JP2001234292A - 高温強度に優れた低熱膨張Ｆｅ基耐熱合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 低熱膨張Ｆｅ基耐熱合金の高温強度を強化す
る。 【解決手段】 質量％にて、Ｃ：０．２以下、Ｓｉ：
１．０以下、Ｍｎ：２．０以下、Ｃｒ：２．０〜８．
０、Ａｌ：１．０〜２．０、Ｔｉ：１．２〜２．５、Ｎ
ｂ：３．０〜６．０、Ｎｉ：３０〜３５、Ｃｏ：２０〜
３０を含有し、かつ質量％で、Ａ値＝（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎ
ｂ）：６．２以上、質量％比でＢ値＝３．４４Ａｌ／
（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ）：０．３〜０．
５、原子％比で、Ｃ値＝（Ａｌ／Ｔｉ）：１．１〜１．
８、Ｄ値＝（Ｔｉ／Ｎｂ）：０．４〜１．０の関係を有
し、残部は不純物を除き実質的にＦｅからなり、８００
℃の高温引張強さが５００ＭＰａ以上、３０〜５００℃
の平均熱膨張係数が１２×１０ ^-6／℃以下、８００℃の
大気中で１００ｈｒ加熱後の酸化増量が３．０ｇ／ｍ²
以下である合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、常温の強度と高温での
耐酸化性と強度に優れ、かつ低い熱膨張係数を必要とさ
れる耐熱合金に関するものである。特に、セラミックス
や超硬合金と接合して使用される複合材部品やガスター
ビン部材などに使用される低熱膨張の高強度耐熱合金に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、ガスタービン部品の使用温度の上
昇に伴い、常温から高温までより高い耐力や引張強さを
備えた合金が要求される。同時に、例えばターボチャー
ジャーのセラミックロータと金属軸を接合するターボカ
ラーのように、セラミックスや超硬合金などの低熱膨張
材料と接合して使用される金属材料として、各種の部品
や部材間のクリアランスを常温から高温まで一定量に維
持するために熱膨張係数の低い材料が要求されている。

【０００３】すなわち、このような用途として低熱膨張
でありながら高温強度を兼ね備えた金属材料の要求がま
すます増加している。さらに、これらの用途には高温で
使用する際の耐酸化性の向上が要求されている。

【０００４】かかる用途に適用可能な合金として、特開
昭５３−６２２５号に記載の低熱膨張合金（質量％でＮ
ｉ：３０〜５７、Ｃｒ：１．７〜８．３、Ｔｉ：１〜
２、Ｎｂ＋０．５Ｔａ：１．５〜５．０、Ｃｏ：≦３
１、Ａｌ≦１．５、Ｃ：≦０．２、Ｍｎ：≦２．０．Ｓ
ｉ：≦１．０、Ｂ：≦０．０３、残部Ｆｅ）や、本願発
明者等が先に特開平６−２２８７１４号において開示し
た合金（質量％でＣ：０．２以下、Ｓｉ：１．０以下、
Ｍｎ：２．０以下、Ｃｒ：４を越え１０以下、Ａｌ：
１．０を超え２．０以下、Ｔｉ：０．３〜３．０、Ｎｂ
＋０．５、Ｔａ：１．５〜７で、Ｎｉ：２０以上３０未
満、Ｃｏ：２０〜３５）などがある。

【０００５】また、高温強度が良好なＮｉ基耐熱合金で
は、代表的なものとして、ＷＡＳＰＡＬＯＹ（Ｕｎｉｔ
ｅｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ社の商標）がある。こ
の合金は、厳しい高温強度や耐酸化性が要求されるジェ
ットエンジンの部品などに使用されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】セラミックスなどの低
熱膨張材料との接合部材として使用される金属材料の場
合、高温で容易に塑性変形を起こすと、接合部材として
の機能が果たせない。そのため、かかる用途では低い熱
膨脹係数とともに、高温における高い引張強さと合わせ
て高い耐力が要求される。また、同時に高温で長時間使
用すると脆化相が析出して強度が低下するような材料
は、高温で使用できないことを考慮しなければならな
い。

