金（固溶化熱処理品）に対して粗加工を行い、粗加工品を得る第６工程と、
（ｇ）前記粗加工品又は前記固溶化熱処理品に対して時効処理を行い、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第７工程と
をさらに備えていても良い。
（ｆ）必要に応じて、前記固溶化熱処理された前記Ｎｉ基合金（固溶化熱処理品）に対して粗加工を行い、粗加工品を得る第６工程と、
（ｇ）前記粗加工品又は前記固溶化熱処理品に対して時効処理を行い、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金を得る第７工程と
をさらに備えていても良い。
【0075】
［５．１． 第１工程］
まず、所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る（第１工程）。
溶解・鋳造の方法及び条件は、特に限定されるものではないが、溶解は真空誘導炉による真空溶解が好ましい。鋳造時の鋳型サイズが大きいほど、冷却速度の不均一に起因した晶出炭化物の不均一分布が生じやすい。そのため、鋳塊に対してエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）等の２次溶解を施しても良い。２次溶解を施すと、晶出炭化物が均一に分布している鋳塊が得られる。
まず、所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を得る（第１工程）。
溶解・鋳造の方法及び条件は、特に限定されるものではないが、溶解は真空誘導炉による真空溶解が好ましい。鋳造時の鋳型サイズが大きいほど、冷却速度の不均一に起因した晶出炭化物の不均一分布が生じやすい。そのため、鋳塊に対してエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）等の２次溶解を施しても良い。２次溶解を施すと、晶出炭化物が均一に分布している鋳塊が得られる。
【0076】
［５．２． 第２工程］
次に、必要に応じて、前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る（第２工程）。
「１次熱間加工」とは、分塊圧延又は分塊鍛造をいう。１次熱間加工の温度は、９００℃～１１５０℃が好ましい。
１次熱間加工は、省略することができる。しかしながら、鋳塊に対して１次熱間加工を施すと、鋳塊の鋳造欠陥を消滅させ、粗大な鋳造凝固組織を壊すことができる。また、鋳塊を、スラブ、ブルーム、ビレット等の所定の形状にすることができる。
次に、必要に応じて、前記鋳塊に対して１次熱間加工を行い、１次熱間加工品を得る（第２工程）。
「１次熱間加工」とは、分塊圧延又は分塊鍛造をいう。１次熱間加工の温度は、９００℃～１１５０℃が好ましい。
１次熱間加工は、省略することができる。しかしながら、鋳塊に対して１次熱間加工を施すと、鋳塊の鋳造欠陥を消滅させ、粗大な鋳造凝固組織を壊すことができる。また、鋳塊を、スラブ、ブルーム、ビレット等の所定の形状にすることができる。
【0077】
［５．３． 第３工程］
次に、必要に応じて、前記鋳塊又は前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る（第３工程）。
均質化熱処理の温度は、１２００℃～１２８０℃が好ましい。処理時間は、１２時間以上が好ましい。
均質化熱処理は、省略することができる。しかしながら、鋳塊又は１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行うと、成分の偏析を緩和することができる。
次に、必要に応じて、前記鋳塊又は前記１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行い、均質化熱処理品を得る（第３工程）。
均質化熱処理の温度は、１２００℃～１２８０℃が好ましい。処理時間は、１２時間以上が好ましい。
均質化熱処理は、省略することができる。しかしながら、鋳塊又は１次熱間加工品に対して均質化熱処理を行うと、成分の偏析を緩和することができる。
【0078】
［５．４． 第４工程］
