JP2017190493A - Ｎｉ基超合金およびＮｉ基超合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】固溶強化型のＮｉ基超合金の高温延性を、大型の材料においても良好な特性を得るものとする。
【解決手段】固溶強化型のＮｉ基超合金であって、合金内の粒界の長さに対して炭化物で被覆された粒界の長さの割合で定義される粒界被覆率を３０％以上とし、その製造に際し、１０５０℃〜１２００℃の温度範囲において溶体化熱処理し、その後、７００〜７５０℃の温度範囲の時効処理または、前段で７００〜７５０℃の温度範囲で行う加熱と、後段で６３０〜６７０℃の温度範囲で行う２回時効熱処理を行う。
【選択図】図１

Description

この発明は、高温延性に優れたＮｉ基超合金に関するものである。

近年の火力発電においては、発電効率の向上やＣＯ_２ガス排出量の低減を目指してますます高温の蒸気を利用することが求められており、７００℃を超える温度の蒸気を利用する技術の開発も進められている。このような高温環境下においては、火力発電プラントの主要大型鍛造部材である蒸気タービンロータなどに従来のＦｅ基合金を適用することができず、Ｎｉ基超合金の適用が望まれている。

一般的なＮｉ基超合金の大型鍛造部材は、ここでは製品重量が１トン以上の部材を大型鍛造部材とするが、溶体化熱処理とそれに続いて時効熱処理が施される。溶体化熱処理においては、鍛造中に生成した炭化物を適度に固溶させる。時効熱処理においては、溶体化熱処理中に合金中に固溶したＣやその他の合金元素を再び粒内や粒界に析出させ、所望の組織を形成させる。Ｎｉ基超合金の高温延性は時効後の組織に強く依存する。そのため、Ｎｉ基超合金の大型鍛造部材において所望の高温延性を具備させるには、溶体化熱処理で適切な量の炭化物を固溶させ、さらに時効熱処理で適切な量の析出物を析出させることが必要である。具体的な指標として、溶体化熱処理中に固溶しなかった炭化物、すなわち未固溶炭化物の量や大きさを把握することが重要である。また、特に粒界に析出物を析出させるタイプのＮｉ基超合金では、粒界がどのくらい析出物によって被覆されたかを示す粒界被覆率が重要な指標となる。

特開２００８−５０６６４号公報 特開２０１２−２１９３３９号公報 特開２０１１−８４８１２号公報

従来、Ｎｉ基あるいはＮｉ−Ｆｅ基超合金大型鍛造部材に関する技術はいくつか開示されている。例えば特許文献１は、高温延性に優れたＮｉ−Ｆｅ基超合金とその蒸気タービンロータに関するものであるが、特許文献１では上記の未固溶炭化物、粒界被覆率のいずれにも言及がなく、これらの観点での評価はなされていない。

また特許文献２は、粒界にＭＣあるいはＭ_２３Ｃ_６型（Ｍ：金属元素，Ｃ：炭素）の炭化物を、粒界の炭化物の面積率を結晶粒内の炭化物の面積率で除した値として定義される炭化物面積比率が０．６〜３．０を満たすように析出させ、火力発電タービンロータ用Ｎｉ基超合金の粒界強化を図っている。しかし特許文献２で扱う炭化物面積比率は結晶粒内の炭化物量に左右され、粒界に対する効果のみを適切に表していない可能性がある。特許文献２でも未固溶炭化物や冷却速度に関する記述はないため、これらの影響を除外した評価となっており、Ｎｉ基超合金大型鍛造部材への適性を評価するには不十分と考えられる。

特許文献３では炭化物の粒界被覆率を５０％に規定し、かつ、結晶粒界１０μｍ当たりの析出物量を３個以上と規定することによってクリープ延性の向上を図っているが、上記の観点から着目すべきは未固溶炭化物の量と大きさであり、Ｎｉ基超合金大型鍛造部材としての適性評価には不十分と考えられる。