【０００７】しかしながら、前記特開昭５３−６２２５
号に記載される低熱膨張合金は、７００℃を越えて９０
０℃程度までの高温に長時間曝される場合、組織が不安
定化して高温強度が低下することが認められる。また、
Ｎｉとの割合に対するＣｏの含有量も少ないため熱膨脹
係数を上げ、高温強度を下げることが認められる。高温
強度については、Ａｌの他にγ´相を形成するＴｉ，Ｎ
ｂの総量が少ないことに起因すると解される。また、本
願発明者等が開示した特開平６−２２８７１４号に記載
される合金も、同様にＮｉが３０％未満であるために高
温長時間使用されると基地組織が不安定化して高温強度
が低下することがある。したがって、上記用途に使用さ
れる金属材料として、上記既存合金は十分に満足されて
いるとは言えない。

【０００８】また、前記ＷＡＳＰＡＬＯＹに代表される
Ｎｉ基耐熱合金は、良好な高温強度及び優れた耐酸化性
を示すが、オーステナイト系であるために熱膨脹係数が
高く、上記用途に使用するには不適当である。

【０００９】そこで本発明は、上記特開昭５３−６２２
５号記載の既存合金と同様の低い熱膨張係数を有しなが
ら、該合金よりも高温の組織安定性が良好で耐酸化性に
優れ、かつＮｉ基耐熱合金に近い常温から高温まで強度
の高い低熱膨張の高強度Ｆｅ基耐熱合金を提供すること
を目的とする。特にガスタービン部材やセラミックスお
よび超硬合金との複合材等の部品に適した耐熱合金を提
供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本願発明者らは、上記問
題点を解決すべく、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ系合金を対象に実
験を行なった結果、高温強度をさらに上げるためには、
基地であるγ（オーステナイト）相と析出強化相である
γ′（ガンマプライム）相をより安定化させることが重
要であることを見出し、下記Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ値の概念を
導入することにより本発明に至った。

【００１１】すなわち、本発明の耐酸化性に優れた低熱
膨張の高強度Ｆｅ基耐熱合金は、質量％にて、Ｃ：０．
２以下、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：２．０以下、Ｃｒ：
２．０〜８．０、Ａｌ：１．０〜２．０、Ｔｉ：１．２
〜２．５、Ｎｂ：３．０〜６．０、Ｎｉ：３０〜３５、
Ｃｏ：２０〜３０を含有し、かつ質量％で、Ａ値＝（Ａ
ｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）：６．２以上、質量％比で、Ｂ値＝
３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎ
ｂ）：０．３〜０．５、原子％比で、Ｃ値＝（Ａｌ／Ｔ
ｉ）：１．１〜１．８、Ｄ値＝（Ｔｉ／Ｎｂ）：０．４
〜１．０の関係を有し、残部は不純物を除き実質的にＦ
ｅからなることを特徴とするものである。

【００１２】また、本発明の耐酸化性に優れた低熱膨張
の高強度Ｆｅ基耐熱合金は、質量％にて、（Ｍｏ＋０．
５Ｗ）：３．０以下のＭｏとＷの１種または２種を含有
することことができ、さらに、第１グループとして、質
量％にて、Ｂ：０．０２以下とＺｒ：０．１以下の１種
または２種、第２グループとして、質量％にて、Ｙ：
０．２以下とＲＥＭ：０．２以下の１種または２種、第
３グループとして、質量％にて、Ｍｇ０．０２％以下と
Ｃａ０．０２％以下の１種または２種、のいずれかの１
グループ若しくは２以上のグループを含むことができ
る。

【００１３】また、本発明の耐酸化性に優れた低熱膨張
の高強度Ｆｅ基耐熱合金は、８００℃における高温引張
強さが５００ＭＰａ以上で、３０〜５００℃の平均熱膨
張係数が１２×１０^-6／℃以下で、８００℃の大気中で
１００ｈｒ加熱後の酸化増量が３．０ｇ／ｍ² 以下であ
ることを特徴とするものである。

【００１４】前述の析出強化相であるγ′相は、Ｎｉ₃
Ａｌからなる金属間化合物で、Ａｌの他にＴｉ、Ｎｂ、
Ｃｒ、Ｍｏなどの種々の強化元素が固溶した状態で存在
している。とくに、γ′相中でＡｌ側に固溶して強化す
る元素は、ＴｉおよびＮｂである。本発明の耐熱合金
は、上記のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ値の概念を導入して、Ａｌ、
ＴｉおよびＮｂの３元素の添加量を制御することによ
り、γ′相の安定化を達成した。

