JP2778705B2 - Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 - Google Patents
Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2778705B2 JP2778705B2 JP63247162A JP24716288A JP2778705B2 JP 2778705 B2 JP2778705 B2 JP 2778705B2 JP 63247162 A JP63247162 A JP 63247162A JP 24716288 A JP24716288 A JP 24716288A JP 2778705 B2 JP2778705 B2 JP 2778705B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- super heat
- present
- resistant alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、ガスタービンのディスク材などに使用され
る、熱間加工が可能で、かつ粉末冶金合金並みの高強度
を有するNi基超耐熱合金およびその製造方法に関するも
のである。
る、熱間加工が可能で、かつ粉末冶金合金並みの高強度
を有するNi基超耐熱合金およびその製造方法に関するも
のである。
近年、ガスタービンの高出力、高効率化に伴い、ガス
タービンに使用される耐熱部品に対する要求はますます
厳しいものになりつつある。タービンディスク材に関し
ては、使用温度範囲の上昇よりはむしろ高強度化に対す
る要求が強く、タービンディスク材の高性能化は現在次
の２方向で進められている。
タービンに使用される耐熱部品に対する要求はますます
厳しいものになりつつある。タービンディスク材に関し
ては、使用温度範囲の上昇よりはむしろ高強度化に対す
る要求が強く、タービンディスク材の高性能化は現在次
の２方向で進められている。
（１） 粉末冶金法による高γ′量の新合金の開発。
（２） 既存溶製合金のサーモメカニカル処理による高
強度化。
強度化。
（１）のNi基粉末超耐熱合金としては、ルネ95（Ren
95,Renは商標である）やアイエヌ100（IN100,INは
商標である）の名で知られるγ′量を50％前後含有する
高強度の合金が商業ベースで実用化されている。
95,Renは商標である）やアイエヌ100（IN100,INは
商標である）の名で知られるγ′量を50％前後含有する
高強度の合金が商業ベースで実用化されている。
ルネ95は特公昭46−22333号に記載された合金で当初
従来の溶製、熱間加工の工程による製品化を目的とした
が、γ′相を多量に含むために現実には溶製材から製造
することは、不可能で、現在は粉末冶金技術を用いての
み、製造されている。IN100については、本来鋳造合金
として開発されたため、溶製、熱間加工の工程による製
品化は、実施されていない。
従来の溶製、熱間加工の工程による製品化を目的とした
が、γ′相を多量に含むために現実には溶製材から製造
することは、不可能で、現在は粉末冶金技術を用いての
み、製造されている。IN100については、本来鋳造合金
として開発されたため、溶製、熱間加工の工程による製
品化は、実施されていない。
また特開昭63−114933号に示される合金もディスク材
として優れた特性を示すが、これとてγ′量を45％前後
含む高γ′合金で従来の溶製、熱間加工の工程による製
造は不可能である。
として優れた特性を示すが、これとてγ′量を45％前後
含む高γ′合金で従来の溶製、熱間加工の工程による製
造は不可能である。
このように、γ′を多量に含む合金は、熱間加工が不
可能になるので、粉末冶金法を採用せざるを得ない。し
かし、この場合には、製造工程数の増加により高価格と
なり、また粉末冶金技術を利用すると酸化物が含有され
やすくなり、合金から製造した部品の信頼性が劣化する
といった問題が生じる。
可能になるので、粉末冶金法を採用せざるを得ない。し
かし、この場合には、製造工程数の増加により高価格と
