JP2018104729A - Ｎｉ基耐熱合金 - Google Patents

Abstract

【課題】従来のＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金を基本とするＮｉ基耐熱合金について、靭性の改善を図りつつ常温強度にも優れた合金材料を提供する。【解決手段】本発明は、Ｉｒ：５．０質量％以上５０．０質量％以下、Ａｌ：１．０質量％以上８．０質量％以下、Ｗ：５．０質量％以上２５．０質量％以下、残部Ｎｉからなり、Ｌ１２構造を有するγ’相がマトリックス中に存在するＮｉ基耐熱合金において、Ｚｒ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、及び、Ｈｆ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、の少なくともいずれかを含むことを特徴とするＮｉ基耐熱合金に関する。【選択図】なし

Description

本発明は、Ｉｒが添加されたＮｉ基耐熱合金に関する。詳しくは、ジェットエンジン、ガスタービン等の高温機関の構成部材や、摩擦攪拌接合のツール（工具）等の構成材料として好適な耐熱合金であった、従来技術に対して靭性や常温強度を改良した向上したＮｉ基耐熱合金に関する。

近年、燃費向上や環境負荷低減のための熱効率の改善が各種熱機関に対して求められており、その構成材料の耐熱性向上の要求が一段と強くなっている。また、摩擦攪拌接合（Ｆｒｉｃｔｉｏｎ Ｓｔｉｒ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＦＳＷ）といった新規な接合方法の実用化に伴い、そのツールとして耐熱性に優れた合金開発も進んでいる。いわゆる耐熱合金としては、従来から、Ｎｉ基合金やＣｏ基合金等が知られているが、上記のような背景のもと、それらに代わることのできる新規耐熱材料の開発が検討されており、多くの研究報告が発表されている。

ここで、本願出願人は、これまでのＮｉ基合金等に代替し得る耐熱合金として、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金を基本とするＮｉ基耐熱合金を開発している（特許文献１）。このＮｉ基耐熱合金は、Ｎｉに必須の添加元素としてＩｒ、Ａｌ、及び、Ｗを添加した合金であって、Ｉｒ：５．０〜５０．０質量％、Ａｌ：１．０〜８．０質量％、Ｗ：５．０〜２５．０質量％、残部Ｎｉからなる組成を有する。

この本願出願人によるＩｒ添加Ｎｉ基合金は、その強化機構としてＬ１_２構造を有する金属間化合物であるγ’相（（Ｎｉ，Ｉｒ）_３（Ａｌ，Ｗ））の析出強化作用を利用するものである。γ’相は温度上昇に伴い強度も高くなる逆温度依存性を呈することから、優れた高温強度、高温クリープ特性を合金に付与することができる。

特許第５７２１１８９号明細書

上記した本願出願人のＮｉ基耐熱合金は、高温下において優れた強度、耐摩耗性を発揮することが確認されている。そして、ＦＳＷ用ツール等への具体的な適用の可否も検討されており、基本的に良好な結果が得られている。しかし、その一方でいくつかの改良要求も生じている。

改良点としてまず挙げられるのは、靭性の改善である。Ｎｉ基耐熱合金の強化因子であるγ’相は、硬度が高い反面、延性に乏しい金属間化合物である。かかるγ’相を豊富に含むＮｉ基耐熱合金は、靭性に劣ることは否定できない。そのため、ＦＳＷツール等では使用中に破損（折損）することが懸念されている。もっとも、γ’相が合金の靭性に影響を及ぼしているとしても、高温強度確保のためにはγ’相の量を減少させることは好ましいものではない。この課題の難しいところは、γ’相の状態は従来通りとしつつ、他の方向から靭性改善を図らなければならないところにある。

また、もう一つの改良要求として、常温（室温）における強度向上が挙げられる。Ｎｉ基耐熱合金は高温での使用を前提として開発された材料であり、高温強度が第一に要求される。しかし、その用途によっては常温の段階から高強度が要求されることがある。

