JP2020143379A - コバルト基合金材料 - Google Patents
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0.08質量%以上0.25質量%以下の炭素(C)と、
0.1質量%以下のホウ素(B)と、
10質量%以上30質量%以下のクロム(Cr)とを含み、
鉄(Fe)を5質量%以下でニッケル(Ni)を30質量%以下で含み、前記Feおよび前記Niの合計が30質量%以下であり、
タングステン(W)および/またはモリブデン(Mo)を含み、前記Wおよび前記Moの合計が5質量%以上12質量%以下であり、
チタン(Ti)、ジルコニウム(Zr)、ニオブ(Nb)およびタンタル(Ta)を含み、前記Ti、前記Zr、前記Nbおよび前記Taの合計が0.5質量%以上2質量%以下であり、
0.5質量%以下のケイ素(Si)と、
0.5質量%以下のマンガン(Mn)と、
0.003質量%以上0.04質量%以下の窒素(N)とを含み、
残部がCoと不純物とからなる化学組成を有し、
前記不純物として、0.04質量%以下の酸素(O)を含む、
ことを特徴とするコバルト基合金材料を提供するものである。
(i)前記化学組成は、
前記Tiが0.01質量%以上1質量%以下であり、
前記Zrが0.05質量%以上1.5質量%以下であり、
前記Nbが0.02質量%以上1質量%以下であり、
前記Taが0.05質量%以上1.5質量%以下である。
(ii)前記化学組成は、前記不純物として、0.5質量%以下のアルミニウム(Al)を更に含む。
(iii)前記化学組成は、2質量%以下のレニウム(Re)を更に含み、
前記W、前記Moおよび前記Reの合計が5質量%以上12質量%以下である。
(iv)前記Co基合金材料は所定の選択的レーザ溶融法用の合金粉末である。
(v)前記合金粉末の粒径が5μm以上100μm以下である。
前述したように、Co基合金材では、炭化物相の析出による強化が種々研究開発されてきた。析出強化に寄与する炭化物相としては、例えば、Ti、Zr、Nb、TaのMC型炭化物相、およびそれら金属元素の複合炭化物相が挙げられる。
図1は、本発明に係るCo基合金製造物の製造方法の工程例を示すフロー図である。図1に示したように、本発明に係るCo基合金製造物の製造方法は、概略的に、Co基合金粉末を用意する合金粉末用意工程(S1)と、用意したCo基合金粉末を用いて所望形状のAM体を形成する選択的レーザ溶融工程(S2)と、形成したAM体に対して溶体化処理を施す溶体化熱処理工程(S3)と、溶体化処理を施したAM体に対して時効処理を施す時効熱処理工程(S4)と、を有する。なお、選択的レーザ溶融工程S2によって得られるAM体が、本発明に係るCo基合金積層造形体となる。
本工程S1は、所定の化学組成を有するCo基合金粉末を用意する工程である。該化学組成は、0.08質量%以上0.25質量%以下のCと、0.1質量%以下のBと、10質量%以上30質量%以下のCrと、Feが5質量%以下で合計が30質量%以下のFeおよびNiと、合計が5質量%以上12質量%以下のWおよび/またはMoと、合計が0.5質量%以上2質量%以下のTi、Zr、NbおよびTaと、0.5質量%以下のSiと、0.5質量%以下のMnと、0.003質量%以上0.04質量%以下のNとを含み、残部がCoと不純物とからなることが好ましい。
C成分は、析出強化相となるMC型炭化物相(Ti、Zr、Nbおよび/またはTaの炭化物相、強化炭化物相と称する場合がある)を構成する重要な成分である。C成分の含有率は、0.08質量%以上0.25質量%以下が好ましく、0.1質量%以上0.2質量%以下がより好ましく、0.12質量%以上0.18質量%以下が更に好ましい。C含有率が0.08質量%未満になると、強化炭化物相の析出量が不足し、機械的特性向上の作用効果が十分に得られない。一方、C含有率が0.25質量%超になると、過度に硬化することで、合金材の延性や靱性が低下する。
B成分は、結晶粒界の接合性の向上(いわゆる粒界強化)に寄与する成分である。B成分は必須成分ではないが、含有させる場合、0.1質量%以下が好ましく、0.005質量%以上0.05質量%以下がより好ましい。B含有率が0.1質量%超になると、AM体形成時に割れ(例えば、凝固割れ)が発生し易くなる。