【００１５】すなわち、添加３元素Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの
総量のＡ値を質量％で６．２以上とすることで、より高
い高温強度を得ることができた。また、添加３元素に占
めるＡｌの量比のＢ値は、Ｎｂを基準として質量％比で
記述すると、Ｂ値＝３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋
１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ）で表わされる。このＡｌ量比のＢ
値を０．３〜０．５の範囲内とし、かつＡｌとＴｉの関
係Ｃ値＝Ａｌ／Ｔｉを原子％比で１．２〜１．８とし、
ＴｉとＮｂの関係Ｄ値＝Ｔｉ／Ｎｂを原子％比で０．４
〜１．０となるように制御することで、従来合金よりも
高温域までγ′相を安定化させて、より安定した組織と
良好な機械的性質が得られることを明らかにした。

【００１６】前述のように、高温強度を高めるために
は、γ′相を構成する元素の量を増加させることが有効
な手段であり、本発明合金はＡｌ量を従来の低熱膨張耐
熱合金よりも高い１．０％を超える添加量とすることで
γ′相中の高いＡｌ量比を得ることができた。一方、高
いＡｌ量はγ′相の析出量が増えることに繋がり、熱間
加工性を害する方向に向うので、Ａｌの他にγ′相を固
溶強化する効果の大きいＴｉやＮｂの最適な添加範囲を
見出すことで熱間加工性と高温強度を両立させることが
できた。

【００１７】Ｔｉの添加量を増すと、７００℃を越えて
９００℃までの高温で長時間保持した場合、γ′相が強
化に寄与しないη相に変態するために高温強度が低下す
る。そこで、本発明合金は、Ａｌ／Ｔｉ比のＣ値を制御
することによりη相への変態を抑制することができた。
また、Ｔｉ／Ｎｂ比のＤ値をある範囲に制御することに
より高い高温耐力が得られることの知見から（日立金属
技報Ｎｏ．３（１９８６））、Ｔｉ／Ｎｂ比のＤ値を制
御することにより、良好な機械的特性を得ることを考え
た。

【００１８】また、本発明合金は耐酸化性を向上させる
ことを目的としている。Ｃｒは耐酸化性を高めるのに有
効であるが、熱膨張係数を大きくする。そこで、本発明
合金は熱膨張係数を下げる効果の大きいＮｉ、Ｃｏと最
適なＣｒの添加範囲を見出すことで、低熱膨張特性と高
温耐酸化性の両立を図ることができた。

【００１９】以上の検討結果から、γ′相を構成する元
素の量ならびに量比を制御することで本発明者等は安定
した組織と良好な機械的性質を有する耐酸化性に優れた
低熱膨張の高強度耐熱合金を見出すことができた。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下、本発明合金の成分限定理由
について述べる。Ｃは、ＴｉやＮｂと結合して炭化物を
形成し、結晶粒の粗大化を防ぎ強度の向上に寄与する
が、０．２％を越える過度の添加はＴｉやＮｂの炭化物
を増し、析出強化元素として作用する基地のＴｉやＮｂ
を減少させ、また合金の熱膨張係数を増大させるので、
Ｃは０．２％以下とする。望ましいＣの範囲は０．１％
以下である。

【００２１】Ｓｉは脱酸剤としての効果のほかに、結晶
粒微細化と粒界形状を改善し、粒界の強度を高めるＬａ
ｖｅｓ相の析出を促進させるので必須の添加元素であ
る。Ｌａｖｅｓ相はＦｅ₂ （Ｎｂ，Ｔａ）を基本組成と
し、ＳｉはＮｂ側に固溶して析出を促進させる。この粒
界強化の作用はＳｉを少量添加することにより効果が現
れる。しかし、１．０％を越える過度の添加は熱間加工
性と高温強度の低下を招くので、Ｓｉは１．０％以下に
限定する。より望ましいＳｉの範囲は０．２〜０．６％
の範囲である。

【００２２】Ｍｎは、脱酸剤として添加されるので合金
中に含まれるが、過度の添加は合金の熱膨張係数を増加
させるので好ましくない。したがって、Ｍｎは２．０％
以下に限定する。より望ましくは１．０％以下である。

【００２３】Ｃｒは、高温加熱時にＣｒ₂ Ｏ₃ の酸化皮
膜を形成し、耐酸化性を改善し高温強度を向上させる働
きがある。そのためにＣｒは最低２．０％を超える添加
を必要とするが、８．０％を超える過度の添加は、逆に
キュリー点を下げて、熱膨張係数を増加させる。このた
め、マトリックスを構成するＦｅとＣｏおよびＮｉの比
をいかに調整しても、十分な低熱膨張特性が得られなく
なる。したがって、Ｃｒは２．０％〜８．０％の範囲に
限定する。望ましいＣｒの範囲は２．２〜６．０％、よ
り望ましいＣｒの範囲は２．５〜４．５％である。