次に、前記鋳塊、前記１次熱間加工品、又は前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る（第４工程）。
２次熱間加工は、鋳塊、１次熱間加工品、又は均質化熱処理品を所定の形状（例えば、板、棒、線材、素形材など）にするために行われる。２次熱間加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。２次熱間加工方法としては、例えば、熱間圧延、熱間鍛造などがある。
２次熱間加工は、１２００～９００℃の範囲で行うのが好ましい。これは、２次熱間加工の温度が高すぎても低すぎても、加工時に割れが発生しやすいためである。
次に、前記鋳塊、前記１次熱間加工品、又は前記均質化熱処理品に対して２次熱間加工を行い、２次熱間加工品を得る（第４工程）。
２次熱間加工は、鋳塊、１次熱間加工品、又は均質化熱処理品を所定の形状（例えば、板、棒、線材、素形材など）にするために行われる。２次熱間加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。２次熱間加工方法としては、例えば、熱間圧延、熱間鍛造などがある。
２次熱間加工は、１２００～９００℃の範囲で行うのが好ましい。これは、２次熱間加工の温度が高すぎても低すぎても、加工時に割れが発生しやすいためである。
【0079】
［５．５． 第５工程］
次に、前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行う（第５工程）。これにより、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金が得られる。
次に、前記２次熱間加工品に対して固溶化熱処理を行う（第５工程）。これにより、本発明の第１の実施の形態に係るＮｉ基合金が得られる。
【0080】
２次熱間加工により所定の形状を有する素材に作り込んだ後、素材に対して固溶化熱処理を行う。この場合において、固溶化熱処理時に塊状α－Ｃｒ相を完全に固溶させず、微細な塊状α－Ｃｒ相を敢えて僅かに残すことが重要である。これにより組織が微細化され、靱性を担保することができる。
【0081】
固溶化熱処理温度が低すぎると、塊状α－Ｃｒ相の量が過剰となり、続く時効処理時においてセル状組織が形成されづらくなる。従って、固溶化熱処理の温度は、９８０℃以上が好ましい。
一方、固溶化熱処理の温度が高すぎると、塊状α－Ｃｒ相が完全に固溶し、結晶粒が粗大化する。その結果、Ｎｉ基合金の靱性が低下する。従って、固溶化熱処理の温度は、１０８０℃以下が好ましい。
固溶化熱処理の時間は、０．５時間～１時間程度で十分である。
一方、固溶化熱処理の温度が高すぎると、塊状α－Ｃｒ相が完全に固溶し、結晶粒が粗大化する。その結果、Ｎｉ基合金の靱性が低下する。従って、固溶化熱処理の温度は、１０８０℃以下が好ましい。
固溶化熱処理の時間は、０．５時間～１時間程度で十分である。
【0082】
固溶化熱処理温度に所定時間保持した後、素材を急冷する。この場合において、冷却速度が遅すぎると、冷却中に部分的にセル状組織が形成されることが懸念される。冷却中に部分的にセル状組織が形成されると、割れが発生する場合がある。また、硬さも上昇し、切削などの粗加工が困難となる場合がある。従って、冷却方法は、油冷以上の冷却速度が出る手法を用いるのが好ましい。冷却速度は、速いほど良い。
【0083】
［５．６． 第６工程］
次に、必要に応じて、固溶化熱処理品に対して粗加工を行い、粗加工品を得る（第６工程）。
粗加工は、必要に応じて行われる。粗加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。粗加工方法としては、例えば、切削、冷間加工などがある。
次に、必要に応じて、固溶化熱処理品に対して粗加工を行い、粗加工品を得る（第６工程）。
粗加工は、必要に応じて行われる。粗加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。粗加工方法としては、例えば、切削、冷間加工などがある。
【0084】
［５．７． 第７工程］