常温での強度も考慮される耐熱合金の用途として、摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）のツールが例として挙げられる。ＦＳＷは、被接合材間にツールを押圧し、ツールを高速回転させながら移動させ、ツールと被接合材との間で生じる摩擦熱と固相攪拌の作用により接合する方法である。ＦＳＷのツールは、接合時に相当高温となるので耐熱性が必須となるが、接合開始（ツールの駆動直後）の常温の段階から高い圧力で接合部材に接しているので、常温強度も考慮されるべきである。例えば、アルミニウム等の比較的軟らかい金属の接合では常温強度の重要性はさほど高くないが、ハイテン材等の鉄鋼材料のような硬い金属に対しては常温強度も重要となってくる。本願出願人によるＮｉ基耐熱合金は、高温強度は十分であるが、このような用途に対しては、高温強度を多少低下させてでも常温強度を改善したものが好ましい。

そこで本発明は、本願出願人による従来のＮｉ基耐熱合金について、靭性の改善が図られ、常温強度にも優れた合金材料を提供する。

本発明者等は、上記した本願出願人によるＮｉ基耐熱合金で生じる材料破断の形態について検討したところ、合金のマトリックスの粒界付近で破断が生じる傾向があると考えた。本願出願人によるＮｉ基耐熱合金において、そのマトリックスであるγ相は、Ｉｒを比較的多く含むものの「Ｎｉ基合金」であり、本来、靭性に乏しいというわけではない。しかし、その粒界付近においては、合金の鋳造過程で偏析した微量の酸素（酸化物）の影響により、わずかながら強度が低下していると考えられる。一方、マトリックスの粒内についてみると、合金の強化因子であるγ’相は粒内で析出する傾向があるので、粒内の強度は高くなる。そして、これらの要因から、合金のマトリックスには粒内と粒界との間で強度差が生じており、これが粒界付近での破断の要因になっていると考えられる。

本発明者等は、上記のような考察に基づき本願出願人による従来のＮｉ基耐熱合金の靭性改善の方向性として、マトリックスの粒界強度の向上を図ることとした。そして、鋭意検討の結果、Ｎｉ基耐熱合金にＺｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）を所定濃度添加することで、合金の靭性改善の効果があると共に、常温での強度向上の効果もあることを見出し本発明に想到した。

即ち、本発明は、Ｉｒ：５．０質量％以上５０．０質量％以下、Ａｌ：１．０質量％以上８．０質量％以下、Ｗ：５．０質量％以上２５．０質量％以下、残部Ｎｉからなり、Ｌ１_２構造を有するγ’相がマトリックス中に存在するＮｉ基耐熱合金において、Ｚｒ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、及び、Ｈｆ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、の少なくともいずれかを含むことを特徴とするＮｉ基耐熱合金である。

上記の通り、本発明に係る耐熱合金は、Ｉｒの他、Ａｌ、Ｗを添加元素とするＮｉ基合金を基礎とするものである。このＩｒ添加Ｎｉ基合金は、Ｉｒ等の各添加元素の添加量を前記範囲とすることで、高温環境下で強化相として機能し得るγ’相を析出させている。そして、ここにＺｒ、Ｈｆを添加して靭性等の改善を図る。以下、本発明について、各添加元素及びγ’相の構成について詳細に説明する。

必須の添加元素であるＩｒは、マトリクス（γ相）に固溶すると共にγ’相のＮｉに部分置換することで、γ相とγ’相に対してそれぞれ固相線温度、固溶温度を上昇させて耐熱性を向上させる添加元素である。γ’相を強化相とするＮｉ合金自体は公知であるが、Ｉｒの添加はγ相とγ’相の双方を強化し、従来のＮｉ基合金以上の高温特性を発揮させる。従って、Ｉｒは重要度の極めて高い添加元素である。このＩｒは、５．０質量％以上添加することで上記の効果を発揮する。但し、過剰添加すると、合金の固相線温度が高温になり過ぎ、また、合金の比重が過大となる。そのため、上限は５０．０質量％とする。Ｉｒは、好ましくは、２０質量％以上３５質量％以下とする。

Ａｌは、γ’相の構成元素であるので、γ’相の析出のために必要な成分である。１．０質量％未満のＡｌではγ’相が析出しないか、析出しても高温強度向上に寄与し得る状態はならない。一方で、Ａｌ濃度の増加に伴いγ’相の割合は増加するが、Ａｌを過剰に添加すると、Ｂ２型の金属間化合物（ＮｉＡｌ、以下、Ｂ２相と称する場合がある。）の割合が増加して脆くなり合金の強度を低下させることとなることから、Ａｌ量の上限を８．０質量％としている。尚、Ａｌは、合金の耐酸化性の向上にも寄与する。Ａｌは、好ましくは、１．９質量％以上６．１質量％以下とする。