【００２４】Ａｌは、本発明合金において常温及び高温
強度を高める析出強化型粒子であるγ′相を構成する元
素であり、本発明において最も重要な元素である。Ａｌ
は時効処理によって、（Ｎｉ，Ｃｏ）₃ （Ａｌ，Ｔｉ，
Ｎｂ）からなる組成の直径数１０ｎｍ程度の微細なγ′
相を析出し、高温引張強度及び高温長時間のクリープ破
断強度を著しく向上させる。γ′相中のＡｌの濃度が低
下すると、７００〜９００℃程度の高温でγ′相が不安
定となり、六方晶のη（イータ）相や斜方晶のδ（デル
タ）相が析出し、高温強度が著しく低下する。したがっ
て、γ′相中での高いＡｌ量比を得るためには、Ａｌは
最低１．０％を超える添加を必要とする。

【００２５】しかし、γ′相中のＡｌの濃度が過度に増
加しても、γ′相そのものが十分に強化されず、高温強
度は十分に高くはならない。また、２．０％を超える過
度の添加はγ′相を多量に析出させ、熱間加工性を低下
させるので、Ａｌは１．０〜２．０％に限定する。

【００２６】ＴｉとＮｂは、まずＣと結合して炭化物を
形成し、残りのＴｉとＮｂが下記に説明するようにＡｌ
とともにＮｉ、Ｃｏ等と結合し、γ′相を形成して合金
を強化する。Ｔｉは時効処理によって、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａ
ｌ、Ｎｂと共にγ′相を析出し、高温引張強度を著しく
向上させる。そのために必要なＴｉ量は最低１．２％で
あるが、２．５％を越える過度の添加はγ′相を不安定
にするとともに、熱膨張係数の増加や熱間加工性の低下
を招くので、Ｔｉは１．２〜２．５％に限定する。より
望ましい添加範囲は１．２〜２．０％である。

【００２７】ＮｂはＴｉと同様に、時効処理によってＮ
ｉ、Ｃｏ、Ａｌとともにγ′相を析出し、熱問強度を著
しく向上させる。さらに一部のＮｂは直径数μｍ程度の
Ｌａｖｅｓ相を粒界および粒内に析出させ、結晶粒を微
細化すると共に、粒界の強度を高める作用を持ち、高温
引張強度及びクリープ破断強度度を著しく向上させる作
用を持つ。したがって、Ｎｂは、３．０〜６．０％の添
加とする。より望ましい添加範囲は３．５〜４．５％で
ある。

【００２８】γ′相を構成するＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂの総量
について見ると、これを増加すると、高温強度を著しく
高めることができ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの総量が６．２％
を越えると、時効処理時に多量の金属間化合物（δ相、
γ′相）を析出することでより高い高温強度が得られ
る。そこで、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの総量のＡ値＝（Ａｌ＋
Ｔｉ＋Ｎｂ）は６．２％以上とした。

【００２９】またＡｌは、安定なγ′相を析出させるた
めに、上記のＡｌ単独での成分規定の他に、γ′相中で
Ａｌ側を構成するＡｌ，ＴｉおよびＮｂの３元素の添加
量に占めるＡｌの割合を厳密に制御することが必要であ
る。

【００３０】添加３元素に占めるＡｌの量比は、Ｎｂを
基準とすると質量％比で、Ｂ値＝３．４４Ａｌ／（３．
４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ）で表わされる。このＡ
ｌ量比のＢ値が０．３よりも小さいと高温長時間加熱状
態で、γ′相が不安定になることで、十分な強度が得ら
れなくなる。一方、このＡｌ量比のＢ値が０．５を超え
ると、γ′相は安定になるが、強化が十分にされないた
め、かえって高温強度が低下する。したがって、高温域
までγ′相を安定化させて、従来合金よりも高い強度を
得るためには、Ｂ値＝３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋
１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ）が０．３〜０．５の範囲内である
ことが必要である。より好適な範囲は０．３５〜０．４
５である。

【００３１】Ａｌ／Ｔｉ比（原子％比）のＣ値は、γ′
相を構成する上で重要である。Ａｌ／Ｔｉ比のＣ値が
１．１より小さいと、７００℃以上の高温で長時間保持
した際に、γ′相が強化に寄与しない安定相であるη相
へ変態するために、高温強度が大きく低下する危険性が
ある。また、１．８を越えると、γ′相は安定にはなる
が、強化が十分にされないため、十分に強度を高めるこ
とができず、かえって高温強度が低下するようになる。
したがって、Ａｌ／Ｔｉ比のＣ値は１．１〜１．８とし
た。より好適な範囲は、１．３〜１．７である。

