特開 2024-71286 Ｎｉ基合金造形物の製造方法、およびＮｉ基合金造形物

(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】P2024071286

(43)【公開日】2024-05-24

(54)【発明の名称】Ｎｉ基合金造形物の製造方法、およびＮｉ基合金造形物

(51)【国際特許分類】

   C22F 1/10 20060101AFI20240517BHJP

   B22F 1/00 20220101ALI20240517BHJP

   B22F 10/28 20210101ALI20240517BHJP

   C22C 19/05 20060101ALI20240517BHJP

   B22F 10/66 20210101ALI20240517BHJP

   B22F 10/64 20210101ALI20240517BHJP

   B22F 3/15 20060101ALI20240517BHJP

   B22F 3/24 20060101ALI20240517BHJP

   B33Y 70/00 20200101ALI20240517BHJP

   B33Y 10/00 20150101ALI20240517BHJP

   B33Y 80/00 20150101ALI20240517BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20240517BHJP

【ＦＩ】

C22F1/10 H

B22F1/00 M

B22F10/28

C22C19/05 L

B22F10/66

B22F10/64

B22F3/15 M

B22F3/24 C

B33Y70/00

B33Y10/00

B33Y80/00

C22F1/00 602

C22F1/00 601

C22F1/00 621

C22F1/00 628

C22F1/00 691B

C22F1/00 683

C22F1/00 687

C22F1/00 694B

C22F1/00 630A

C22F1/00 630K

C22F1/00 691C

C22F1/00 650A

【審査請求】有

【請求項の数】2

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2022182149

(22)【出願日】2022-11-14

(11)【特許番号】

(45)【特許公報発行日】2023-01-11

(71)【出願人】

【識別番号】520322509

【氏名又は名称】株式会社エヌ・ティ・ティ・データ・ザムテクノロジーズ

(74)【代理人】

【識別番号】100167988

【弁理士】

【氏名又は名称】河原 哲郎

(72)【発明者】

【氏名】蘇亜拉図

(72)【発明者】

【氏名】酒井 仁史

(72)【発明者】

【氏名】樋口 官男

(72)【発明者】

【氏名】稲田 将人

(72)【発明者】

【氏名】東田 悠瑚

【テーマコード（参考）】

4K018

【Ｆターム（参考）】

4K018AA08

4K018BA04

4K018BB04

4K018EA12

4K018FA08

(57)【要約】

【課題】付加製造によって造形され、クリープ特性に優れたＮｉ基合金造形物を提供する。
【解決手段】ＩＮ７３８ＬＣ合金粉末を準備する工程と、前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、前記造形物を１１５０℃以上、前記合金粉末の融点より低い温度でＨＩＰ処理して、冷却過程で１次γ’相を析出させる再結晶化工程と、前記造形物を９５０℃以上、１１００℃以下の温度で熱処理して前記１次γ’相の一部を溶解する再溶解工程と、前記造形物を、８００℃以上、９００℃以下の温度で熱処理して、２次γ’相を析出させる時効工程とを有するＮｉ基合金造形物の製造方法。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、
Ｃｏ：８．０～９．０％、
Ｃｒ：１５．７～１６．３％、
Ｍｏ：１．５～２．０％、
Ｗ：２．４～２．８％、
Ｔａ：１．５～２．０％、
Ｎｂ：０．６～１．１％、
Ａｌ：３．２～３．７％、
Ｔｉ：２．２～３．７％、
Ａｌ＋Ｔｉ：６．５０～７．２０％、
Ｃ：０．０９～０．１３％、
Ｂ：０．００７～０．０１２％、
Ｚｒ：０．０３～０．０８％、
Ｆｅ：０～０．０５％、
Ｍｎ：０～０．０２％、
Ｓｉ：０～０．３０％、
Ｓ：０～０．０１５％、
残部：Ｎｉおよび不可避的不純物からなる組成を有する合金粉末を準備する工程と、
前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、
前記造形物を１１５０℃以上、前記合金粉末の融点より低い温度でＨＩＰ処理して、冷却過程で１次γ’相を析出させる再結晶化工程と、
前記造形物を９５０℃以上、１１００℃以下の温度で熱処理して前記１次γ’相の一部を溶解する再溶解工程と、
前記造形物を、８００℃以上、９００℃以下の温度で熱処理して、２次γ’相を析出させる時効工程と、
を有するＮｉ基合金造形物の製造方法。