なり、また粉末冶金技術を利用すると酸化物が含有され
やすくなり、合金から製造した部品の信頼性が劣化する
といった問題が生じる。
それに対し、（２）の既存溶製合金の改良としては、
ワスパロイ（Waspally,商標である）やインコネル718
（INCONEL718,INCONELは商標である）と呼ばれるNi基超
耐熱合金に所望する性能を満足せしめるため熱間加工と
熱処理の組合せであるサーモメカニカル処理を施した材
料が知られているが、これらの合金は従来法による溶製
合金よりは良好な機械的性質を示すが、（１）の粉末法
による超耐熱合金並みの機械的性質は得られていないの
が、現状である。
ワスパロイ（Waspally,商標である）やインコネル718
（INCONEL718,INCONELは商標である）と呼ばれるNi基超
耐熱合金に所望する性能を満足せしめるため熱間加工と
熱処理の組合せであるサーモメカニカル処理を施した材
料が知られているが、これらの合金は従来法による溶製
合金よりは良好な機械的性質を示すが、（１）の粉末法
による超耐熱合金並みの機械的性質は得られていないの
が、現状である。
また、特開昭63−145737号に記載される合金は、γ′
量を45体積％含みかつ良好な熱間加工性を有する高強度
の溶製合金とされているが、既存溶製合金に比べ、はる
かに高いγ′量を含有するため、やはり熱間加工に関し
ては、容易でなく極めて高度な鍛造技術を必要とする。
量を45体積％含みかつ良好な熱間加工性を有する高強度
の溶製合金とされているが、既存溶製合金に比べ、はる
かに高いγ′量を含有するため、やはり熱間加工に関し
ては、容易でなく極めて高度な鍛造技術を必要とする。
以上、（１）、（２）に示したディスク材の高性能化
の手段の問題点を考慮すると、インゴットの溶製、熱間
加工といった従来の設備を利用したプロセスを適用でき
る合金で、粉末冶金法で製造した合金並みの特性をもつ
合金の開発が可能になれば、低価格、高信頼性、大型化
が可能になるなどの点でメリットが大きいと言える。
の手段の問題点を考慮すると、インゴットの溶製、熱間
加工といった従来の設備を利用したプロセスを適用でき
る合金で、粉末冶金法で製造した合金並みの特性をもつ
合金の開発が可能になれば、低価格、高信頼性、大型化
が可能になるなどの点でメリットが大きいと言える。
本発明の目的は、γ′の含有量を抑えても粉末冶金法
の合金で得られるような強度レベルを有し、かつ良好な
熱間加工性を付与することにより、容易に溶製、熱間加
工の工程で製造可能な高強度Ni基超耐熱合金およびその
製造方法を提供することである。
の合金で得られるような強度レベルを有し、かつ良好な
熱間加工性を付与することにより、容易に溶製、熱間加
工の工程で製造可能な高強度Ni基超耐熱合金およびその
製造方法を提供することである。
本発明は、ディスク用材料などに適した合金組成、お
よび製造方法を十分に検討した結果、特定な合金組成の
もとでγ′が体積％で40％以下としても粉末合金なみの
高強度を有し、かつ良好な熱間加工性を有するNi基超耐
熱合金を開発するに至ったものである。
よび製造方法を十分に検討した結果、特定な合金組成の
もとでγ′が体積％で40％以下としても粉末合金なみの
高強度を有し、かつ良好な熱間加工性を有するNi基超耐
熱合金を開発するに至ったものである。
すなわち、本発明は溶製法で製造される熱間加工が可
能なNi基超耐熱合金であり、従来、この分野の合金系の
溶製、熱間加工の工程では得られなかった粉末冶金法に
よる合金並みの特性、特に高強度を有することを特徴と
する。
能なNi基超耐熱合金であり、従来、この分野の合金系の
溶製、熱間加工の工程では得られなかった粉末冶金法に
よる合金並みの特性、特に高強度を有することを特徴と
する。
以下に本発明についてさらに詳しく説明する。
本発明の第１の発明は、重量％で、C0.01〜0.05％、C
r15〜22％、Mo3〜６％、W3〜６％、Co5〜15％、Al1.0〜
1.9％、Ti1.5〜3.0％、Ta3.0〜6.0％およびB0.001〜0.0
20％を含み、残部は不純物を除き、実質的にNiよりなる