Ｗは、γ’相の固溶温度を上げて高温での安定性を確保するための添加元素である。Ｗは、５．０質量％未満の添加ではγ’相の高温安定性向上が十分でない。一方、２５．０質量％を超えると、Ｗを主成分とし比重の大きい相が生成する傾向があり、偏析が生じやすくなる。Ｗは、好ましくは、１０．０質量％以上２０．０質量％以下とする。

本発明では、以上の添加元素に加えて更に、Ｚｒ及び／又はＨｆを必須的に添加する。これらの添加元素は、マトリックスの粒界での酸化物の偏析を抑制するための添加元素である。Ｚｒ及び／又はＨｆを添加すると、合金の鋳造過程において、溶湯中の微量酸素がこれら添加元素と結合し粒界での酸化物偏析が抑制される。これにより、粒内と粒界との強度差を低減し、高温下での靭性を改善する。また、Ｚｒ、Ｈｆは、適量添加により上記作用を有すると共に、Ｉｒ添加Ｎｉ基合金の特徴であるγ’相の状態を変化させ難い点でも評価することができる。

そして、Ｚｒ及びＨｆの添加量としては、Ｚｒについては、０．０１質量％以上３．０質量％以下とする。また、Ｈｆについては、０．０１質量％以上３．０質量％以下とする。いずれも下限値未満の添加では効果がない一方、上限値を超えて添加すると、γ’相の固溶温度の低下が著しくなり、合金の高温強度が低下する。好ましくは、Ｚｒについては、０．８質量％以上２．０質量％以下、より好ましくは１．２質量％以上２．０質量％以下とする。また、Ｈｆについては、好ましくは１．０質量％以上２．０質量％以下、より好ましくは１．２質量％以上２．０質量％以下とする。Ｚｒ及びＨｆは、いずれか一方を前記範囲で添加することで効果を発揮する。また、Ｚｒ及びＨｆの両方を前記範囲で添加しても良い。双方添加の場合、合計濃度を、１．０質量％以上２．０質量％以下とするのが好ましい。

そして、本発明では、合金の強化因子としてＬ１_２構造を有するγ’相が分散している。このγ’相の構成は、（Ｎｉ，Ｉｒ）_３（Ａｌ，Ｗ）である。γ’相による析出強化作用は、本願出願人による従来のＩｒ添加Ｎｉ基合金と同様であり、γ’相は、強度について逆温度依存性を有するため高温安定性も良好である。

本発明におけるγ’相は、平均粒径０．０１μｍ以上１μｍ以下の範囲内にあるものが好ましい。また、γ’相の析出量は合金全体に対して合計で２０体積％以上８５体積％以下であるものが好ましい。析出強化作用は、０．０１μｍ以上の析出物で得られるが、１μｍを超える粗大な析出物では却って低下する。このγ’相の平均粒径は、線分法等で測定することができる。また、γ’相による十分な析出強化作用を得るためには、２０体積％以上の析出量が必要であるが、８５体積％を超える過剰析出量では延性低下が懸念される。好適な粒径、析出量を得るためには、後述する製造方法において、所定温度域において段階的な時効処理を行うことが好ましい。

尚、本発明に係るＮｉ基合金は、γ’相以外の他の相が析出していることを完全に排除するものではない。Ａｌ、Ｗ、Ｉｒを上記範囲で添加した場合、組成によってはγ’相のみではなく、Ｂ２相が析出することがある。また、Ｄ０１９構造のε’相も析出する可能性がある。本発明に係るＩｒ添加Ｎｉ基合金は、これらのγ’相以外の析出物が存在しても高温強度は確保されている。もっとも、本発明に係るＮｉ基合金は、Ｂ２相の析出が比較的抑制されている。

そして、本発明に係るＮｉ基耐熱合金は、その高温特性の改善のために、追加的な添加元素を添加しても良い。この追加的な添加元素としては、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂが挙げられる。