【００３２】また、Ｔｉ／Ｎｂ比（原子％比）のＤ値も
γ′相を構成する上で重要である。Ｔｉ／Ｎｂ比のＤ値
が０．４より小さいと、γ′相に固溶するＮｂの割合が
増加して耐力は上昇するが、冷間加工性と熱間加工性が
大きく低下するので好ましくない。また、Ｔｉ／Ｎｂ比
のＤ値が１．０を越えると耐力が大きく低下するために
高温で長時間使用する場合に材料が塑性変形しやすくな
り、高温においてセラミックスとの接合性が求められる
場合などに好ましくない。したがって、Ｔｉ／Ｎｂ比の
Ｄ値は０．４〜１．０とした。より好ましい範囲は０．
６〜０．８である。

【００３３】Ｎｉは、Ｃｏ、Ｆｅとともにマトリックス
を構成し、ＦｅとＣｏおよびＮｉの比は合金の熱膨張係
数と金属間化合物の析出形態に著しく影響を及ぼす。本
発明合金は、従来合金を超える最も高いレベルの高温強
度を付与するために、ＴｉやＮｂやＡｌなどの析出強化
元素を多く含むが、同時に従来合金にないＦｅ、Ｃｏ、
Ｎｉの割合を見出して高い高温引張強さと低熱膨張係数
の両立を可能にしたものである。すなわち、本発明合金
のＦｅとＣｏとＮｉの量とその割合により、微細球状の
Ｌａｖｅｓ相の析出量が多くなり、粒界強化に役立ち、
高温のクリープ破断強度強度が高められている。

【００３４】Ｎｉはγ′相の構成元素でもあるので、
γ′相が十分に析出し、析出したあとも基地が安定なオ
ーステナイト相となりうるだけの十分なＮｉ量が必要で
ある。そのために必要なＮｉ量は３０％以上である。逆
に３５％以上のＮｉは熱膨張係数を増加させ、Ｌａｖｅ
ｓ相の析出量を減少させるので、結晶粒の微細化や粒界
強化が困難となり、本発明の目的が達成できなくなる。
したがって、Ｎｉは３０〜３５％であることが重要であ
る。望ましいＮｉの範囲は３０．５〜３２．５％であ
る。

【００３５】ＣｏもＮｉと同様Ｆｅとともにマトリック
スを構成し、熱膨張係数の低下とＬａｖｅｓ相の析出に
役立つ。さらに一部のＣｏはγ′相中で、Ｎｉ側に固溶
する。そのためにＣｏは２０％以上の添加を必要とす
る。逆に３０％を越えるＣｏの添加は熱膨張係数の増加
と、過度のＬａｖｅｓ相析出にともなう高温強度の低下
をまねくので、Ｃｏは２０〜３０％の範囲とする。望ま
しいＣｏの範囲は２２〜２８％である。

【００３６】ＭｏとＷは、本発明合金において必須の添
加元素ではないが、両者のうちの１種または２種を添加
することで、マトリックスを強化することができ、高温
の強度をより高めることができる。しかし、両者はとも
に合金の熱膨張係数を高めるので過度の添加は好ましく
ない。両者は同属の元素であり、比重の面からはＭｏ
が、耐酸化性においてはＷが有利である。本発明におい
てＭｏやＷを添加するときは、（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で
３．０％以下の添加とする。この量であれば、本発明合
金の熱膨張特性、耐酸化性、比重を特に害することなく
高温強度が向上する。

【００３７】ＢとＺｒは、１種または２種の添加で、結
晶粒界に偏析して粒界強度を高め、熱間加工性とクリー
プ破断強度の向上に寄与する。その効果は極く微量の添
加から現れ、多量の添加は逆に合金の初期溶融温度を低
下させて熱間加工性を害するので、Ｂの場合は０．０２
％以下に、Ｚｒの場合は０．１％以下に限定する。

【００３８】また、Ｙと希土類金属（ＲＥＭ）の１種ま
たは２種は、それぞれ単独および複合でＣｒ₂ Ｏ₃ の密
着性を増して耐酸化性の改善に寄与するため、選択元素
として添加できる。ＹとＲＥＭの耐酸化性改善の効果は
ともにごく少量の添加から現れるが、過度の添加はＹま
たはＲＥＭとＮｉ，Ｆｅ，Ｃｏの金属間化合物を晶出
し、その共晶温度が合金の熱間加工温度よりも低くなる
ために、合金の熱間加工性を低下させる。したがって、
Ｙは０．２％以下、ＲＥＭは０．２％以下の添加とす
る。