本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、大型鍛造部材においても、高温延性に影響を及ぼす粒界被覆率を適切に制御することによって、高温において優れた延性を示し、造部材用として好適なＮｉ基超合金を提供することを目的としている。

すなわち、本発明のＮｉ基超合金のうち、第１の形態は、固溶強化型のＮｉ基超合金であって、合金内の粒界の長さに対して炭化物で被覆された粒界の長さの割合で定義される粒界被覆率が３０％以上であることを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の発明は、前記形態の本発明において、粒界がＭ_６ＣおよびＭ_２３Ｃ_６型の炭化物の析出によって粒界強化されていることを特徴とする。
ただし、Ｍは合金中の炭化物形成元素である

他の形態のＮｉ基超合金の発明は、前記形態の本発明において、未固溶炭化物の平均円相当径が０．８５〜０．９５μｍであることを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の発明は、前記形態の本発明において、未固溶炭化物の平均数密度が、１．８×１０^−２〜２．４×１０^−２個／μｍ^２であることを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の発明は、前記形態の本発明において、質量％で、Ｃ：０．０１−０．１５％、Ｃｒ：１０−２５％、Ｃｏ：５−２０％、Ｍｏ：５−１５％、Ａｌ：０．５−２％を含み、残部をＮｉおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の発明は、前記形態の本発明において、前記組成に、さらに、質量％で、Ｆｅ：３％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｂ：０．００６％以下を含有することを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の発明は、前記形態の本発明において、蒸気タービン材料に使用されることを特徴とする。

本発明のＮｉ基超合金の製造方法のうち、第１の形態は、固溶強化型のＮｉ基超合金の製造方法であって、
１０５０℃〜１２００℃の温度範囲において溶体化熱処理し、その後、時効処理を行うことを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の製造方法の発明は、前記形態の本発明において、前記時効処理を、７００〜７５０℃の温度範囲において行うことを特徴とする。

他の形態のＮｉ基超合金の製造方法の発明は、前記形態の本発明において、前記時効処理を、前段で７００〜７５０℃の温度範囲で行う加熱と、後段で６３０〜６７０℃の温度範囲で行う２回時効熱処理で行うことを特徴とする。

以下に本発明で規定した技術的項目について説明する。

粒界被覆率：３０〜１００％
高温において粒界は変形が起こりやすい弱化因子となる。炭化物により粒界を被覆すると、被覆された部分の粒界近傍での転位の集積およびサブグレイン化が抑制されるため、高温において粒界近傍での局所的かつ急激な変形が起こりにくくなる。そのため、変形は粒界近傍のみならず粒内でも起こり、伸びや絞りといった延性が向上する。このような効果を得るためには、炭化物による粒界被覆率を３０％以上にする必要がある。なお、同様の理由で、下限を４０％とするのが一層望ましい。

未固溶炭化物の大きさ：平均円相当径換算で０．８５〜０．９５μｍ
未固溶炭化物の大きさは母相内に固溶しているＣ原子の量に依存しているため、所望の粒界被覆率を確保するには未固溶炭化物の大きさを制御するのが望ましい。
未固溶炭化物の平均円相当径が０．９５μｍを超えると、母相内のＣ原子が欠乏し粒界被覆率が３０％未満となる。一方、未固溶炭化物の平均円相当径が０．８５μｍを下回る場合、母相内に過剰なＣ原子が固溶し粒界炭化物の粗大化を招くおそれがある。従って、未固溶炭化物の大きさは平均円相当径換算で０．８５〜０．９５μｍの範囲とすることが望ましい。なお、同様の理由で、下限を０．８７μｍ、上限を０．９３μｍとするのが一層望ましい。