【請求項2】

質量％で、
Ｃｏ：８．０～９．０％、
Ｃｒ：１５．７～１６．３％、
Ｍｏ：１．５～２．０％、
Ｗ：２．４～２．８％、
Ｔａ：１．５～２．０％、
Ｎｂ：０．６～１．１％、
Ａｌ：３．２～３．７％、
Ｔｉ：２．２～３．７％、
Ａｌ＋Ｔｉ：６．５０～７．２０％、
Ｃ：０．０９～０．１３％、
Ｂ：０．００７～０．０１２％、
Ｚｒ：０．０３～０．０８％、
Ｆｅ：０～０．０５％、
Ｍｎ：０～０．０２％、
Ｓｉ：０～０．３０％、
Ｓ：０～０．０１５％、
残部：Ｎｉおよび不可避的不純物からなる組成を有する積層造形物であって、
前記積層造形物の積層方向に垂直な断面において、
円換算径が２５０ｎｍ以上の１次γ’相は、円換算径の平均が４００～７００ｎｍであって、断面全体の２５～５０％の面積を占め、
円換算径が１５０ｎｍ以下の２次γ’相は、円換算径の平均が５０～９０ｎｍであって、断面全体の５～２０％の面積を占める、
ことを特徴とするＮｉ基合金造形物。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、付加製造および熱処理によって、Ｎｉ基超耐熱合金の一種であるＩＮ７３８ＬＣ合金からなる造形物を製造する方法、および当該造形物に関する。

【背景技術】

【0002】

Ｎｉ基超耐熱合金の一つとしてＩＮ７３８ＬＣ合金が知られている。この合金はγ’析出硬化型の合金で、時効処理によって母相であるγ相中にγ’相（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））が析出することで、超耐熱性が発現する。ＩＮ７３８ＬＣ合金製の部材は、鍛造、鋳造等によって製造されることが多いが、近年では付加製造技術によって製造される例も増えている。このとき、付加製造では材料の急速加熱・急速冷却が繰り返されるため、クラックが入りやすく、残留応力によって造形時や時効処理時に割れが発生しやすいことが一つの問題であった。

【0003】

これに対して、特許文献１には、ＩＮ７３８ＬＣ合金中のＺｒ含有量をわずかに減らし、かつレーザー領域エネルギー密度を適切な範囲とすることで、少なくともほぼクラックのない部品を選択的レーザー溶融（ＳＬＭ）法によって製造する方法が記載されている。また、特許文献２には、ＳＬＭ法により付加製造されたＩＮ７３８ＬＣからな成る構成部材について、割れの発生を低減するための熱処理方法が記載されている。具体的には、特定の温度範囲における加熱速度を大きくし、１２００℃または１２５０℃で所定時間保持して残留応力を低減し微細構造を再結晶させることなどにより、ひずみ時効割れ等の割れの発生が低減できるとされる。また、従来から、ＨＩＰ（熱間等方圧加圧）処理によって、部材内部に残存している空孔や微小クラックを潰して、機械的特性を改善することが行われている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【特許文献1】特表２０１７－５０８８７７号公報

【特許文献2】特開２０１５－２２７５０５号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

しかし、特許文献１および２には、製造した部材のクリープ寿命や引張強度などの機械的特性については記載されていない。また、本発明者らの実験によれば、付加製造技術によって製造されたＩＮ７３８ＬＣ合金造形物では、造形時や時効処理時に割れが発生しない場合でも、そのクリープ寿命等に改善の余地があった。

【0006】

本発明は上記を考慮してなされたものであり、付加製造によって造形されたＩＮ７３８ＬＣ合金造形物であって、クリープ特性に優れた造形物を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0007】

本発明のＮｉ基合金造形物の製造方法は、質量％で、Ｃｏ：８．０～９．０％、Ｃｒ：１５．７～１６．３％、Ｍｏ：１．５～２．０％、Ｗ：２．４～２．８％、Ｔａ：１．５～２．０％、Ｎｂ：０．６～１．１％、Ａｌ：３．２～３．７％、Ｔｉ：２．２～３．７％、Ａｌ＋Ｔｉ：６．５０～７．２０％、Ｃ：０．０９～０．１３％、Ｂ：０．００７～０．０１２％、Ｚｒ：０．０３～０．０８％、Ｆｅ：０～０．０５％、Ｍｎ：０～０．０２％、Ｓｉ：０～０．３０％、Ｓ：０～０．０１５％、残部：Ｎｉおよび不可避的不純物からなる組成を有する合金粉末を準備する工程と、前記合金粉末を付加製造技術により積層して造形物を形成する工程と、前記造形物を１１５０℃以上、前記合金粉末の融点より低い温度でＨＩＰ処理して、冷却過程で１次γ’相を析出させる再結晶化工程と、前記造形物を９５０℃以上、１１００℃以下の温度で熱処理して前記１次γ’相の一部を溶解する再溶解工程と、前記造形物を、８００℃以上、９００℃以下の温度で熱処理して、２次γ’相を析出させる時効工程とを有する。