Ｃｏの添加作用は、γ’相のＮｉと部分置換してγ’相の構成元素となる。これによりγ’相の割合を増加させて強度を上昇させるのに有効である。このような効果は５．０質量％以上のＣｏ添加でみられるが、過剰添加はγ’相の固溶温度を低下させて高温特性が損なわれてしまう。そのため、２０．０質量％をＣｏ含有量の上限とすることが好ましい。

Ｃｒは、マトリックスの粒界強化に有効である。また、Ｃｒは合金にＣが添加されている場合、炭化物を形成して粒界近傍に析出することによって粒界を強化する。Ｃｒの添加量は１．０質量％以上で添加効果がみられる。但し、過剰に添加すると合金の融点及びγ’相の固溶温度が下がり高温特性が損なわれてしまう。そのため、Ｃｒの添加量は２５．０質量％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｒは、合金表面に緻密な酸化皮膜を作り、耐酸化性を向上させるという作用も有する。

Ｔａは、γ’相を安定化させ、また、固溶強化によりマトリックス粒内の高温強度の向上に有効な元素である。また、合金にＣが添加されている場合に炭化物を形成・析出することができることから粒界強化に有効な添加元素である。Ｔａは、１．０質量％以上を添加することで前記作用を発揮する。また、過剰添加は有害相の生成や融点降下の原因となるので１０．０質量％を上限とするのが好ましい。

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏも、γ’相の安定化及びマトリックス粒内を固溶強化して高温強度を向上するのに有効な添加元素である。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏは、１．０質量％以上５．０質量％以下を添加するのが好ましい。

Ｂは、マトリックスの結晶粒界に偏析して粒界を強化する合金成分であり、高温強度・靭性の向上に寄与する。Ｂの添加効果は０．００１質量％以上で顕著になるが、過剰添加は加工性にとって好ましくないので上限を０．１質量％とする。好ましいＢの添加量は、０．００５質量％以上０．０２質量％以下とする。

また、上記元素とは別に、強度向上に有効な添加元素として、Ｃが挙げられる。Ｃは、合金中の金属元素と共に炭化物を形成して析出することで高温強度を向上させる。このような効果は０．００１質量％以上のＣ添加でみられるが、過剰添加は加工性や靭性を悪化させるので、０．５質量％をＣ含有量の上限とする。好ましいＣ含有量は、０．０１質量％以上０．２質量％以下とする。尚、本発明におけるＣ含有量は、炭化物を形成するＣの量と、炭化物を形成しないＣの量とを含む、合金中に存在するＣの総量である。

上記の追加的な添加元素である、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃを添加したＮｉ基耐熱合金は、それらの添加のない合金に対して、材料組織に差異はない。強化相であるγ’相の結晶構造も同じＬ１_２構造であり、その好適な粒径や析出量も同様の範囲にある。但し、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏは、γ’相の構成元素としても作用するので、これらを含む合金におけるγ’相は、（Ｎｉ，Ｘ）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）の構成を有する（ＸはＩｒ、Ｃｏであり、ＺはＴａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏである。）。また、γ’相以外の金属間化合物の析出も許容され、Ｂ２型の金属間化合物（（Ｎｉ，Ｘ）（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）：Ｘ、Ｚの意義は上記と同様）が析出している場合もある。γ’相以外の析出相があっても、各構成元素が好適範囲内にありγ’相が析出していれば高温強度に問題はない。

本発明に係るＮｉ基耐熱合金の製造においては、一般的な溶解鋳造法の適用が可能である。そして、鋳造後の合金インゴットについて、時効熱処理を行うことでγ’相を析出させることができる。この時効熱処理は、７００〜１３００℃の温度域に加熱する。好ましくは、７５０〜１２００℃の温度域とする。また、このときの加熱時間は、３０分〜７２時間とするのが好ましい。尚、この熱処理は、例えば１１００℃で４時間加熱し、更に９００℃で２４時間加熱するといったように、複数回行ってもよい。

また、上記の時効熱処理に先立って、均質化のための熱処理を行うのが好ましい。この均質化熱処理は、合金インゴットを１１００〜１８００℃の温度域に加熱する。好ましくは、１２００〜１６００℃の範囲で加熱する。このときの加熱時間は、３０分〜７２時間とするのが好ましい。