未固溶炭化物の量：平均数密度換算で１．８×１０^−２〜２．４×１０^−２個／μｍ^２
未固溶炭化物の量も母相内に固溶しているＣ原子の量を左右する。未固溶炭化物の平均数密度が２．４×１０^−２個／μｍ^２を超えると、母相内のＣ原子が欠乏し、粒界被覆率が３０％未満となる。一方、未固溶炭化物の平均数密度が１．８×１０^−２個／μｍ^２を下回る場合、母相内に固溶しているＣ原子が過剰となり粒界炭化物の粗大化につながる可能性が懸念される。従って、未固溶炭化物の量は平均数密度で１．８×１０^−２〜２．４×１０^−２個／μｍ^２の範囲とすることが望ましい。なお、同様の理由で、下限を１．９×１０^−２個／μｍ^２、上限を２．２×１０^−２個／μｍ^２とするのが一層望ましい。

以下に、本発明を好適に適用可能な組成について説明する。なお、以下の成分は、いずれも質量％で示されている。

Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは炭化物を形成して合金の結晶粒粗大化を抑制し、粒界に析出して高温強度を向上させる添加元素であるが、含有量が少ないと強度の向上に十分な効果がないため少なくとも０．０１％以上の含有が必要である。しかし、含有量が多すぎると過剰な炭化物が形成されてγ´相など他の有用な析出量が減少するなど悪影響が懸念されるので、上限は０．１５％とする。なお、同様の理由により下限を０．０３％、上限を０．１０％とするのが望ましい。

Ｃｒ：１０〜２５％
Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性、強度を高めるために必要な元素である。また、Ｃと結合して炭化物を生成し高温強度を高める。しかし、含有量が多すぎるとマトリクスの不安定化を招き、σ相やα−Ｃｒなどの有害なＴＣＰ相の生成を助長して延性や靭性に悪影響をもたらす。従って、Ｃｒの含有量は１０〜２５％に限定する。同様の理由により、下限は１８％、上限は２３％とするのが望ましい。

Ｃｏ：５〜２０％
ＣｏはＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗといった合金元素の分配係数を１に近づけて合金の偏析性を改善する元素である。Ｃｏを５％以上含まないと上記の効果が十分得られず、２０％を超えると鍛造性を悪化させるだけでなく、ラーベス相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがってＣｏの含有量は５〜２０％の範囲に限定する。同様の理由で、下限を１０％、上限を１５％とすることが望ましい。

Ｍｏ：５〜１５％
Ｍｏは主にマトリクスに固溶してこれを強化するとともに、γ´相に固溶して同相のＡｌサイトに置換することにより同相の安定性を高めるので、高温強度と組織安定性をともに高めるのに有効である。Ｍｏ含有量が５％未満では上記効果が不十分であり、１５％を超えるとラーベス相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがって、Ｍｏの含有量は５〜１５％の範囲に限定する。同様の理由で下限を８％、上限を１２％とするのが望ましい。

Ａｌ：０．５〜２％
ＡｌはＮｉと結合してγ´相を析出させ、合金の析出強化に寄与する。しかし含有量が多すぎるとγ´相が粒界に凝集して粗大化し、高温での機械的特性を著しく損ねるほか、熱間加工性も低下させる。従って、Ａｌ含有量は０．５〜２％に限定する。同様の理由で下限は０．８％、上限は１．２％とすることが望ましい。

Ｆｅ：３％以下
Ｆｅは含有量を多くすると合金のコスト低減に効果があるため所望により含有させる。しかし過剰にＦｅを含有させるとラーベス相が生成し、熱間延性低下など材料特性の悪化を招く。そのため、所望により含有させるＦｅの含有量は３％以下とする。同様の理由で、下限は０．５％、上限は１．５％とすることが望ましい。

Ｔｉ：１％以下
Ｔｉは主にＭＣ炭化物を形成して合金の結晶粒粗大化を抑制するとともに、Ｎｉと結合してγ´相を析出させ、合金の析出強化に寄与するため所望により含有させる。しかし過度に含有させると高温でのγ´相の安定性を低下させ、さらにη相を生成し強度や延性、靭性、高温長時間での組織安定性を損ねる。従って、所望により含有させるＴｉの含有量は１％以下に限定する。同様の理由により、下限は０．１％、上限は０．５％とすることが望ましい。