【0008】

本発明のＮｉ基合金造形物は、質量％で、Ｃｏ：８．０～９．０％、Ｃｒ：１５．７～１６．３％、Ｍｏ：１．５～２．０％、Ｗ：２．４～２．８％、Ｔａ：１．５～２．０％、Ｎｂ：０．６～１．１％、Ａｌ：３．２～３．７％、Ｔｉ：２．２～３．７％、Ａｌ＋Ｔｉ：６．５０～７．２０％、Ｃ：０．０９～０．１３％、Ｂ：０．００７～０．０１２％、Ｚｒ：０．０３～０．０８％、Ｆｅ：０～０．０５％、Ｍｎ：０～０．０２％、Ｓｉ：０～０．３０％、Ｓ：０～０．０１５％、残部：Ｎｉおよび不可避的不純物からなる組成を有する積層造形物であって、前記積層造形物の積層方向に垂直な断面において、円換算径が２５０ｎｍ以上の１次γ’相は、円換算径の平均が４００～７００ｎｍであって、断面全体の２５～５０％の面積を占め、円換算径が１５０ｎｍ以下の２次γ’相は、円換算径の平均が５０～９０ｎｍであって、断面全体の５～２０％の面積を占めることを特徴とする。

【発明の効果】

【0009】

本発明のＮｉ基合金造形物の製造方法によれば、相対的に大きな１次γ’相と、相対的に小さな２次γ’相の大きさと割合が適切に調節される。これにより、付加製造による積層方向について、良好なクリープ特性が得られる。

【図面の簡単な説明】

【0010】

【図1】一実施形態のＮｉ基合金造形物の製造方法の工程フロー図である。

【図2】Ａ：クリープ試験、Ｂ：引張試験の試験片の形状を示す図である。

【図3】Ａ～Ｆ：作製した造形物の積層方向に平行な断面における後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）画像である。

【図4】作製した造形物の高温クリープ試験の結果である。Ａ：積層方向、Ｂ：積層方向に垂直な方向。

【図5】作製した造形物の高温引張試験の結果である。Ａ：積層方向、Ｂ：積層方向に垂直な方向。

【図6】Ａ～Ｃ：熱処理による造形物の組織の違いを示すＳＥＭ像である。

【図7】Ａ～Ｃ：熱処理による造形物の組織の違いを示すＳＥＭ像である。

【図8】Ａ～Ｃ：熱処理による造形物の組織の違いを示すＳＥＭ像である。

【図9】一実施例の試料の積層方向に垂直な断面における、Ａ：走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像、Ｂ：１次γ’相、Ｃ：２次γ’相である。

【図10】他の実施例の試料の積層方向に垂直な断面における、Ａ：走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像、Ｂ：１次γ’相、Ｃ：２次γ’相である。

【図11】Ａ～Ｂ：実施例の試料の積層方向に垂直な断面におけるγ’相の大きさの分布を示す図である。

【図12】Ａ～Ｂ：８００℃での積層方向に平行な引張によって塑性ひずみが０．５％に達した試料の積層方向に平行な断面の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。

【発明を実施するための形態】

【0011】

本発明のＮｉ基合金造形物の製造方法の一実施形態を、図１の工程フローに沿って説明する。

【0012】

本実施形態のＮｉ基合金造形物の製造方法では、合金粉末を付加製造によって所望の形状に造形した後、再結晶化および１次γ’相析出、１次γ’相の一部の再溶解、時効による２次γ’相析出のための各熱処理を行う。

【0013】

鍛造等によって成形された旧来の部材に対しては、溶質原子を均一に固溶させるための溶体化処理と、γ’相を析出させるための時効処理が行われる。その標準的な処理条件は、組織が再結晶化せずγ’相が析出しない約１１２０℃で溶体化処理を行い、γ’相の析出を避けるために、空気や不活性ガスを吹き付ける空冷によって急冷気味に冷却し、約８４３℃で時効処理を行ってγ’相を析出させる。これに対して、本実施形態では、付加製造による造形後に、組織を再結晶化させ、一旦１次γ’相を析出させ、次いで１次γ’相の一部を再溶解した上で、時効処理によって２次γ’相を析出させる。

【0014】

本実施形態で用いる合金粉末は、質量％で、Ｃｏ：８．０～９．０％、Ｃｒ：１５．７～１６．３％、Ｍｏ：１．５～２．０％、Ｗ：２．４～２．８％、Ｔａ：１．５～２．０％、Ｎｂ：０．６～１．１％、Ａｌ：３．２～３．７％、Ｔｉ：２．２～３．７％、Ａｌ＋Ｔｉ：６．５０～７．２０％、Ｃ：０．０９～０．１３％、Ｂ：０．００７～０．０１２％、Ｚｒ：０．０３～０．０８％、Ｆｅ：０～０．０５％、Ｍｎ：０～０．０２％、Ｓｉ：０～０．３０％、Ｓ：０～０．０１５％、残部：Ｎｉおよび不可避的不純物からなる組成を有する。この合金はＩＮ７３８ＬＣ合金として知られている。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｓは任意元素で、積極的に配合されることは余りなく、これらの元素の濃度は低い方がよいとされる。

