JP2019044209A - 積層造形用Ni基超合金粉末 - Google Patents
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Abstract
Description
その発明の要旨とするところは、
(1)質量%で、C:0.001〜0.3%、Cr:9.0〜25.0%、Ti+Al:1.0〜10.0%、Mo:0.1〜10.0%、Nb:0.1〜7.0%、Zr、Y、Hfの少なくとも1種以上を、Zr:0.1〜2.0%、Y:0.2〜2.0%、Hf:0.1〜2.0%の量で含有し、残部をNiおよび不可避的不純物からなることを特徴とするNi基超合金粉末。
ただし、TRは0℃から50℃までの温度を、THは50℃から760℃までの温度を示す。0.4≦ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTR≦1.0 ・・・(1)
また、D50の単位はμm、TDの単位はMg/m3にある。
Ni基超合金は、一般の鋳造、鍛造プロセスを母材に作製した際と同様、急速溶融急冷凝固プロセスで造形体を作製した場合、高温域では特性が悪化する傾向がある。この悪化の状況を調査した結果、常温では確認できない非常に小さな介在物、酸化物が、高温では粒界境界面に存在することが分かった。急速急冷プロセスでは、一般の鋳造、鍛造プロセスよりも、短時間で溶融、凝固が繰り返されることから、不純物元素が拡散しきる前に、溶融、凝固に至る。そのため、粒界境界面に介在物、酸化物が偏析した状態になり、高温域での割れの起因点になると考えた。
C:0.001〜0.3%
本発明Ni基超合金粉末においてCは、Nb、TiなどとMC型炭化物を形成するほか、Cr、Mo、WなどとM6 C、M7 C3 、M23C6 などの炭化物をつくり合金の高温強さを高める効果があるため、0.001%以上添加することが必要である。しかし、Cを多量に添加すると、炭化物が結晶粒界に連続的に析出し、結晶粒界がぜい弱になり、耐食性、靭性が劣化するので、0.3%以下が必要である。好ましくは、0.05%以上、0.1%以下である。
本発明Ni基超合金粉末においてCrは、合金の固溶体強化と耐酸化性の向上に寄与する必須元素である。9.0%未満では上記効果が得られず、25.0%を超えるとδ相が生成し、高温強度と靭性が低下するため、9.0%以上、25.0%以下とする。好ましくは13.0%以上20.0%以下である。
本発明Ni基超合金粉末においてTi、Alは、γ‘相を形成し、クリープ破断強さと耐酸化性を上げる元素であるが、10.0%を超えると高温割れが発生しやすくなり、積層造形時に割れが発生しやすくなるため、10.0%以下とする。
本発明Ni基超合金粉末においてMoは、固溶体強化に寄与し強度を高めるのに有効な元素であるため、0.1%以上含有させる必要がある。しかし、含有量が多すぎるとμ相またはσ相の生成を助長し、脆化の一因となるため、10.0%以下とする。
本発明Ni基超合金粉末においてNbは、炭化物を形成するとともにγ‘相を強化し強度を向上させるので、0.1%以上含有させる必要がある。しかし、多すぎるとラーベス相を生成して、強度を低下させるので、7.0%以下とする。
本発明Ni基超合金粉末においてZrは、酸化物、炭化物と反応して熱的に安定なZrの酸化物粒子、介在物粒子になり、生地組織を微細かつ安定化させるため0.2%以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると酸化物粒子、介在物粒子が粗大になり、高温強度を低下させるので、2.0%以下とする。
本発明Ni基超合金粉末においてYは、酸化物、炭化物と反応して熱的に安定なYの酸化物粒子、介在物粒子になり、生地組織を微細かつ安定化させるため0.2%以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると酸化物粒子、介在物粒子が粗大になり、高温強度を低下させるので、2.0%以下が良い。
本発明Ni基超合金粉末においてHfは、耐酸化性を向上させる効果があるため、必要に応じて0.1%以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると脆化相を生成して、強度、靱性を低下させるので、2.0%以下が良い。
本発明Ni基超合金粉末において、Wは、固溶体強化に寄与し強度を高めるのに有効な元素、Coは、γ‘相のNi固溶体に対する溶解度を増加させ、高温延性と高温強度を改善、Taは、炭化物を形成するとともにγ‘相を強化し強度を向上させるため、必要に応じて少なくとも1種または2種以上を合計で0.1〜40%添加できる。しかし、含有量が多すぎると脆化や強度低下に繋がるため、合計で40.0%以下とする。
本発明Ni基超合金粉末において、ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTRは0.4〜1.0である。しかし、0.4より小さい場合、常温時の特性が非常に良好だとしても、高温時での使用環境には適さない。1.0より大きいことは、通常の材料、通常の試験条件ではありえない。したがって、その範囲を0.4〜1.0とした。