ことを特徴とするNi基超耐熱合金である。
r15〜22％、Mo3〜６％、W3〜６％、Co5〜15％、Al1.0〜
1.9％、Ti1.5〜3.0％、Ta3.0〜6.0％およびB0.001〜0.0
20％を含み、残部は不純物を除き、実質的にNiよりなる
ことを特徴とするNi基超耐熱合金である。
本発明の第２ないし第５の発明は、重量％で、C0.01
〜0.05％、Cr17〜19％、Mo4〜５％、W4〜５％、Co8〜12
％、Al1.1〜1.6％、Ti2.1〜2.7％、Ta4.2〜5.0％および
B0.005〜0.015％を含み、残部は不純物を除き、実質的
にNiよりなることを特徴とするNi基超耐熱合金、重量％
で、C0.01〜0.05％、Cr15〜22％、Mo3〜６％、W3〜６
％、Co5〜15％、Al1.0〜1.9％、Ti1.5〜3.0％、TaとNb
の関係が、3.0≦Ta＋2Nb≦6.0かつTa≧2Nbが成り立つ範
囲でTaとNbを含み、さらにB0.001〜0.020％を含み、残
部は不純物を除き、実質的にNiよりなることを特徴とす
るNi基超耐熱合金、Ni3（AlxTiyTaz）（ｘ＋ｙ＋ｚ＝
１）またはNi3（AlxTiyTazNbw）（ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＝
１）なる組成のγ′が体積％で40％以下であり、かつ65
0℃における0.2％耐力が120kgf/mm2以上、650℃−100kg
f/mm2におけるクリープ破断時間が80時間以上であるNi
基超耐熱合金および、これらの合金を最終の熱間加工の
加熱に際し、γ′のソルバス温度より20〜100℃高い温
度に加熱保持した後再結晶温度までに10％以上、引き続
いて、該再結晶温度以下の温度で10％以上の熱間加工を
施し、その後固溶化処理を行なわずに850℃以下の温度
で直接時効処理することを特徴とするNi基超耐熱合金の
製造方法である。
〜0.05％、Cr17〜19％、Mo4〜５％、W4〜５％、Co8〜12
％、Al1.1〜1.6％、Ti2.1〜2.7％、Ta4.2〜5.0％および
B0.005〜0.015％を含み、残部は不純物を除き、実質的
にNiよりなることを特徴とするNi基超耐熱合金、重量％
で、C0.01〜0.05％、Cr15〜22％、Mo3〜６％、W3〜６
％、Co5〜15％、Al1.0〜1.9％、Ti1.5〜3.0％、TaとNb
の関係が、3.0≦Ta＋2Nb≦6.0かつTa≧2Nbが成り立つ範
囲でTaとNbを含み、さらにB0.001〜0.020％を含み、残
部は不純物を除き、実質的にNiよりなることを特徴とす
るNi基超耐熱合金、Ni3（AlxTiyTaz）（ｘ＋ｙ＋ｚ＝
１）またはNi3（AlxTiyTazNbw）（ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＝
１）なる組成のγ′が体積％で40％以下であり、かつ65
0℃における0.2％耐力が120kgf/mm2以上、650℃−100kg
f/mm2におけるクリープ破断時間が80時間以上であるNi
基超耐熱合金および、これらの合金を最終の熱間加工の
加熱に際し、γ′のソルバス温度より20〜100℃高い温
度に加熱保持した後再結晶温度までに10％以上、引き続
いて、該再結晶温度以下の温度で10％以上の熱間加工を
施し、その後固溶化処理を行なわずに850℃以下の温度
で直接時効処理することを特徴とするNi基超耐熱合金の
製造方法である。
以下、本発明の成分範囲の限定理由および数値の限定
理由について述べる。
理由について述べる。
本発明において、Ｃは脱酸剤としての効果の他に、T
i、Ta、Nbと共にMC型の炭化物を形成する。また、固溶
化処理を行なわない時効（以下、固溶化処理を行なわな
い時効を直接時効という）の際にＣはCrを主体として粒
界にM23C6型の炭化物を不連続に析出し、粒界を強化し
てクリープ破断特性を向上させる作用をもつ。このよう
な目的のためＣは最低0.01％を必要とする。しかし、0.
05％を越える過剰のＣは一次炭化物の生成量を増加さ
せ、靭延性を低下させるので、本発明におけるＣ量は0.