【0015】

合金粉末の粒度は、レーザー回折・散乱法によって測定された粒径の体積基準のメジアン値（ｄ５０）が好ましくは１０～１００μｍ、より好ましくは１０～４０μｍである。また、付加製造用の原料粉末としては、薄層を形成する際の充填率を高められるようにある程度広い粒度分布を有していることが好ましい。粒径の分布幅の指標として、ＳＤ＝（ｄ８４－ｄ１６）／２を用いることができ、好ましくはＳＤがｄ５０の０．２～１．０倍である。なお、ｄ５０、ｄ８４、ｄ１６は、全体積を１００％としたときの累積カーブがそれぞれ５０％、８４％、１６％となる点の粒子径を表す。

【0016】

上記合金粉末を用いて、付加製造技術により部材を造形する。付加製造の方式としては、好ましくはレーザー積層造形法（ＳＬＭ法）を用いる。ＳＬＭ法は粉末床溶融結合方式の一種で、原料となる合金粉末を造形ステージに敷き詰めて均一な薄層を形成し、薄層の所定位置にレーザー光を走査しながら照射して合金粉末を溶融・凝固させることを繰り返すことで、合金層を積層して、所望の形状に造形する。

【0017】

ＳＬＭ法で造形された造形物は、その造形方法に起因して、合金の積層方向に延びる柱状晶を多く含む。そのため、積層方向とそれに垂直な方向とでクリープなどの機械的特性が異なることとなる。以下において、造形時の積層方向をＺ方向、積層方向に垂直な方向をＸＹ方向という。なお、ＳＬＭ法ではレーザー光の走査方向の偏りの影響を抑えるために、１層毎に走査方向を所定角度ずつ回転させて積層が行われるので、造形物の組織はＺ方向に垂直な面内では等方的である。本明細書においても、ＸＹ方向とはＺ方向に垂直であることのみを意味し、Ｚ方向に垂直な面内での特定の方向を意味するものではない。

【0018】

次に、再結晶化工程によって、積層造形された造形物（造形まま材）を再結晶化させるとともに、１次γ’相を析出させる。

【0019】

再結晶化処理はＨＩＰ処理によって行われる。再結晶化処理によって、結晶粒を大きく、特にＸＹ方向に大きく成長させる。また、再結晶化処理をＨＩＰ処理で行うことによって、部材内部に残存する空孔や微小クラックを潰しながら、再結晶化を行うことができる。

【0020】

ＨＩＰ処理の処理温度は、１１５０℃以上、好ましくは１２００℃以上とする。ＨＩＰ処理を１１５０℃以上で行うことによって、造形物を実用的な速さで再結晶化できる。また、ＨＩＰ処理を１２００℃以上で行えば、粒界の炭化物が溶解するため、再結晶化がより進展する。一方、ＨＩＰ処理の処理温度は、高ければ高いほど再結晶化が促進されるので好ましいが、合金粉末の融点より低いことを要する。組成のばらつき等を考慮すると、ＨＩＰ処理の処理温度は、（合金粉末の融点－１０℃）以下であることが好ましい。なお、本実施形態の合金粉末の融点は、上記組成範囲内で、約１２３２℃～１３１５℃の間にある。ＨＩＰ処理の圧力は、好ましくは５０～２００ＭＰａ、より好ましくは８０～１５０ＭＰａとする。

【0021】

ＨＩＰ処理において、造形物を上記設定温度および圧力に保持する時間は、好ましくは３０分以上、より好ましくは１時間以上である。再結晶化するのに十分な時間を取るためである。一方、再結晶化処理において、部材を上記温度に保持する時間は、好ましくは４時間以下である。ＨＩＰ処理における保持時間は保持温度ほど再結晶化に大きな影響を及ぼさないが、時間が長いほど生産性が低下するからである。

【0022】

造形物は、所定の温度および圧力で所定時間保持した後、装置内で炉冷により冷却される。ＨＩＰ処理後は冷却速度が遅いため、冷却過程でγ’相が析出して大きく成長する。なお、γ’相は約９５０℃以下で析出するといわれる。再結晶化処理後の冷却過程で析出するγ’相を本明細書において「１次γ’相」という。１次γ’相は、時効処理で析出する「２次γ’相」より相対的に大きい。

【0023】

次に、再溶解工程によって、１次γ’相の一部を再溶解する。これにより、溶解せずに残った１次γ’相と、後の時効処理で析出する２次γ’相の大きさと割合を適切に調節することができる。

【0024】

再溶解処理はγ’相が溶解する温度で行う。再溶解処理温度は、好ましくは９５０℃～１１００℃、より好ましくは１０００℃～１０７５℃とする。再溶解処理時間は、好ましくは３０分～４時間とする。再溶解処理時間は、温度に比べると再溶解量に与える影響が小さいが、処理時間が短すぎると再溶解が十分に進まない恐れがあり、処理時間が長すぎると１次γ’相が過剰に溶解してしまう恐れがある。再溶解処理後は、造形物を空冷等により、多少急冷ぎみ、好ましくは約１０℃／分以上の冷却速度で冷却する。これにより冷却過程でのγ’相の析出を防止する。