本発明Ni基超合金粉末において、D50/TDは0.2〜20である。0.2未満では、微粉化により粉末の流動性が低下し、造形体の密度が低下する。20よりも大きい場合、積層造形時に粉末の一部が溶け残って焼結され、欠陥として残存する。したがって、その範囲を0.2〜20とした。
まず、添加元素Zr、Hf,Yの高温特性改善に対する影響を詳細に評価した。ベースは、代表的なNi基超合金の3鋼種(Ni−19.0Cr−3.0Mo−5.0Nb−1.5(Ti+Al)−0.05C、Ni−12.5Cr−4.2Mo−2Nb−6.9(Ti+Al)−0.1Zr−0.1C、Ni−22.5Cr−1Nb−5.5(Ti+Al)−19.0Co−2.0W−1.4Ta−0.15C)とし、添加元素Zr量を0.1〜2.0%、Y量を0.2〜2.0%、Hf量を0.1〜2.0%の範囲で変化させ、常温時(TR)と高温時(TH)のそれぞれの引張強さ比ATR/ATH、0.2%耐力比BTR/BTH、伸び比CTR/CTH、平均粒子径D50とタップ密度TDの比(D50/TD)に対する挙動を評価し、Ni基超合金のZr,Hf,Y添加量の有効組成範囲を検討した(表1、No.1〜24)。
ガスアトマイズ法により所定の成分の粉末を作製し63μm以下に分級した。ガスアトマイズは、真空中にてアルミナ製坩堝で所定の配分となる様にした原料を高周波誘導加熱で溶解し、坩堝下の直径約5mmのノズルから溶融した合金を落下させ、これに高圧アルゴンまたは高圧窒素を噴霧することで実施した。これを原料粉末とし、3次元積層造形装置(EOS−M280)を用いて各試験に供する材料を作製した。
JIS14A号 φ5試験片(φ5×GL25mm)を作製し、引張試験中に加わった最大引張応力σを引張強さ(σ=測定荷重F/断面積S)として算出した。また、荷重と伸びをグラフにプロットし、弾性領域と平行に標点距離の0.2%分だけオフセットした直線を引き、荷重曲線との交点を0.2%耐力として算出した。伸びZは、標点間距離L0が破断後にLfになったときの百分率((Lf−L0)/L0×100)として算出した。
JIS G 0567 ■―6型試験片(φ6×GL30mm)を作製し、常温引張特性と同様の測定を760℃の環境下で実施し、引張強さ、0.2%耐力、伸びを算出した。
平均粒径はレーザー回折法で評価した。タップ密度は、約50gの球状粉末を、容積100cm3のシリンダーに充填し、落下高さ10mm、タップ回数200回の時の充填密度で評価した。
(評価1)ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTR:0.9〜1.0
D50/TD:0.2〜20
(評価2)ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTR:0.5〜0.9未満
D50/TD:0.2〜20
(評価3)ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTR:0.4〜0.5未満
D50/TD:0.2〜20
(評価4)ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTR:0.4未満
D50/TD:0.2未満もしくは20より大きい
のいずれかに該当する。
(評価5)組成が本発明の範囲を外れる。
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.001〜0.3%、
Cr:9.0〜25.0%、
Ti+Al:1.0〜10.0%、
Mo:0.1〜10.0%、
Nb:0.1〜7.0%、
Zr、Y、Hfの少なくとも1種以上を、Zr:0.1〜2.0%、Y:0.2〜2.0%、Hf:0.1〜2.0%の量で含有し、残部をNiおよび不可避的不純物からなることを特徴とするNi基超合金粉末。 - 請求項1の成分に加え、更にW、Co、Taの少なくとも1種または2種以上を合計で0.1〜40.0%の量で含有することを特徴とするNi基超合金粉末。
- 積層造形法などの急速溶融急冷凝固プロセスで焼結をおこなった後の特性において、常温時(TR)と高温時(TH)のそれぞれの引張強さをATR、ATH、0.2%耐力をBTR、BTH、伸びをCTR、CTHとした時、下記(1)式を満たす請求項1または請求項2に記載のNi基超合金粉末。
TRは0℃から50℃までの温度を、THは50℃から760℃までの温度を示す。
0.4≦ATH/ATR、BTH/BTR、CTH/CTR≦1.0 ・・・(1) - 平均粒子径D50とタップ密度TDの比(D50/TD)が0.2〜20を満たす請求項1〜3のいずれか1項に記載のNi基超合金粉末。
また、D50の単位はμm、TDの単位はMg/m3。
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