本発明は、従来のＮｉ基耐熱合金に対して、高温における靭性が改善されている。また、高温における強度の低下を抑制しつつ、常温での強度が向上している。靭性や常温強度の向上は、ＦＳＷ用ツール等のような、常温域から高温域まで高い負荷がかかる部材について、使用中の破損回避に有効な対応となる。

以下、本発明の好適な実施例を説明する。
第１実施形態：本実施形態では、本発明に係るＮｉ基耐熱合金の基本組成である、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ合金について、Ｚｒ、Ｈｆ添加の効果を確認した。２．０質量％のＲｕ、３．０質量％のＲｅを添加した合金を製造した。具体的には、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ合金（Ｉｒ：２５．０質量％、Ａｌ：４．３８質量％、Ｗ：１４．３３質量％、残部Ｎｉ）と、この合金に１．２質量％のＺｒ、Ｈｆを添加したＮｉ基耐熱合金を製造し、その機械的性質を評価した。また、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ合金にＣｏ等の添加元素を添加したＮｉ基耐熱合金の製造及び評価も行っている。

Ｎｉ基耐熱合金の製造は、溶解鋳造工程において不活性ガス雰囲気中でアーク溶解により各種組成の合金溶湯を溶製して、鋳型に鋳込み大気中で冷却・凝固させた。この溶解鋳造工程により製造した合金インゴットについて、均質化の熱処理を１３００℃４時間の条件で行い、所定時間加熱後空冷した。その後、温度８００℃、保持時間２４時間の条件で時効熱処理を行い、所定時間加熱後徐冷した直径７ｍｍのインゴットから試験片を作製した。こうして得られた各種組成の試験片について、以下の評価・検討を行った。

［γ’相固溶温度の測定］
各試験片について、走査示差熱量測定（ＤＳＣ）を行い、γ’相固溶温度（ソルバス温度）を測定した。測定条件は、測定温度範囲を〜１６００℃として昇温速度１０℃／ｍｉｎとした。そして、γ’相の分解・固溶によって発現する吸熱ピーク位置からγ’相固溶温度を測定した。

［強度評価］
各試験片について、ビッカース試験（荷重５００ｇｆ、加圧時間１５秒）を行い硬度測定した。この硬度測定は、常温（室温：２５℃）と高温（９００℃）で行った。

［靭性評価］
各試験片について高温曲げ試験を行い、合金の靭性（延性）を評価した。この試験では、９００℃の高温雰囲気中で荷重を変化させつつ曲げ試験を行って荷重−変位線図を作成し、材料破断時の変位量を測定した。

本実施形態について、製造した合金の組成と各種評価結果を表１に示す。

表１に基づき本実施形態におけるＮｉ基耐熱合金の特性を検討する。本発明に係るＮｉ基耐熱合金の基本組成となるＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ合金である従来例（Ｃ１）と対比すると、Ｎｉ基耐熱合金に対してＺｒ、Ｈｆを添加した合金は、９００℃の曲げ試験における変位量が大きく増大し、高温域における靭性が大きく改善していることが確認できる（Ｎｏ．Ａ１、Ｎｏ．Ｂ１）。また、これらの合金は常温での硬度を上昇させている。よって、Ｃｏ等の添加元素のない基本組成のＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ合金において、Ｚｒ、Ｈｆの添加により、高温域における靭性改善と常温強度向上を図ることができることが確認できた。

もっとも、基本組成のＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ合金の場合、この合金は元々硬度が低いため、Ｚｒ、Ｈｆを添加すると高温での硬度が低くなる。特に、Ｈｆ添加のＮｏ．Ｂ１の合金でその傾向が見られる。そこで、添加元素（Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｃ等）を添加し、合金の強度特性を底上げした上で、Ｚｒ、Ｈｆを添加することが高温での強度がより改善されたＮｉ基耐熱合金を得ることができる（Ｎｏ．Ａ２〜Ｎｏ．Ａ４、Ｎｏ．Ｂ２〜Ｎｏ．Ｂ４）。尚、これらの添加元素の添加があっても、γ’相の析出が発現可能であり、その高温安定性（固溶温度）も問題ないことが確認できた。