【0025】

次に、時効工程によって、２次γ’相を析出させる。時効処理の条件は、鍛造品等に対して知られた公知の条件で行うことができる。例えば、８００～９００℃で、１２～２４時間処理する。

【0026】

以上の付加製造工程、再結晶化工程、再溶解工程、時効工程を経て、本実施形態のＮｉ基合金造形物が得られる。

【0027】

次に、本実施形態のＮｉ基合金造形物の組織について説明する。

【0028】

本実施形態のＮｉ基合金造形物は、母相であるγ相中に、相対的に大きな１次γ’相と、相対的に小さな２次γ’相が析出した組織を有する（実施例のＳＥＭ画像である図９および図１０参照）。γ’相は、ある程度以上の大きさになると略立方体状に成長するので、１次γ’相は断面において略矩形状に現れる。Ｚ方向に垂直な断面において、個々の１次γ’相の大きさは、円換算径（面積が同じ円の直径）が３００～１２００ｎｍ程度である。これに対して、２次γ’相は略球状であり、Ｚ方向に垂直な断面において、個々の２次γ’相の大きさは、円換算径が３０～１２０ｎｍ程度である。

【0029】

Ｚ方向に垂直な断面において、円換算径が２５０ｎｍ以上のγ’相を１次γ’相とみなすと、１次γ’相は、好ましくは円換算径の平均が４００～７００ｎｍであって、好ましくは断面全体の２５～５０％の面積を占める。１次γ’相の割合が多すぎると、γ’相の構成元素であるＡｌおよびＴｉの母相中の濃度が低くなり、十分な量の２次γ’相を析出させることができない。一方、Ｚ方向に垂直な断面において、円換算径が１５０ｎｍ以下のγ’相を２次γ’相とみなすと、２次γ’相は、好ましくは円換算径の平均が５０～９０ｎｍであって、好ましくは断面全体の５～２０％の面積を占める。断面全体に占める１次γ’相の面積割合と２次γ’相の面積割合の和は、好ましくは４５～５５％である。なお、円換算径が１５０ｎｍ～２５０ｎｍのγ’相はほとんど存在せず、断面全体に占める面積は１％以下である。１次γ’相と２次γ’相の大きさと割合をこの範囲とすることによって、クリープ試験時の転位の移動が制限され、良好なクリープ特性が得られる。

【実施例0030】

本実施形態のＮｉ基合金造形物の製造方法およびＮｉ基合金造形物について、実験結果によってさらに詳細に説明する。

【0031】

合金粉末として、Ｐｒａｘａｉｒ Ｓｕｒｆａｃｅ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ社製のものを用いた。表１に合金粉末の組成を示す。粉末Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定では、Ｎｉ（ｆｃｃ）相のピークのみが観察された。合金粉末の粒度は、ｄ５０が３５μｍ、ＳＤが９．４μｍであった。

【0032】

【表1】

【0033】

上記合金粉末を用い、Ｙｂファイバーレーザー（焦点径：８０μｍ）を用いた粉末積層造形システム（ＥＯＳ ＧｍｂＨ、Ｍ２９０）を用いて、ＳＬＭ法により造形を行った。Ｚ方向の引張試験およびクリープ試験用には、図２に示す試験片を、長さ方向を積層方向として直接造形した。ＸＹ方向の引張試験およびクリープ試験用には、造形した直方体から図２に示す試験片の形状に切り出した。得られた試料に対して、条件を変えて各種熱処理を行い、実施例および比較例のＮｉ基合金造形物を作製した。

【0034】

クリープ試験は、ＪＩＳＺ２２７１に準拠して、８１６℃、荷重３７９ＭＰａの条件で行った。引張試験は、ＡＳＴＭ Ｅ２１に準拠して、オートグラフを用いて、２２℃または８００℃、ひずみ速度０．００５／ｓの条件で行った。なお、本明細書において、クリープ試験の結果に関して単に「伸び」というときはクリープ破断伸びを意味し、引張試験の結果に関して単に「伸び」というときは破断伸びを意味する。

【0035】

いくつかの試料について、ＳＥＭ、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）で組織を観察した。また、８００℃での引張によって変形させた試料の転位をＴＥＭで観察した。

【0036】

表２に、各試料の作製条件を示す。クリープ試験および８００℃での引張試験を実施した試料については、その結果を併せて示した。表２中の再結晶化処理は、圧力の表示がないものは常圧で実施して再結晶化後に空冷したもの、圧力の表示のあるものは当該圧力でＨＩＰ処理して、炉冷により１次γ’を析出させたものである。再溶解処理後、溶体化処理後および時効処理後は、空冷により冷却した。試料＃２３および＃２４は再結晶化処理を２段階で行い、１２４０℃、常圧で熱処理して空冷した後、１１５０℃、１００ＭＰａでＨＩＰ処理した。また、表３に、いくつかの試料について２２℃で引張試験を行った結果を示す。