次に、前記粗加工品又は前記固溶化熱処理品に対して時効処理を行う（第７工程）。これにより、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金が得られる。
次に、前記粗加工品又は前記固溶化熱処理品に対して時効処理を行う（第７工程）。これにより、本発明の第２の実施の形態に係るＮｉ基合金が得られる。
【0085】
時効処理は、母相であるγ相の内部に、α－Ｃｒ相と、γ／γ’相とのラメラ組織からなるセル状組織を形成させるために行われる。時効処理温度は、通常、５００℃～８００℃である。また、時効処理時間は、通常、１時間～５０時間である。時効処理後の冷却は、空冷で良い。
【0086】
Ｎｉ基合金の強度と靱性（衝撃特性）はトレードオフの関係にあるため、時効処理条件は、目的とする強度及び靱性を考慮して設定するのが好ましい。
例えば、靱性を重視し、０．２％耐力が１３００ＭＰａ以上、衝撃特性が５０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上のＮｉ基合金を得たい場合、時効処理温度を７１０～７５０℃とし、時効処理時間を１６時間程度とするのが好ましい。
あるいは、強度を重視し、０．２％耐力が１５００ＭＰａ以上、衝撃特性が４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上のＮｉ基合金を得たい場合、時効処理温度を６００～７００℃とし、時効処理時間を１６時間程度とするのが好ましい。
例えば、靱性を重視し、０．２％耐力が１３００ＭＰａ以上、衝撃特性が５０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上のＮｉ基合金を得たい場合、時効処理温度を７１０～７５０℃とし、時効処理時間を１６時間程度とするのが好ましい。
あるいは、強度を重視し、０．２％耐力が１５００ＭＰａ以上、衝撃特性が４０Ｊ（１０Ｒノッチ）以上のＮｉ基合金を得たい場合、時効処理温度を６００～７００℃とし、時効処理時間を１６時間程度とするのが好ましい。
【0087】
［６． 作用］
相対的に多量のＣを含むＮｉ基合金の原料を溶解・鋳造すると、塊状α－Ｃｒ相を含み、かつ、粗大なＭ23Ｃ6型炭化物粒子が晶出した鋳塊を得ることができる。得られた鋳塊に対し、必要に応じて、１次熱間加工、均質化熱処理、及び、２次熱間加工を施した後、相対的に低温で固溶化熱処理すると、微細な塊状α－Ｃｒ相が固溶せずに残存する。その結果、微細な塊状α－Ｃｒ相がピン止め粒子として機能し、固溶化熱処理時におけるγ相の粗大化を抑制することができる。さらに、固溶化熱処理されたＮｉ基合金に対して時効処理を施すと、γ相内部の全面にセル状組織が形成される。
相対的に多量のＣを含むＮｉ基合金の原料を溶解・鋳造すると、塊状α－Ｃｒ相を含み、かつ、粗大なＭ23Ｃ6型炭化物粒子が晶出した鋳塊を得ることができる。得られた鋳塊に対し、必要に応じて、１次熱間加工、均質化熱処理、及び、２次熱間加工を施した後、相対的に低温で固溶化熱処理すると、微細な塊状α－Ｃｒ相が固溶せずに残存する。その結果、微細な塊状α－Ｃｒ相がピン止め粒子として機能し、固溶化熱処理時におけるγ相の粗大化を抑制することができる。さらに、固溶化熱処理されたＮｉ基合金に対して時効処理を施すと、γ相内部の全面にセル状組織が形成される。
【0088】
本発明に係るＮｉ基合金は、成分が最適化されているために、耐食性及び熱間加工性に優れている。また、時効処理後のＮｉ基合金は、マトリックス中に粗大なＭ23Ｃ6型炭化物粒子が分散しているために、高い耐摩耗性を示す。さらに、時効処理後のＮｉ基合金は、セル状組織を含むために、高強度を示す。また、初期γ相が微細であるために、セル状組織も微細となり、高い靱性（すなわち、高い耐衝撃特性）を示す。
【実施例0089】
（実施例１～１０、比較例１～７）
［１． 試料の作製］
真空誘導炉にて、表１に示す組成の原料５０ｋｇを真空溶解し、インゴットを得た。得られたインゴットに対し、１２００℃、２４時間の均質化熱処理を施し、さらに１２００～９００℃の温度範囲において熱間鍛造を行い、直径２４ｍｍの丸棒を作製した。これに、１０５０℃、１時間の固溶化熱処理を施した後、水冷した。さらに、７２０℃、１６時間の時効処理を施した後、空冷した。