01〜0.05％に限定する。
i、Ta、Nbと共にMC型の炭化物を形成する。また、固溶
化処理を行なわない時効（以下、固溶化処理を行なわな
い時効を直接時効という）の際にＣはCrを主体として粒
界にM23C6型の炭化物を不連続に析出し、粒界を強化し
てクリープ破断特性を向上させる作用をもつ。このよう
な目的のためＣは最低0.01％を必要とする。しかし、0.
05％を越える過剰のＣは一次炭化物の生成量を増加さ
せ、靭延性を低下させるので、本発明におけるＣ量は0.
01〜0.05％に限定する。
Crは高温における耐酸化性、耐食性を付与するのに、
不可欠の元素であり、タービンディスクなどに要求され
る耐酸化性および耐食性を満足するために最低15％を必
要とするが、22％を越えると組織が不安定となり、Mo、
Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなるので、
15〜22％に限定する。さらに望ましくはCr17〜19％であ
る。
不可欠の元素であり、タービンディスクなどに要求され
る耐酸化性および耐食性を満足するために最低15％を必
要とするが、22％を越えると組織が不安定となり、Mo、
Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなるので、
15〜22％に限定する。さらに望ましくはCr17〜19％であ
る。
Moはオーステナイト相に固溶して、基地を強化し、高
温強度を向上させるのに有効な元素であり、最低３％以
上を必要とするが、多量のMoは熱間加工性を悪くし、ま
たCrと同様、組織を不安定にするため上限を６％とす
る。さらに望ましくはMo4〜５％である。
温強度を向上させるのに有効な元素であり、最低３％以
上を必要とするが、多量のMoは熱間加工性を悪くし、ま
たCrと同様、組織を不安定にするため上限を６％とす
る。さらに望ましくはMo4〜５％である。
Ｗはマトリックスの固溶化元素として、Moと同様、引
張強度を向上させるが、Moに対し約２倍の原子量を持つ
ため、Moより拡散速度が遅く、Mo以上に合金のクリープ
速度を小さくし、クリープ破断寿命の向上に役立つ。し
たがって、上記の効果により、Ｗは最低３％を必要とす
るが、６％を越えるＷの添加は、Moと同様、熱間加工性
や組織の安定性に悪影響を及ぼし、さらに合金の比重も
大きくするので、本合金ではＷは３〜６％に限定する。
さらに望ましくはＷは４〜５％である。
張強度を向上させるが、Moに対し約２倍の原子量を持つ
ため、Moより拡散速度が遅く、Mo以上に合金のクリープ
速度を小さくし、クリープ破断寿命の向上に役立つ。し
たがって、上記の効果により、Ｗは最低３％を必要とす
るが、６％を越えるＷの添加は、Moと同様、熱間加工性
や組織の安定性に悪影響を及ぼし、さらに合金の比重も
大きくするので、本合金ではＷは３〜６％に限定する。
さらに望ましくはＷは４〜５％である。
Coは高温域でのγ′の固溶量を増加させ、熱間加工性
を改善するため、最低５％を必要とするが、多量に存在
する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやす
くするため、上限を15％とする。さらに望ましくはCo8
〜12％である。
を改善するため、最低５％を必要とするが、多量に存在
する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやす
くするため、上限を15％とする。さらに望ましくはCo8
〜12％である。
AlはNiと結合して安定なγ′相を析出させ、所望の高
温強度を与えるために、不可欠な元素であり、最低1.0
％を必要とするが、本合金では高温強度の向上のため
に、γ′中の｛Ti＋Ta（＋Nb）｝/Al比を高くしてγ′
の格子定数を大きくし、γ′の析出による格子歪を高め
る必要があるため、その上限を1.9％に限定する。さら
に望ましくは、Al1.1〜1.6％である。
温強度を与えるために、不可欠な元素であり、最低1.0
％を必要とするが、本合金では高温強度の向上のため