【0037】

【表2】

【0038】

【表3】

【0039】

まず、表３を参照して、室温での引張試験において、試料＃１（造形まま材）はＺ方向およびＸＹ方向の両方で、引張強さ、伸びともに良好な結果を示した。この結果は、試料＃１の断面ＳＥＭ像で、内部にクラックが確認できなかったことで説明できる。１１２０℃で溶体化処理した試料＃２では、引張強さは向上し、伸びが低下した。この原因は明らかではないが、溶体化処理中炭化物等の何らかの析出相が形成された可能性もある。溶体化処理に加えてさらに時効処理を行った試料＃３では、伸びがさらに低下し、特にＸＹ方向での伸びの低下が著しかった。熱処理温度を１２４０℃に上げて、再結晶化を行った試料＃４および＃５でも同じ傾向が見られた。試料＃２～５で、ＸＹの伸びが特に顕著に低下した原因は明らかでないが、やはり付加製造によるＺ方向に長い柱状晶構造が影響しているものと考えられる。

【0040】

試料＃３および＃５に対する８００℃での引張試験では、表２を参照して、ＸＹ方向での伸びは、それぞれ１．０％、２．１％へとさらに低下した。これに対して、試料＃５と処理温度は近いが、ＨＩＰによって再結晶化処理を行った試料＃７では、ＸＹ方向の伸びは５．５％であった。内部クラックのない造形まま材（＃１）に対してＨＩＰ処理を行うことは不要とも思われたが、以上の結果から、ＨＩＰによって再結晶化処理を行うことが好ましいことが分かった。

【0041】

図３にいくつかの試料の後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）画像を示す。ＥＢＳＤによれば、結晶粒毎の結晶方位を知ることができ、測定面における結晶粒の輪郭を示す画像を作成することができる。試料＃１（造形まま材）では付加製造に特有の、Ｚ方向に長い柱状晶が集まった組織が確認できる（図３Ａ）。鍛造品等で標準的な条件で溶体化処理を行った試料＃２では、組織は試料＃１から余り変化していない（図３Ｂ）。処理温度を１２４０℃に上げた試料＃４では、＃１と比べて、結晶粒が大きく、特にＸＹ方向に大きく成長して、再結晶化が起こったことが確認できる（図３Ｃ）。また、表２から、試料＃４に時効処理を行った試料＃５では、試料＃２に時効処理を行った試料＃３と比較して、Ｚ方向およびＸＹ方向ともに、クリープ寿命（破断時間）および引張強さが向上している。試料＃４に、さらに１１５０℃でＨＩＰ処理を行った試料＃２３では、試料＃４よりさらに結晶粒が成長しており、１１５０℃のＨＩＰで再結晶化が進展することが確認できた（図３Ｄ）。また、１２３５℃でＨＩＰ処理した試料＃１４（図３Ｅ）、１２５０℃でＨＩＰ処理した試料＃６（図３Ｆ）では、試料＃２３より再結晶化が進んでおり、ＨＩＰ処理の温度を高くすることによる効果が確認できた。

【0042】

表２に示した中のいくつかの試料について、図４にクリープ破断時間および伸び率を示す。

【0043】

Ｚ方向に関する図４Ａを参照して、鍛造品等で標準的な条件で溶体化処理と時効処理を行った試料＃３では、破断時間が短かかった。常圧での再結晶化と時効処理を行った試料＃５では、試料＃３と比較して、破断時間は長くなったが、伸びが大きく低下した。なお、破断時間は、鍛造品（表２参照）と同等以上であった。ＨＩＰによる再結晶化処理、再溶解処理および時効処理を行った実施例の試料＃９、＃１１、＃１３、＃１９～２２、＃２４では、試料＃５以上のクリープ特性を示している。特に１２５０℃または１２３５℃でＨＩＰ処理を行った試料＃９、＃１１、＃１３、＃１９～２２では、破断時間は２５０時間以上で試料＃２４の２倍近くまで長くなり、伸びも約１０％以上で非常に良好であった。このことから、ＨＩＰ処理温度は１２００℃以上とすることが好ましいと考えられる。

【0044】

一方、ＸＹ方向に関する図４Ｂを参照して、鍛造品等で標準的な条件で溶体化処理と時効処理を行った試料＃３と比較して、再結晶化によって破断時間は長くなったが、伸びはいずれも５％以下と低かった。いずれの実施例でも、破断時間、伸びともに顕著な改善は見られなかった。この結果は、試料の組織がＺ方向に長い柱状晶からなり、ＸＹ方向には多くの粒界が存在するため、粒界がすべる粒界クリープによるものと考えられる。ＸＹ方向のクリープ特性は、実施例の熱処理によっても十分な改善ができなかった。