【００３９】さらに、選択添加元素として、ＭｇとＣａ
の１種または２種を添加することは、それぞれ単独およ
び複合で脱酸・脱硫効果を高めるとともに、合金の熱間
加工性と高温延性を高める効果をもつ。そのために、Ｍ
ｇは０．０２％以下、Ｃａは０．０２％以下の範囲で添
加できる。

【００４０】上述の添加合金元素の他に下記の合金元素
は、以下に示す範囲で含有するならば特性上とくに問題
とはならないが、いずれも極力低い方が望ましい。質量
％で、Ｖ≦１％、Ｃｕ≦１％、Ｒｅ≦１％、Ｈｆ≦０．
２％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．０
０５、Ｎ≦０．００５％以上述べた元素の他は、残部Ｆ
ｅで構成される。

【００４１】次に、本発明合金の特性を規定した理由に
ついて述べる。高温強度が低いと、使用の際に材料が軟
化してしまうために、接合部材としての機能を果たさな
くなる。この機能を果たすために要求される強度とし
て、８００℃における高温引張強さが５００ＭＰａ以上
を規定した。

【００４２】また、高温の熱膨脹係数が大きくなると、
各部品や部材間のクリアランスを常温から高温まで一定
に保つことが困難になるので、合金はセラミックスなど
に近い低熱膨脹係数が要求される。そこで、３０〜５０
０℃の平均熱膨張係数を１２×１０^-6／℃以下に規定し
た。

【００４３】さらに、耐酸化性の良好でない合金は高温
中で使用すると、形成する酸化層の密着性が不十分で酸
化層が剥離するために、各部品や部材間の接合が劣化
し、またクリアランスを常温から高温まで一定に保つこ
とが困難になる。そこで、緻密で密着性の良い酸化層を
形成し良好な耐酸化性を示す数値として、８００℃の大
気中で１００ｈｒ加熱後の酸化増量を３．０ｇ／ｍ² 以
下とした。

【００４４】本発明合金の溶製は、真空溶解で製造され
ることが望ましい。インゴット重量が２００〜３００ｋ
ｇ以下の場合は、真空の１回溶解のみでも良好な特性が
得られるが、それより大きな重量のインゴットを製造す
る場合は、エレクトロスラグ再溶解や真空アーク再溶解
等の組織改善効果の高い再溶解によるインゴットの製造
がより望ましい。

【００４５】このようなインゴットは通常の超耐熱合金
と同様の熱間加工プロセスによって熱間成形が可能であ
る。さらに必要に応じて冷間の成形を加えて目的とする
製品形状に仕上げることができる。固溶化処理は、Ｌａ
ｖｅｓ相が残存あるいは析出するとともにγ′相が十分
に固溶する温度範囲で行なう。固溶化処理の好ましい温
度は８５０〜１１００℃である。固溶化処理に先立つ熱
間加工が、固溶化処理を代用できる場合は固溶化処理を
省略してもよい。時効処理は、γ′相が基地と十分整合
し数１０ｎｍ程度の微細析出粒子として析出する温度で
実施する。時効処理の望ましい温度範囲は６００〜８５
０℃である。

【００４６】

【実施例】表１及び表２に示す化学組成の合金を、真空
誘導溶解炉により溶解して１０ｋｇのインゴットにし
た。Ｎｏ．１〜９は本発明合金、Ｎｏ．１１は前記特開
平６−２２８７１４号に記載の従来合金である。比較合
金のＮｏ．２１、２２は前記特開昭５３−６２２５号に
記載の合金、Ｎｏ．２３はＮｏ．２２に類似するＣｒ無
添加の合金、Ｎｏ．２４はＮｉべ−スのＷＡＳＰＡＬＯ
Ｙに相当する成分の合金である。また、表２には併せて
前記Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ値の計算値を示す。

【００４７】

【表１】

【００４８】

【表２】

【００４９】上記の各合金のインゴットを、熱間で鍛伸
して３０ｍｍ角の試料とした。その後、すべての合金を
９８０℃×１ｈｒ保持後水冷する固溶化処理を施した。
時効処理は、Ｎｏ．１〜９、１１、２１〜２３の合金
は、７２０℃×８ｈｒ保持後、５５℃／ｈｒの冷却速度
で６２０℃まで冷却し、引続き８ｈ保持後空冷の熱処理
を実施した。Ｎｏ．２４合金は、８４３℃×４ｈｒ保持
後空冷した後、さらに７６０℃×１６ｈｒ保持後空冷す
る２段時効処理を施した。