Cr成分は、耐食性や耐酸化性の向上に寄与する成分である。Cr成分の含有率は、10質量%以上30質量%以下が好ましく、10質量%以上25質量%以下がより好ましい。Co基合金製造物の最表面に耐食性被覆層を別途設けるような場合は、Cr成分の含有率は、10質量%以上18質量%以下が更に好ましい。Cr含有率が10質量%未満になると、耐食性や耐酸化性が不十分になる。一方、Cr含有率が30質量%超になると、脆性のσ相が生成したりCr炭化物相が生成したりして機械的特性(靱性、延性、強さ)が低下する。
Ni成分は、Co成分と類似した特性を有しかつCoに比して安価なことから、Co成分の一部を置き換えるかたちで含有させることができる成分である。Ni成分は必須成分ではないが、含有させる場合、30質量%以下が好ましく、20質量%以下がより好ましく、5質量%以上15質量%以下が更に好ましい。Ni含有率が30質量%超になると、Co基合金の特徴である耐摩耗性や局所応力への耐性が低下する。これは、Coの積層欠陥エネルギーとNiのそれとの差異に起因すると考えられる。
Fe成分は、Niよりもはるかに安価でありかつNi成分と類似した性状を有することから、Ni成分の一部を置き換えるかたちで含有させることができる成分である。すなわち、FeおよびNiの合計含有率は30質量%以下が好ましく、20質量%以下がより好ましく、5質量%以上15質量%以下が更に好ましい。Fe成分は必須成分ではないが、含有させる場合、Ni含有率よりも少ない範囲で5質量%以下が好ましく、3質量%以下がより好ましい。Fe含有率が5質量%超になると、耐食性や機械的特性の低下要因になる。
W成分およびMo成分は、母相の固溶強化に寄与する成分である。W成分および/またはMo成分の含有率は、合計で5質量%以上12質量%以下が好ましく、7質量%以上10質量%以下がより好ましい。W成分とMo成分との合計含有率が5質量%未満になると、母相の固溶強化が不十分になる。一方、W成分とMo成分との合計含有率が12質量%超になると、脆性のσ相が生成し易くなって機械的特性(靱性、延性)が低下する。
Re成分は、母相の固溶強化に寄与すると共に、耐食性の向上に寄与する成分である。Re成分は必須成分ではないが、含有させる場合、W成分またはMo成分の一部を置き換えるかたちで2質量%以下が好ましく、0.5質量%以上1.5質量%以下がより好ましい。Re含有率が2質量%超になると、Re成分の作用効果が飽和するのに加えて、材料コストの増加がデメリットになる。
Ti成分、Zr成分、Nb成分およびTa成分は、強化炭化物相(MC型炭化物相)を構成する重要な成分である。Ti、Zr、NbおよびTa成分の含有率は、合計0.5質量%以上2質量%以下が好ましく、合計0.5質量%以上1.8質量%以下がより好ましい。合計含有率が0.5質量%未満になると、強化炭化物相の析出量が不足し、機械的特性向上の作用効果が十分に得られない。一方、当該合計含有率が2質量%超になると、強化炭化物相粒子が粗大化したり脆性相(例えばσ相)の生成を促進したり析出強化に寄与しない酸化物相粒子を生成したりして機械的特性が低下する。
Si成分は、脱酸素の役割を担って機械的特性の向上に寄与する成分である。Si成分は必須成分ではないが、含有させる場合、0.5質量%以下が好ましく、0.01質量%以上0.3質量%以下がより好ましい。Si含有率が0.5質量%超になると、酸化物(例えばSiO2)の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Mn成分は、脱酸素・脱硫の役割を担って機械的特性の向上や耐腐食性の向上に寄与する成分である。Mn成分は必須成分ではないが、含有させる場合、0.5質量%以下が好ましく、0.01質量%以上0.3質量%以下がより好ましい。Mn含有率が0.5質量%超になると、硫化物(例えばMnS)の粗大粒子を形成して機械的特性や耐食性の低下要因になる。
N成分は、強化炭化物相の安定生成に寄与する成分である。N成分の含有率は、0.003質量%以上0.04質量%以下が好ましく、0.005質量%以上0.03質量%以下がより好ましく、0.007質量%以上0.025質量%以下が更に好ましい。N含有率が0.003質量%未満になると、N成分の作用効果が十分に得られない。一方、N含有率が0.04質量%超になると、窒化物(例えばCr窒化物)の粗大粒子を形成して機械的特性の低下要因になる。