【0045】

図４に示した各試料について、図５に引張試験における０．２％耐力、引張強さおよび伸びを示す。

【0046】

Ｚ方向に関する図５ＡおよびＸＹ方向に関する図５Ｂを参照して、０．２％耐力はいずれも約６００ＭＰａ以上、引張強さはいずれも約８００ＭＰａ以上と、良好な値を示した。ただし、試料＃３および＃５ではＸＹ方向の伸びが低かった。引張試験時の伸びは、５％以上であることを求められることが実用上多い。これに対して、ＨＩＰによる再結晶化処理、再溶解処理および時効処理を行った実施例の試料＃９、＃１１、＃１３、＃１９～２２、＃２４ではＸＹ方向についても５％以上の伸びを示している。このことから、引張特性に関して、実施例の試料ではＺ方向、ＸＹ方向ともに実用上十分な特性を有することが確認できた。

【0047】

以上の結果から、実施例の試料では、Ｚ方向のクリープ特性と、Ｚ方向およびＸＹ方向の引張特性について良好な結果が得られた。

【0048】

次に、試料の組織構造を観察して、上記機械特性との関係を調査した。

【0049】

図６に、いくつかの試料について、Ｚ方向に垂直な断面のＳＥＭ像を示す。画像右下のバーの長さはいずれも０．５μｍである。常圧での再結晶化と時効処理を行った試料＃５では、同程度の大きさのγ’相が全面に析出している（図６Ａ）。これに対して、ＨＩＰによる再結晶化処理、再溶解処理および時効処理を行った実施例の試料＃１１では、相対的に大きな１次γ’相と、その間の母相上に析出した相対的に小さな２次γ’相がみられる（図６Ｂ）。ＨＩＰ処理により再結晶化処理を行い、再溶解処理を行わずに時効処理を行った試料＃７では、やはり１次γ’相と２次γ’相がみられるものの、２次γ’相の数が少ないことが分かる（図６Ｃ）。この違いが試料＃１１と＃７のＺ方向のクリープ破断時間の差となって現れたと考えられる。

【0050】

図７に、１２５０℃でのＨＩＰ処理を行った試料にいくつかについて、Ｚ方向に垂直な断面のＳＥＭ像を示す。画像右下のバーの長さはいずれも０．５μｍである。１２５０℃でのＨＩＰによる再結晶化工程を経た試料＃６では、冷却過程で析出した比較的大きな１次γ’相がみられる（図７Ａ）。図７Ａの１次γ’相は、角の尖ったいびつな形状のものが多く、２次γ’相も僅かに不規則に存在する。さらに１０５０℃での再溶解工程を経た試料＃１０では、１次γ’相が少し小さくなり、鋭角の角が丸くなっており、２次γ’相が消失している（図７Ｂ）。この時点では、１次γ’相の間に広がる母相のγ相には、析出相は見られない。さらに８４３℃での時効工程を経た試料＃１１では、１次γ’相の間のγ相に、相対的に小さな２次γ’相が多く析出している（図７Ｃ）。

【0051】

図７の結果を踏まえると、図６Ｂ（試料＃１１）と図６Ｃ（試料＃７）の組織の違いは、次のように説明できる。ＨＩＰ処理の冷却過程で１次γ’相が析出した試料について、再溶解処理を行わずに時効処理を行った場合は、１次γ’相の間の母相のγ相中で、γ’相の構成元素であるＡｌおよびＴｉの濃度が低くなり、時効工程で析出する２次γ’相の量が少なくなったと考えられる。そして、表２および図４の結果から、実施例の試料＃１１では、１次γ’相と２次γ’相の大きさと割合が適切に調整されたことによって、Ｚ方向で特に優れたクリープ特性を示したと考えられる。

【0052】

図８に、１２３５℃でのＨＩＰ処理を行った試料について、Ｚ方向に垂直な断面のＳＥＭ像を示す。画像右下のバーの長さはいずれも０．５μｍである。図７の場合と同様に、１２３５℃でのＨＩＰによる再結晶化工程を経た試料＃１４では、冷却過程で、角の尖ったいびつな形状で、比較的大きな１次γ’相が析出している（図８Ａ）。さらに１０５０℃での再溶解工程を経た試料＃１８では、１次γ’相が少し小さくなり、鋭角の角が丸くなっている（図８Ｂ）。さらに８４３℃での時効工程を経た試料＃１９では、１次γ’相の間のγ相に、相対的に小さな２次γ’相が多く析出している（図８Ｃ）。