［１． 試料の作製］
真空誘導炉にて、表１に示す組成の原料５０ｋｇを真空溶解し、インゴットを得た。得られたインゴットに対し、１２００℃、２４時間の均質化熱処理を施し、さらに１２００～９００℃の温度範囲において熱間鍛造を行い、直径２４ｍｍの丸棒を作製した。これに、１０５０℃、１時間の固溶化熱処理を施した後、水冷した。さらに、７２０℃、１６時間の時効処理を施した後、空冷した。
【0090】
【表1】
【0091】
［２． 試験方法］
［２．１． 固溶化熱処理後のγ相の平均結晶粒径］
線分法を用いて、固溶化熱処理後のＮｉ基合金に含まれるγ相の平均結晶粒径を測定した。まず、丸棒の金属組織を光学顕微鏡（倍率：１００倍）で撮影した写真を取得した。次に、この撮影した写真に、縦５本、横５本、合計１０本の異なる直線を引き、各直線について、直線の長さ（Ｌ）を、直線と交差した結晶粒界の数（ｎ）で除算した値（＝Ｌ／ｎ）を計算した。さらに、それらの平均値を計算することで平均結晶粒径を算出した。
［２．１． 固溶化熱処理後のγ相の平均結晶粒径］
線分法を用いて、固溶化熱処理後のＮｉ基合金に含まれるγ相の平均結晶粒径を測定した。まず、丸棒の金属組織を光学顕微鏡（倍率：１００倍）で撮影した写真を取得した。次に、この撮影した写真に、縦５本、横５本、合計１０本の異なる直線を引き、各直線について、直線の長さ（Ｌ）を、直線と交差した結晶粒界の数（ｎ）で除算した値（＝Ｌ／ｎ）を計算した。さらに、それらの平均値を計算することで平均結晶粒径を算出した。
【0092】
［２．２． Ｍ23Ｃ6型炭化物の重量分率］
電解抽出法を用いて、時効処理後のＮｉ基合金に含まれるＭ23Ｃ6型炭化物の重量分率を測定した。
電解抽出法を用いて、時効処理後のＮｉ基合金に含まれるＭ23Ｃ6型炭化物の重量分率を測定した。
【0093】
［２．３． ０．２％耐力及び伸び］
ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、室温において引張試験を行い、０．２％耐力及び伸びを測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、室温において引張試験を行い、０．２％耐力及び伸びを測定した。
【0094】
［２．４． 吸収エネルギー］
ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠してシャルピー衝撃試験（ノッチＲ：１０ｍｍ）を行い、吸収エネルギーを測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠してシャルピー衝撃試験（ノッチＲ：１０ｍｍ）を行い、吸収エネルギーを測定した。
【0095】
［２．５． 耐摩耗性］
ＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａに準拠して、耐摩耗性を評価した。試験荷重：３０Ｌｂｆ（１３．６０８ｋｇ）、砂流量：３２０ｇ／ｍｉｎ、ホイール径：８．６８”（２２０．４７２ｍｍ）、ホイール幅：０．５”（１２．７ｍｍ）とし、試験前後におけるホイールの重量変化（ｇ）を測定した。
ＡＳＴＭ Ｇ６５ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ａに準拠して、耐摩耗性を評価した。試験荷重：３０Ｌｂｆ（１３．６０８ｋｇ）、砂流量：３２０ｇ／ｍｉｎ、ホイール径：８．６８”（２２０．４７２ｍｍ）、ホイール幅：０．５”（１２．７ｍｍ）とし、試験前後におけるホイールの重量変化（ｇ）を測定した。
【0096】
［３． 結果］
表２に結果を示す。表２より、以下のことが分かる。
（１）比較例１は、特許第４９８１２１２号公報に開示されているＮｉ基合金に相当する。比較例１は、Ｃ量が過剰であるために、Ｍ23Ｃ6型炭化物が多量に析出した。その結果、熱間加工が困難となり、各種の評価を行うことができなかった。
表２に結果を示す。表２より、以下のことが分かる。
（１）比較例１は、特許第４９８１２１２号公報に開示されているＮｉ基合金に相当する。比較例１は、Ｃ量が過剰であるために、Ｍ23Ｃ6型炭化物が多量に析出した。その結果、熱間加工が困難となり、各種の評価を行うことができなかった。