Co成分は、本合金の主要成分の一つであり、最大含有率の成分である。前述したように、Co基合金材は、Ni基合金材と同等以上の耐食性や耐摩耗性を有する利点がある。
本工程S2は、用意したCo基合金粉末を用いて選択的レーザ溶融(SLM)法により所望形状のAM体を形成する工程である。具体的には、Co基合金粉末を敷き詰めて所定厚さの合金粉末床を用意する合金粉末床用意素工程(S2a)と、合金粉末床の所定の領域にレーザ光を照射して該領域のCo基合金粉末を局所溶融・急冷凝固させるレーザ溶融凝固素工程(S2b)と、を繰り返してAM体を形成する工程である。
図2は、本発明に係るCo基合金AM体の微細組織の一例を示す走査型電子顕微鏡(SEM)観察像である。図2に示したように、本発明のCo基合金AM体は、今までに見たことのないような極めて特異的な微細組織を有している。
本工程S3は、形成したCo基合金AM体に対して溶体化処理を施す工程である。溶体化処理条件としては、1100℃以上1200℃以下の温度範囲で0.5時間以上10時間以下の保持時間の熱処理が好ましい。熱処理後の冷却方法に特段の限定はなく、水冷、油冷、空冷、炉冷のいずれでも構わない。
本工程S4は、溶体化処理を施したCo基合金AM体に対して時効処理を施す工程である。時効処理条件としては、750℃以上1000℃以下の温度範囲で0.5時間以上10時間以下の保持時間の熱処理が好ましい。熱処理後の冷却方法に特段の限定はなく、水冷、油冷、空冷、炉冷のいずれでも構わない。
図1には図示していないが、溶体化熱処理工程S3や時効熱処理工程S4によって得られたCo基合金製造物に対して、必要に応じて、耐食性被覆層を形成する工程や表面仕上げの工程を更に行ってもよい。
図3は、本発明に係るCo基合金製造物の一例であり、タービン高温部材としてのタービン静翼を示す斜視模式図である。図3に示したように、タービン静翼100は、概略的に、内輪側エンドウォール101と翼部102と外輪側エンドウォール103とから構成される。翼部の内部には、しばしば冷却構造が形成される。このように、タービン静翼100は非常に複雑な形状・構造を有することから、ニアネットシェイプで形成されるAM体および該AM体を基にした合金製造物の技術的意義は大きい。
(合金粉末IA-1〜IA-5およびCA-1〜CA-5の用意)
表1に示す化学組成を有するCo基合金粉末を用意した(合金粉末用意工程S1)。より具体的には、まず、原料を混合した後、真空高周波誘導溶解法により溶解・鋳造して母合金塊(質量:約2 kg)を作製する母合金塊作製素工程S1aを行った。次に、該母合金塊を再溶解して、アルゴンガス雰囲気中のガスアトマイズ法により合金粉末を形成するアトマイズ素工程S1bを行った。
(IA-2粉末を用いたSLM合金製造物、およびCA-5粉末を用いたSLM合金製造物の作製)
実験1で用意したIA-2およびCA-5の粒度Sの合金粉末を用いてSLM法によりAM体(直径8 mm×高さ10 mm)を形成した(選択的レーザ溶融工程S2)。SLM条件は、合金粉末床の厚さhを100μmとし、レーザ光の出力Pを100 Wとし、レーザ光の走査速度S(mm/s)を種々変更することによって局所入熱量P/S(単位:W・s/mm=J/mm)を制御した。局所入熱量の制御は、冷却速度の制御に相当する。
実験1で用意したIA-2およびCA-5の粒度Lの合金粉末を用いてレーザ金属堆積法(LMD法)によりAM体を形成し、上記と同様の溶体化熱処理工程S3と時効熱処理工程S4とを行って、IA-2粉末を用いたLMD合金製造物およびCA-5粉末を用いたLMD合金製造物を作製した。LMD条件は、レーザ光の出力Pを800 Wとし、レーザ光の走査速度Sを15 mm/sとした。
実験1で用意したIA-2およびCA-5の粒度Lの合金粉末を用いて精密鋳造法により鋳造体(直径8 mm×高さ10 mm)を形成し、上記と同様の溶体化熱処理工程S3と時効熱処理工程S4とを行って、IA-2粉末を用いた鋳造合金製造物およびCA-5粉末を用いた鋳造合金製造物を作製した。
上記で作製したAM体、鋳造体、および製造物から、微細組織観察用および機械的特性試験用の試験片をそれぞれ採取し、微細組織観察および機械的特性試験を行った。