【0053】

いくつかの試料について、ＳＥＭ画像を解析して、１次γ’相および２次γ’相の大きさ、密度等を求めた。図９に、図７Ｃに示した試料＃１１の画像から１次γ’相および２次γ’相を抽出した例を示す。図１０に、試料＃１１と同じ条件で、ただし再溶解処理を１１００℃で行った試料＃９のＳＥＭ画像から１次γ’相および２次γ’相を抽出した例を示す。図１１に、図９および図１０の画像解析から求めた、γ’相の大きさの分布を示す。図１１の縦軸は、横軸にとった面積の常用対数が±０．０５の範囲に含まれるγ’相が、断面全体に占める面積の割合である。表４に、画像解析を行った結果の一覧を示す。

【0054】

【表4】

【0055】

表４から、ＨＩＰによる再結晶化工程だけを経た試料＃６、＃１４、＃２３では、いずれも１次γ’相の面積割合が約５０％と大きい。試料＃６と、再溶解工程を経た試料＃８、＃１０、＃１２を比較すると、再溶解処理によって１次γ’相の面積割合が減少していることが分かる。再溶解処理によって、１次γ’相の平均円換算径がわずかに大きくなっているが、１次γ’相の個数密度が低下していることから、１次γ’相のうち、比較的小さなものが溶解して消滅したものと考えられる。時効処理の影響について、試料＃８と＃９、試料＃１０と＃１１を比較すると、時効処理によって２次γ’相が析出するとともに、１次γ’相の平均円換算径がわずかに大きくなっているように見られる。このことは、時効処理によって、１次γ’相も再度わずかに成長したためと考えられる。実施例である試料＃９および＃１１において、１次γ’相の平均円換算径はそれぞれ５４６ｎｍ、６０８ｎｍで、２次γ’相の平均円換算径はそれぞれ７６ｎｍ、６１ｎｍであった。

【0056】

図１１を参照して、実施例である試料＃１１（図１１Ａ）および＃９（図１１Ｂ）では、γ’相は、相対的に大きな１次γ’相と、相対的に小さな２次γ’相からなり、円換算径が１５０～２５０ｎｍの大きさの析出相がほとんどないことが分かる。また、図１１および表４から、実施例である試料＃９と＃１１を比較すると、より高い１１００℃で再溶解処理された試料＃９では、１次γ’相の面積割合が小さく、一方で２次γ’相の面積割合が大きい。これは、試料＃８と＃１０の比較から分かるように、試料＃９ではより多くの１次γ’相が溶解し、母相中にγ’相の構成元素であるＡｌおよびＴｉがより多く含まれた状態で時効処理が行われたため、より多くの２次γ’相が析出したものと考えられる。

【0057】

図１２に、８００℃での引張によって塑性ひずみが０．５％に達した試料のＴＥＭ像を示す。右下のバーの長さは２００ｎｍである。試料＃１０（図１２Ａ）はγ’相として１次γ’相のみを有し、実施例である試料＃１１（図１２Ｂ）は１次γ’相および２次γ’相を有する試料である。

【0058】

図１２Ａ（＃１０）では、長く伸びた黒い筋が転位である。高温でのクリープは、粒界すべりとともに、結晶粒内での転位のすべりが大きく影響することが知られている。試料＃１０では、１次γ’相同士の間隔が広く、その間隔部分には転位の運動の障害となる２次γ’相がないために、転位が自由に移動して再配置により長く発達したと考えられ、これにより、クリープ試験において、より短い時間で破断に至ったと考えられる。

【0059】

図１２Ｂ（＃１１）では、１次γ’相の周囲に並ぶ黒い点が転位である。０．２％引張変形で２次γ’相にループする転移が多く存在し、この短い距離の転移が時間・変形とともに１次γ’相を絡む様に移動して、転移がこの様に構築されたと推定できる。転位が移動中に析出相にぶつかった場合、析出相が小さければ転位が上昇して通り抜け、析出相が大きければ、上昇によって通り抜けることができず、析出相を切断して横断したり、析出相を囲むループとなって捕捉されると言われている。試料＃１１では、１次γ’相間の母相を移動する転位が、相対的に小さな２次γ’相を上昇して通り抜けながら移動して、相対的に大きな１次γ’相を囲んだ状態で捕捉されたと考えられる。今回は高温引張試験で転移の阻害・成長を検証しているが、クリープ試験でも同様メカニズムが働くと推定するため、一次転位の移動が阻害され、クリープ試験において、破断までにより長い時間を要したと考えられる。

【0060】

以上の結果から、本実施形態のＮｉ基合金造形物では、相対的に大きな１次γ’相と、相対的に小さな２次γ’相の大きさと割合が適切に調節されたことにより、Ｚ方向およびＸＹ方向の引張特性、ならびにＺ方向のクリープ特性が改善された。これにより、付加製造によって造形したＩＮ７３８ＬＣ合金造形物の用途を広げることができる。

【0061】

本発明は、上記の実施形態や実施例に限定されるものではなく、その技術的思想の範囲内で種々の変形が可能である。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】