第２実施形態：第１実施形態の結果を参照し、Ｚｒ、Ｈｆの添加量を１．２質量％に固定する一方、ベースとなるＮｉ基合金のＩｒの濃度を５．０質量％〜３５質量％の範囲で変更して合金を作成した。合金の製造工程は、基本的に第１実施形態と同様であり、溶解鋳造後の合金インゴットを均質化処理し、その後、時効熱処理してγ’相を析出させた。但し、Ｉｒ濃度に応じて、均質化処理の温度を１２００℃〜１４００℃に、時効熱処理の温度を７００℃〜９００℃に調整した。そして、試験片の加工後、第１実施形態と同様の評価試験を行った。この結果を表２に示す。

表２より、Ｚｒ、Ｈｆを添加したＮｉ基耐熱合金について、Ｉｒの添加量を広範囲に設定してもγ’相は安定しており、これらの合金が好適な高温強度と靭性を有することが確認できた。

第３実施形態：ここでは、第２実施形態において、常温及び高温の双方で硬度及び圧縮強度に優れ、靭性も良好であったＮｏ．Ａ７、Ｎｏ．Ｂ７におけるＮｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金（Ｉｒ添加量２５質量％）に着目した。本実施形態では、この合金系でＺｒ、Ｈｆの添加量を変化させてＮｉ基耐熱合金を製造して、その特性について評価した。合金の製造工程と評価方法は、基本的に第１実施形態と同様である。この評価結果を表３に示す。

表３から、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｌ−Ｗ系合金において、適正なＺｒ、Ｈｆの添加によって、添加のない従来例の合金（Ｎｏ．Ｃ２）に対して、常温での硬度及び圧縮強度の少なくともいずれかが向上している。そして、高温曲げ試験における変位量も増加しており、高温域における靭性が大きく改善していることが確認できる。Ｚｒ、Ｈｆは、いずれか一方の添加でも、双方添加でも効果がある。一方、Ｚｒ、Ｈｆの添加量が少なすぎる場合、これら添加元素の効果は弱く、靭性（曲げ変位量）の改善幅が小さい（Ｎｏ．Ｘ２、Ｎｏ．Ｙ２）。また、Ｚｒ、Ｈｆの添加量が過剰であると、高温強度が大きく低下し最低値を示す（Ｎｏ．Ｘ１、Ｎｏ．Ｙ１）。特に、Ｚｒの過剰添加は、γ’相の固溶温度を低下させる傾向もありγ’相の安定性に影響を及ぼし得る。従って、その添加量を制御してこそ、Ｚｒ、Ｈｆの効果が発揮されることが確認された。

本発明は、高温強度を安定的に発揮することができるＮｉ基耐熱合金である。本発明は、ガスタービン、飛行機用エンジン、化学プラント、ターボチャージャーロータ等の自動車用エンジン、高温炉等の部材に好適である。また、特に有用な用途として、摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）のツールが挙げられている。本発明に係るＮｉ基耐熱合金は、高温強度と共に靭性が改善されており、ＦＳＷツールとして使用中の破損・折損が生じ難くなっている。また、常温強度も改善されており、硬度の高い鉄鋼材料、チタン合金、ニッケル基合金、ジルコニウム基合金などの金属材料のＦＳＷにも対応できる。

Claims (3)

1. Ｉｒ：５．０質量％以上５０．０質量％以下、Ａｌ：１．０質量％以上８．０質量％以下、Ｗ：５．０質量％以上２５．０質量％以下、残部Ｎｉからなり、Ｌ１_２構造を有するγ’相がマトリックス中に存在するＮｉ基耐熱合金において、
   Ｚｒ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、及び、Ｈｆ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、の少なくともいずれかを含むことを特徴とするＮｉ基耐熱合金。
2. 下記から選択される１種又は２種以上の添加元素を含む請求項１記載のＮｉ基耐熱合金。
   Ｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下
   Ｃｏ：５．０質量％以上２０．０質量％以下
   Ｃｒ：１．０質量％以上２５．０質量％以下
   Ｔａ：１．０質量％以上１０．０質量％以下
   Ｎｂ：１．０質量％以上５．０質量％以下
   Ｔｉ：１．０質量％以上５．０質量％以下
   Ｖ：１．０質量％以上５．０質量％以下
   Ｍｏ：１．０質量％以上５．０質量％以下
3. 更に、０．００１質量％以上０．５質量％以下のＣを含む請求項１又は請求項２記載のＮｉ基耐熱合金。