(IA-1〜IA-5粉末を用いたSLM合金製造物IP-1-1〜IP-5-1、およびCA-1〜CA-5粉末を用いたSLM合金製造物CP-1-1〜CP-5-1の作製)
実験1で用意したIA-1〜IA-5およびCA-1〜CA-5の粒度Sの合金粉末を用いてSLM法によりAM体(直径8 mm×高さ10 mm)を形成した(選択的レーザ溶融工程S2)。SLM条件としては、実験2の結果を受けて、炭化物相粒子の平均粒子間距離が0.15〜1.5μmの範囲となるように制御した。
上記で作製したSLM合金製造物IP-1-1〜IP-5-1およびCP-1-1〜CP-5-1から、微細組織観察用および機械的特性試験用の試験片をそれぞれ採取し、微細組織観察および機械的特性試験を行った。
(SLM合金製造物IP-1-2〜IP-1-7およびIP-2-2〜IP-2-7の作製)
実験1で用意したIA-1およびIA-2の粒度Sの合金粉末を用いてSLM法によりAM体(直径8 mm×高さ10 mm)を作製した(選択的レーザ溶融工程S2)。SLM条件としては、実験2の結果を受けて、炭化物相粒子の平均粒子間距離が0.15〜1.5μmの範囲となるように制御した。
上記で作製したSLM合金製造物IP-1-2〜IP-1-7およびIP-2-2〜IP-2-7から、微細組織観察用および機械的特性試験用の試験片をそれぞれ採取し、微細組織観察および機械的特性試験を行った。
(選択的レーザ溶融工程におけるSLM条件の検討)
実験1で用意したIA-4の粒度Sの合金粉末を用いてSLM法によりAM体(直径8 mm×高さ10 mm)を形成した(選択的レーザ溶融工程S2)。SLM条件は、レーザ光の出力Pを85 Wとし、合金粉末床の厚さhおよびレーザ光の走査速度S(mm/s)を種々変更することによって局所入熱量P/S(単位:W・s/mm=J/mm)を制御した。
101・・・内輪側エンドウォール、102・・・翼部、103・・・外輪側エンドウォール、
200・・・ガスタービン、210・・・圧縮機部、220・・・タービン部、
221・・・タービンノズル。
Claims (6)
- コバルト基合金材料であって、
0.08質量%以上0.25質量%以下の炭素と、
0.1質量%以下のホウ素と、
10質量%以上30質量%以下のクロムとを含み、
鉄を5質量%以下でニッケルを30質量%以下で含み、前記鉄および前記ニッケルの合計が30質量%以下であり、
タングステンおよび/またはモリブデンを含み、前記タングステンおよび前記モリブデンの合計が5質量%以上12質量%以下であり、
チタン、ジルコニウム、ニオブおよびタンタルを含み、前記チタン、前記ジルコニウム、前記ニオブおよび前記タンタルの合計が0.5質量%以上2質量%以下であり、
0.5質量%以下のケイ素と、
0.5質量%以下のマンガンと、
0.003質量%以上0.04質量%以下の窒素とを含み、
残部がコバルトと不純物とからなる化学組成を有し、
前記不純物として、0.04質量%以下の酸素を含む、
ことを特徴とするコバルト基合金材料。 - 請求項1に記載のコバルト基合金材料において、
前記化学組成は、
前記チタンが0.01質量%以上1質量%以下であり、
前記ジルコニウムが0.05質量%以上1.5質量%以下であり、
前記ニオブが0.02質量%以上1質量%以下であり、
前記タンタルが0.05質量%以上1.5質量%以下である、
ことを特徴とするコバルト基合金材料。 - 請求項1又は請求項2に記載のコバルト基合金材料において、
前記化学組成は、前記不純物として、0.5質量%以下のアルミニウムを更に含む、
ことを特徴とするコバルト基合金材料。 - 請求項1乃至請求項3のいずれか一項に記載のコバルト基合金材料において、
前記化学組成は、2質量%以下のレニウムを更に含み、
前記タングステン、前記モリブデンおよび前記レニウムの合計が5質量%以上12質量%以下である、
ことを特徴とするコバルト基合金材料。 - 請求項1乃至請求項4のいずれか一項に記載のコバルト基合金材料において、
前記コバルト基合金材料は、所定の選択的レーザ溶融法用の合金粉末であることを特徴とするコバルト基合金材料。 - 請求項5に記載のコバルト基合金材料において、
前記合金粉末の粒径が5μm以上100μm以下であることを特徴とするコバルト基合金材料。
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