【0097】
（２）比較例２、３は、特許文献２に開示されているＮｉ基合金に相当する。
比較例２は、０．２％耐力は高いが、伸びが小さく、吸収エネルギーも小さい。これは、Ｃ量が過剰であり、かつ、Ｖを含んでいるためと考えられる。
比較例３は、比較例２に比べて伸び及び吸収エネルギーがさらに小さくなった。これは、固溶化熱処理温度が高すぎたために、固溶化熱処理後のγ相の平均結晶粒径が５０μｍを超えたためと考えられる。
比較例２は、０．２％耐力は高いが、伸びが小さく、吸収エネルギーも小さい。これは、Ｃ量が過剰であり、かつ、Ｖを含んでいるためと考えられる。
比較例３は、比較例２に比べて伸び及び吸収エネルギーがさらに小さくなった。これは、固溶化熱処理温度が高すぎたために、固溶化熱処理後のγ相の平均結晶粒径が５０μｍを超えたためと考えられる。
【0098】
（３）比較例４は、０．２％耐力が低く、耐摩耗性も悪い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（４）比較例５は、Ｃｒ量が過剰であるために、変形能の乏しい塊状α－Ｃｒ相が多量に析出した。その結果、熱間加工が困難となり、各種の評価を行うことができなかった。
（５）比較例６は、０．２％耐力が高く、吸収エネルギーも大きいが、耐摩耗性が低下した。これは、Ｃ量が少ないためと考えられる。
（４）比較例５は、Ｃｒ量が過剰であるために、変形能の乏しい塊状α－Ｃｒ相が多量に析出した。その結果、熱間加工が困難となり、各種の評価を行うことができなかった。
（５）比較例６は、０．２％耐力が高く、吸収エネルギーも大きいが、耐摩耗性が低下した。これは、Ｃ量が少ないためと考えられる。
【0099】
（６）比較例７は、吸収エネルギーが小さい。これは、固溶化熱処理温度が高すぎたために、固溶化熱処理後のγ相の平均結晶粒径が５０μｍを超えたためと考えられる。
（７）実施例１～１０は、いずれも、０．２％耐力が１４００ＭＰａ以上であり、吸収エネルギーが５０Ｊ以上であった。また、摩耗試験後の重量変化は、いずれも、２ｇ未満であった。
（７）実施例１～１０は、いずれも、０．２％耐力が１４００ＭＰａ以上であり、吸収エネルギーが５０Ｊ以上であった。また、摩耗試験後の重量変化は、いずれも、２ｇ未満であった。
【0100】
（８）固溶化熱処理後及び時効処理後の各試料について、それぞれ、ＳＥＭ－ＥＢＳＤを用いて塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値、及び、塊状α－Ｃｒ相の面積率を算出した。その結果、実施例１～１０は、いずれも、固溶化熱処理後及び時効処理後の塊状α－Ｃｒ相の円相当粒子径の平均値が、それぞれ、１０．０μｍ以下であった。また、実施例１～１０は、いずれも、固溶化熱処理後及び時効処理後の塊状α－Ｃｒ相の面積率が、それぞれ、２．０～１２．０面積％の範囲であった。
（９）固溶化熱処理後及び時効処理後の各試料について、それぞれ、ＳＥＭ－ＥＢＳＤを用いてＭ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値を算出した。その結果、実施例１～１０は、いずれも、固溶化熱処理後及び時効処理後のＭ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値が、それぞれ、１．０μｍ以上であった。
（９）固溶化熱処理後及び時効処理後の各試料について、それぞれ、ＳＥＭ－ＥＢＳＤを用いてＭ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値を算出した。その結果、実施例１～１０は、いずれも、固溶化熱処理後及び時効処理後のＭ23Ｃ6型炭化物の円相当粒子径の平均値が、それぞれ、１．０μｍ以上であった。
【0101】
【表2】
【0102】
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。
【産業上の利用可能性】
【0103】
本発明に係るＮｉ基合金は、石油／ガス掘削用の部材、石油／ガス掘削用部材の素形材をはじめとする各種素形材、丸棒、ワイヤーなどに用いることができる。
【図1】
【図2】