【００５０】この各試験片について、常温及び高温の引
張試験、熱膨張測定、及び高温耐酸化試験を行った。高
温引張試験は、８００℃においてＡＳＴＭの試験方法に
基づき、平行部直径６．３５ｍｍ、標点間距離２５．４
ｍｍの引張試験片で実施し、引張強さ及び０．２％耐力
を測定した。熱膨張係数の測定は示差熱膨張測定装置に
より３０℃から５００℃および８００℃までの平均熱膨
張係数を測定した。耐酸化試験は、直径１０ｍｍ、長さ
２０ｍｍの丸棒試験片を、大気中雰囲気で８００℃×１
００ｈｒの加熱を行った後、酸化増量値を測定して耐酸
化性を評価した。表３に機械的性質を示す。

【００５１】

【表３】

【００５２】表３から、まず常温の引張特性を見ると、
本発明の合金Ｎｏ．１〜９の引張強さは１４００ＭＰａ
台で、１２００〜１３００ＭＰａ台の従来合金Ｎｏ．１
１や比較合金Ｎｏ．２１〜２４に比して高い強度を有し
ている。耐力についても同様である。

【００５３】８００℃の高温引張強さにおいても、本発
明合金は代表的なＮｉ基耐熱合金の比較合金Ｎｏ．２４
（ＷＡＳＰＡＬＯＹ）には劣るものの、低熱膨張のＦｅ
基耐熱合金の中では非常に優れた引張強さと耐力比（耐
力／引張強さ）を有する。

【００５４】すなわち、高温引張強さで見ると、本発明
合金Ｎｏ．１〜９はいずれも５００ＭＰａ以上の引張強
さを示しており、良好な高温引張強さを有している。こ
の値は、Ｎｉ基の比較合金Ｎｏ．２４（ＷＡＳＰＡＬＯ
Ｙ）より低いが、Ｆｅ基合金としては、従来の低膨張合
金では得られなかった強度である。この中でも、Ａ値が
最も高い合金Ｎｏ．６は最も高い高温引張り強さを有す
る。一方、Ａ値が高くてもＢ値，Ｃ値が高めの合金Ｎ
ｏ．２やＮｏ．７は、強度がＮｏ．６に比較してやや低
くなる。また、発明合金の中でもＣｒ量の少ないＮｏ．
２、Ｎｏ．３、Ｎｏ．８は低めの高温引張り強さを示
す。上記の事実から、Ｃｒが高温引張り強さの向上に効
果があることが判る。これに対し、比較合金Ｎｏ．２１
〜２３の高温引張り強さは、約２００〜２７０ＭＰａで
ある。このように本発明合金が良好な高温引張強さを示
すのは、化学成分の他にＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄの規定値をすべ
て満足しているためである。従来合金Ｎｏ．１１はＴｉ
量の他にＡ値が、比較合金Ｎｏ．２１はＡ値、Ｃ値が、
Ｎｏ．２２はＡ値が、Ｎｏ．２３はＢ値、Ｃ値が低いた
めに、いずれも高温引張り強さが低くなっている。

【００５５】高温における０．２％耐力も、本発明合金
Ｎｏ．１〜９は、従来合金Ｎｏ．１１、比較合金Ｎｏ．
２１〜２３よりも高く、耐力比（耐力／引張強さ）で見
ても、Ｎｏ．２１〜２３よりはるかに高い。以上のよう
に本発明合金は、常温から高温まで高い強度を有する。

【００５６】表４に膨脹係数と酸化増量のデータを示
す。

【００５７】

【表４】

【００５８】熱膨脹係数を見ると、本発明合金は３０〜
５００℃において、９．４〜１１．４×１０^-6／℃、３
０〜８００℃において、約１４．８×１０^-6／℃で、従
来合金Ｎｏ．１１、比較合金Ｎｏ．２１、２２とほぼ同
等の低熱膨張を示している。この値はＮｉ基のＮｏ．２
４より低い値である。また比較合金Ｎｏ．２３はＣｒを
含有しないので、熱膨脹係数は低いが下記の耐酸化性に
おいて著しく劣る。