Ｂ：０．００６％以下
Ｂは粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界脆化を招く。したがって、所望により含有させるＢの含有量は０．００６％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．００１％以上含有するのが望ましく、また上記と同様の理由により、さらに下限を０．００２％、上限を０．００５％とするのが望ましい。

以下に本発明の熱処理条件を決定した理由を説明する。

溶体化熱処理条件：１０５０℃〜１２００℃，１〜１０時間
一般的に、固溶強化型Ｎｉ基超合金においては鍛造工程中に析出した炭化物が溶体化熱処理工程において母相に固溶し、続く時効熱処理において母相中に固溶したＣ原子や合金元素原子が粒界炭化物を形成する。
この一連の熱処理において、溶体化処理温度が１０５０℃を下回ると炭化物の固溶が進まず、時効熱処理において十分な量の粒界炭化物が析出しない。一方、溶体化熱処理温度が１２００℃を上回ると結晶粒が著しく粗大化し、機械的性質や非破壊検査における超音波の浸透性などに悪影響をもたらす。例えば、Ｎｉ基超合金であるＡｌｌｏｙ６１７では、溶体化熱処理温度が１０５０℃を下回ると鍛造工程中に析出した炭化物の固溶が進まず、粒界炭化物を形成するに十分な量のＣ原子や合金元素原子が母相に固溶しないため粒界被覆率が３０％未満となる。一方、溶体化熱処理温度が１２００℃を上回ると鍛造工程中に析出した炭化物が過剰に固溶し、粒界ピン止め効果が失われて、例えば結晶粒度番号が１以下になるなど結晶粒が著しく粗大化する。従って、溶体化処理温度は１０５０℃〜１２００℃が望ましい。同様の理由により、溶体化処理温度の下限は１０７０℃が一層望ましく、上限は１１２０℃が一層望ましい。

また、溶体化熱処理の効果を十分発現させるには１時間以上保持する必要があるが、１０時間を超える保持時間では溶体化熱処理の効果が飽和するだけでなく過剰な熱処理コスト発生にもつながるため、保持時間は１〜１０時間の範囲とすることが望ましい。なお、Ｎｉ基超合金大型鍛造部材では中心部と表面部の温度差をなくすため、部材の大きさに応じて溶体化熱処理時間の範囲を１〜１０時間の範囲で調節できる。
なお、同様の理由で保持時間は下限を３時間とするのが一層望ましく、上限を７時間とすることが一層望ましい。

時効熱処理条件：
１段目 ７００〜７５０℃，１〜１２０時間
２段目 ６３０〜６７０℃，１〜５０時間
固溶強化型Ｎｉ基超合金では通常、溶体化熱処理のみを行って使用に供するが、その場合は十分な量の粒界炭化物を形成することが出来ず、粒界被覆率が３０％未満となる。そのため、本発明においては時効熱処理を実施する。
１段目の時効熱処理温度の７００〜７５０℃においては、粒内に強化相であるガンマプライム相が析出する一方で、粒界にはＭ６Ｃ型の炭化物が析出する。１段目時効温度が７００℃を下回るとＣおよび炭化物形成元素の拡散速度が小さくなるため、所望の量の粒界炭化物が析出しなくなる。また、１段目時効温度が７５０℃を超えると炭化物およびガンマプライム相の析出ノーズから外れるため、それぞれの析出量低下が懸念される。従って、１段目時効温度範囲は７００〜７５０℃とすることが望ましい。
また、１段目の時効熱処理で所望の効果を発現させるには１時間以上の保持時間とする必要があるが、１２０時間を超えて時効熱処理を施すとガンマプライム相の粗大化による合金の強度低下が懸念される。そのため、１段目時効時間は１〜１２０時間の範囲とすることが望ましい。