に、γ′中の｛Ti＋Ta（＋Nb）｝/Al比を高くしてγ′
の格子定数を大きくし、γ′の析出による格子歪を高め
る必要があるため、その上限を1.9％に限定する。さら
に望ましくは、Al1.1〜1.6％である。
TiはAlと同様Niと結合してγ′相を析出させ、高温強
度を高める作用をもち、最低1.5％を必要とするが、3.0
％を越える多量のTiは本発明にとって重要な元素である
Taのγ′相中への固溶度を減少させ、また、η相（Ni3T
i）が析出して強度を低下させるので、1.5〜3.0％に限
定する。さらに望ましくはTi2.1〜2.7％である。
度を高める作用をもち、最低1.5％を必要とするが、3.0
％を越える多量のTiは本発明にとって重要な元素である
Taのγ′相中への固溶度を減少させ、また、η相（Ni3T
i）が析出して強度を低下させるので、1.5〜3.0％に限
定する。さらに望ましくはTi2.1〜2.7％である。
本発明が従来合金に比べ、最も特長を異にする点は、
Taのクリープ破断特性に対する卓越した効果を見出した
点にある。現在タービンディスクの使用最高温度はおよ
そ650℃程度であり、このような温度領域で、Taは非常
に有効に働く。Taは、上述のTiと同様Ni3AlのAl側に固
溶してγ′の格子定数を大きくし、引張強度を向上させ
る。またTaはγ′の凝集速度に関し、650℃前後の温度
領域において、その原子量が大きいが故に、他のγ′構
成元素に比べ、γ′の粒成長を遅らせる効果があるの
で、クリープ破断寿命を大幅に引き伸ばす。従来、Taは
Nbと同族の元素で、両者はほぼ同等の機械的性質を向上
させる効果をNi基超耐熱合金にもたらすとされてきた
が、本発明はTaがNbに比べ、その原子量が２倍であるた
めにγ′の凝集速度に対し、Nbよりさらに有利に働き、
クリープ破断強度を高める作用が強いことを知見し、こ
れに基づいてなされたものである。
Taのクリープ破断特性に対する卓越した効果を見出した
点にある。現在タービンディスクの使用最高温度はおよ
そ650℃程度であり、このような温度領域で、Taは非常
に有効に働く。Taは、上述のTiと同様Ni3AlのAl側に固
溶してγ′の格子定数を大きくし、引張強度を向上させ
る。またTaはγ′の凝集速度に関し、650℃前後の温度
領域において、その原子量が大きいが故に、他のγ′構
成元素に比べ、γ′の粒成長を遅らせる効果があるの
で、クリープ破断寿命を大幅に引き伸ばす。従来、Taは
Nbと同族の元素で、両者はほぼ同等の機械的性質を向上
させる効果をNi基超耐熱合金にもたらすとされてきた
が、本発明はTaがNbに比べ、その原子量が２倍であるた
めにγ′の凝集速度に対し、Nbよりさらに有利に働き、
クリープ破断強度を高める作用が強いことを知見し、こ
れに基づいてなされたものである。
上記の効果を得るために、Taは最低3.0％を必要とす
るが、6.0％を越えると熱間加工性を悪くし、またδ相
（Ni3Ta）の析出を生じて延性を劣化させるために3.0〜
6.0％に限定する。さらに望ましくはTa4.2〜5.0％であ
る。
るが、6.0％を越えると熱間加工性を悪くし、またδ相
（Ni3Ta）の析出を生じて延性を劣化させるために3.0〜
6.0％に限定する。さらに望ましくはTa4.2〜5.0％であ
る。
NbはTaと同族の元素であり、高温強度の向上には、Ta
と同様の効果を及ぼすが、クリープ破断寿命を増加させ
る効果はTaに及ばない。しかしながら、原子比で1:1ま
ではTaと置換しても特性の劣化が少ないので、重量％で
3.0≦Ta＋2Nb≦6.0かつTa≧2Nbの関係の成り立つ成分範
囲に限定する。
と同様の効果を及ぼすが、クリープ破断寿命を増加させ
る効果はTaに及ばない。しかしながら、原子比で1:1ま
ではTaと置換しても特性の劣化が少ないので、重量％で
3.0≦Ta＋2Nb≦6.0かつTa≧2Nbの関係の成り立つ成分範
囲に限定する。
Ｂは粒界強化作用により、高温の強度と延性を高める
のに有効であり、最低0.001％以上必要とするが、0.020
％を越えるＢは合金の初期溶融温度の低下を招き、熱間