【００５９】耐酸化性について見ると、前述のようにＣ
ｒを無添加としたＮｏ．２３合金は、熱膨張係数は低い
ものの、Ｃｒ無添加であるために耐酸化性が低下する。
本発明合金は、従来合金Ｎｏ．１１、比較合金Ｎｏ．２
１〜２３と比較して同等以上の耐酸化性を有し、従来の
Ｎｉべ−ス合金の代表であるＮｏ．２４合金（ＷＡＳＰ
ＡＬＯＹ）と比較してもより高い耐酸化性を有する。

【００６０】上述のように本発明合金は、従来の低熱膨
張耐熱合金と同等の熱膨脹係数を有しながら、それら合
金より常温から高温まで高い強度を有するＦｅ基耐熱合
金である。また、高温耐酸化性においても従来合金やＮ
ｉ基耐熱合金より優れる。

【００６１】

【発明の効果】本発明の合金をガスタービン部品、セラ
ミックス接合部品および超硬合金接合部品等の用途に使
用すれば、従来合金では得られなかった高い高温強度、
高い高温耐酸化性ならびに低熱膨張特性を同時に満足す
ることができ、常温から高温まで高強度で、かつ各種の
部材や部品間に設けられたクリアランスを常温から高温
まで一定量に維持することが必要な構造用材料への長時
間の適応が可能となる。また、セラミックスや超硬合金
のような低熱膨張材料との接合に際し高強度で信頼性の
高い接合が長時間にわたり得られる。さらに、これらの
用途以外の部品への適用に際しても、発明合金が有する
高温強度、耐酸化性および熱膨張特性の特色を生かした
部品ならば、いずれも良好な特性が得られる。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１２年２月２８日（２０００．２．２
８）

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】特許請求の範囲

【補正方法】変更

【補正内容】

【特許請求の範囲】

【請求項４】 ８００℃における高温引張強さが５００
ＭＰａ以上で、３０〜５００℃の平均熱膨張係数が１２
×１０^-6／℃以下で、８００℃の大気中で１００ｈｒ加
熱後の酸化増量が３．０ｇ／ｍ² 以下であることを特徴
とする請求項１から３のいずれかに記載の高温強度に優
れた低熱膨張Ｆｅ基耐熱合金。 ─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１２年３月１日（２０００．３．１）

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５７】

【表４】

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％にて、Ｃ：０．２以下、Ｓｉ：
   １．０以下、Ｍｎ：２．０以下、Ｃｒ：２．０〜８．
   ０、Ａｌ：１．０〜２．０、Ｔｉ：１．２〜２．５、Ｎ
   ｂ：３．０〜６．０、Ｎｉ：３０〜３５、Ｃｏ：２０〜
   ３０を含有し、かつ質量％で、 Ａ値＝（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）：６．２以上、 質量％比で Ｂ値＝３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋
   Ｎｂ）：０．３〜０．５、 原子％比で、 Ｃ値＝（Ａｌ／Ｔｉ）：１．１〜１．８、 Ｄ値＝（Ｔｉ／Ｎｂ）：０．４〜１．０の関係を有し、
   残部は不純物を除き実質的にＦｅからなることを特徴と
   する耐酸化性に優れた低熱膨張の高強度Ｆｅ基耐熱合
   金。
2. 【請求項２】 さらに、質量％にて、（Ｍｏ＋０．５
   Ｗ）：３．０以下のＭｏとＷの１種または２種を含有す
   ることを特徴とする請求項１に記載の耐酸化性に優れた
   低熱膨張の高強度Ｆｅ基耐熱合金。
3. 【請求項３】 さらに、第１グループとして、 質量％にて、Ｂ：０．０２以下とＺｒ：０．１以下の１
   種または２種、第２グループとして、 質量％にて、Ｙ：０．２以下とＲＥＭ：０．２以下の１
   種または２種、第３グループとして、質量％にて、Ｍｇ
   ０．０２％以下とＣａ０．０２％以下の１種または２
   種、のいずれかの１グループ若しくは２以上のグループ
   を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐酸化
   性に優れた低熱膨張の高強度Ｆｅ基耐熱合金。
4. 【請求項４】 ８００℃における高温引張強さが５００
   ＭＰａ以上で、３０〜５００℃の平均熱膨張係数が１２
   ×１０^-6／℃以下で、８００℃の大気中で１００ｈｒ加
   熱後の酸化増量が３．０ｇ／ｍ² 以下であることを特徴
   とする請求項１から３のいずれかに記載の耐酸化性に優
   れた低熱膨張の高強度Ｆｅ基耐熱合金。