本発明では、１段目の時効処理のみで時効を完結しても良いが、さらに、２段目を行うようにしてもよい。
２段目の時効熱処理温度の６３０〜６７０℃においては、粒界にＭ_２３Ｃ_６型の炭化物が析出して粒界被覆率を上げることができる。２段目時効温度が６３０℃を下回るとＣおよび炭化物形成元素の拡散速度が小さくなるため、所望の量の粒界炭化物が析出しなくなる。一方、Ｍ_２３Ｃ_６型の炭化物は成長速度が比較的大きいため、２段目時効温度が６７０℃を超えるとＭ_２３Ｃ_６型炭化物の粗大化が起こり、粒界を適切に被覆することができない。従って、２段目時効温度範囲は６３０〜６７０℃とすることが望ましい。
２段目時効の効果を十分に発現させるためには保持時間を１時間以上とする必要があるが、前述のようにＭ_２３Ｃ_６型の炭化物は成長が速いため、保持時間が５０時間を超えると粗大化するおそれがある。従って、２段目時効時間は１〜５０時間の範囲とすることが望ましい。なお、結晶粒の大きさによっては１段目の時効熱処理を行えば粒界の炭化物析出サイトが消費され、続く２段目の時効熱処理でＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出サイトが残されていない場合もある。そのため、２段目の時効熱処理は必ずしも必須ではない。

以上説明したように、本発明によれば、粒界被覆率を適切に制御して、高温において優れた延性を示すＮｉ基超合金を提供することを目的としている。

本発明の実施例における、室温と７００℃における伸びと粒界被覆率の関係を示すグラフである。 同じく、粒界被覆率と未固溶炭化物の平均円相当径の関係を示すグラフである。 同じく、粒界被覆率と未固溶炭化物の平均数密度の関係を示すグラフである。

以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明のＮｉ基合金は、固溶強化型のものであり、代表的には、ＡＳＭＥ／ＡＳＴＭ ＵＮＳＮ０６６１７／Ｗ．Ｎｒ．２．４６６３ａで規定されるＡｌｌｏｙ６１７などの組成が示される。

本発明のＮｉ基合金は、常法により溶製することができ、本発明としては特に溶製の方法が限定されるものではない。
該Ｎｉ基合金は、溶製後、溶体化処理、時効処理を行う。
溶体化は、例えば１０５０〜１２００℃で、１〜１０時間の条件で行うことができる。また、時効処理は、少なくとも１段で行う処理が望ましく、７００〜７５０℃で、１〜１２０時間の範囲で行うことができる。また、２段目を行う場合には、６３０〜６７０℃で、１〜５０時間の範囲で行うことができる。

また、Ｎｉ基合金は所望により鍛造等の加工を行うことができる。加工における条件は、本願発明は特に限定されるものではない。

この発明による主たる効果として、７００℃において優れた延性を有し、大型鍛造部材用に好適なＮｉ基超合金を提供することが可能となる。さらに従たる効果として、該発明合金を高効率発電プラントの蒸気タービンロータ等の高温部材に適用することにより、発電効率の向上やＣＯ_２ガス排出量の低減が期待できる。

質量％で、Ｃ：０．０５％、Ｃｒ：２２．３％、Ｃｏ：１２．５％、Ｍｏ：９．７％、Ａｌ：１．０％、Ｔｉ：０．４％、Ｂ：０．００２９％を含むＮｉ基超合金の５０ｋｇ丸型インゴットを真空誘導溶解法により溶製し、これを鍛造して板にした。鍛造板を適当な大きさに切り出し、１１００℃×３ｈの溶体化熱処理後、１１００℃から６００℃までの平均冷却速度を０．５、３、１０、１００℃／ｍｉｎに制御して室温まで冷却した。続いて、７２５℃×１００ｈおよび６５０℃×２４ｈの２回時効熱処理を行い試験材とした。

時効熱処理後、試験材を機械加工し、組織観察試験片と引張試験片にした。引張試験片の標点間距離は４０ｍｍとした。
引張試験温度は室温と７００℃とし、破断前後の標点間距離の比から伸び（塑性伸び）を求めた。
組織観察は電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて行い、各試料につき倍率３０００倍で１０視野（１視野面積：１０８０μｍ^２）で撮影し、それぞれの視野内の全粒界長さに対して炭化物で被覆された粒界長さの比を求め、これを平均して粒界被覆率とした。
また、各視野内の未固溶炭化物の個数と面積を画像解析ソフトと用いて計測した。未固溶炭化物の大きさは、各視野における個々の未固溶炭化物の面積を画像解析ソフトで計測し、これと同じ面積を持つ円の直径、すなわち円相当径に換算し、換算した円相当径を平均して得られる平均円相当径として表記した。未固溶炭化物の数密度は、視野ごとの未固溶炭化物の個数を観察視野の面積で除した値を算出し、これを観察視野数で平均した平均数密度として表記した。

表１に本実施例における室温と７００℃における伸び、粒界被覆率、未固溶炭化物の平均円相当径と平均数密度をまとめる。
図１に粒界被覆率と室温および７００℃における伸びの関係を示す。同図より、粒界被覆率が３０％以上となる網掛けの領域であれば、７００℃における伸びが３０％以上となり、粒界被覆率に依らずほぼ一定であることが判った。また、同じく粒界被覆率が３０％以上であれば、室温における伸びと７００℃における伸びの差が１０％以内となり、室温と同じ延性を有するとみなせる。粒界被覆率が３０％を下回ると、粒界被覆率の低下に伴い７００℃での伸びが低下する。
図２に粒界被覆率と未固溶炭化物の平均円相当径の関係を示す。粒界被覆率は平均円相当径の増加に伴い減少する傾向があるが、同図の網掛け部に示すように、平均円相当径が０．８５〜０．９５μｍの範囲内では粒界被覆率が３０％以上となることが判った。図３に粒界被覆率と未固溶炭化物の平均数密度の関係を示す。粒界被覆率は平均数密度の増加に伴い減少する傾向があるが、同図の網掛け部に示すように、平均数密度が１．８×１０^−２〜２．４×１０^−２個／μｍ^２の範囲内では粒界被覆率が３０％以上となることが判った。

以上、本発明について、上記実施形態および実施例に基づいて説明を行ったが、本発明の範囲を逸脱しない限りは、上記説明における適宜の内容の変更が可能である。

Claims (10)

1. 固溶強化型のＮｉ基超合金であって、合金内の粒界の長さに対して炭化物で被覆された粒界の長さの割合で定義される粒界被覆率が３０％以上であることを特徴とするＮｉ基超合金。
2. 粒界がＭ_６ＣおよびＭ_２３Ｃ_６型の炭化物の析出によって粒界強化されていることを特徴とする請求項１記載のＮｉ基超合金。
   ただし、Ｍは合金中の炭化物形成元素である
3. 未固溶炭化物の平均円相当径が０．８５〜０．９５μｍであることを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ基超合金。
4. 未固溶炭化物の平均数密度が、１．８×１０^−２〜２．４×１０^−２個／μｍ^２であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金。
5. 質量％で、Ｃ：０．０１−０．１５％、Ｃｒ：１０−２５％、Ｃｏ：５−２０％、Ｍｏ：５−１５％、Ａｌ：０．５−２％を含み、残部をＮｉおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金。
6. 上記組成にさらに、質量％でＦｅ：３％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｂ：０．００６％以下を含むことを特徴とする請求項５に記載のＮｉ基超合金。
7. 蒸気タービン材料に使用されることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金。
8. 固溶強化型のＮｉ基超合金の製造方法であって、
   １０５０℃〜１２００℃の温度範囲において溶体化熱処理し、その後、時効処理を行うことを特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
9. 前記時効処理を、７００〜７５０℃の温度範囲において行うことを特徴とする請求項７記載のＮｉ基超合金の製造方法。
10. 前記時効処理を、前段で７００〜７５０℃の温度範囲で行う加熱と、後段で６３０〜６７０℃の温度範囲で行う２回時効熱処理で行うことを特徴とする請求項７記載のＮｉ基超合金の製造方法。

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