加工性を劣化させるので、Ｂは0.001〜0.020％の範囲に
限定する。さらに望ましくはB0.005〜0.015％である。
のに有効であり、最低0.001％以上必要とするが、0.020
％を越えるＢは合金の初期溶融温度の低下を招き、熱間
加工性を劣化させるので、Ｂは0.001〜0.020％の範囲に
限定する。さらに望ましくはB0.005〜0.015％である。
また、多くのNi基超耐熱合金において、ZrはＢと同様
粒界の強化作用をもたらす元素とされているが、Zrは一
次炭化物生成元素であることが、Ｂと大きく異なる点で
ある。本発明合金では、直接時効処理によって、粒界に
M23C6型の炭化物を適量析出させて粒界を強化させるこ
とに特徴があり、Zrの添加はこのM23C6型の炭化物が粒
界に析出するのを減少させるため、本発明合金において
はZrは添加しない。
粒界の強化作用をもたらす元素とされているが、Zrは一
次炭化物生成元素であることが、Ｂと大きく異なる点で
ある。本発明合金では、直接時効処理によって、粒界に
M23C6型の炭化物を適量析出させて粒界を強化させるこ
とに特徴があり、Zrの添加はこのM23C6型の炭化物が粒
界に析出するのを減少させるため、本発明合金において
はZrは添加しない。
Niはオーステナイト基地とNi3（Al,Ti,Ta）または、N
i3（Al,Ti,Ta,Nb）なるγ′析出強化相を構成する基本
元素である。
i3（Al,Ti,Ta,Nb）なるγ′析出強化相を構成する基本
元素である。
本発明合金においては、不純物として、通常、Fe,Si,
Mn,P,S,Mg,Ca,Zr等の混入が考えられるが、以下の量は
特性上特に問題はないので、本発明合金中に含まれても
よい。
Mn,P,S,Mg,Ca,Zr等の混入が考えられるが、以下の量は
特性上特に問題はないので、本発明合金中に含まれても
よい。
Fe≦3.0％ Si≦0.5％ Mn≦1.0％ Ｐ≦0.03％ Ｓ≦0.03％ Mg≦0.02％ Ca≦0.02％ Zr≦0.01％ 本発明合金は、以上述べた個々の成分の限定範囲の他
に、従来のインゴットの溶製、熱間加工の工程で良好な
熱間加工性を付与させるために、NiとAl,Ti,TaまたはNi
とAl,Ti,Ta,Nbで構成されるγ′相の上限を40％に限定
する。γ′相を40％以下にするのは、γ′形成元素の量
を制御することによりできる。
に、従来のインゴットの溶製、熱間加工の工程で良好な
熱間加工性を付与させるために、NiとAl,Ti,TaまたはNi
とAl,Ti,Ta,Nbで構成されるγ′相の上限を40％に限定
する。γ′相を40％以下にするのは、γ′形成元素の量
を制御することによりできる。
また、本発明合金は以下に示す製造方法によって、タ
ービンディスク用材料などに適用可能な優れた特性を発
揮させることができる。すなわち、本発明合金の再結晶
温度は、1020〜1050℃の温度範囲にあり、これより高い
温度では良好な熱間加工性を有する。しかしγ′ソルバ
ス温度（γ′がマトリックスに完全に固溶する温度）は
1075〜1120℃の温度範囲にあるため、再結晶温度以上、
γ′ソルバス温度以下での熱間加工では良好な熱間加工
性は有するものの、不均一なγ′の析出が残り、組織
上、また機械的性質上望ましくない。また、γ′ソルバ
ス温度以上の加熱は不均一に析出するγ′が完全に固溶
した状態となるため、結晶粒が成長し易くなるものの、
再結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下の熱間加工より
さらに良好な熱間加工性を有し、かつ加工後のミクロ組
織は均一なものとなる。したがって、熱間加工初期の数
ヒートは、非常に良好な熱間加工性を有するγ′ソルバ
ス温度より高い加熱温度で、ある程度所望する形状に塑
性加工したのち、熱間加工中期には、結晶粒微細化のた
めに再結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下の温度範囲
で加熱後、熱間加工する。その後最終熱間加工前の加熱
はγ′ソルバス温度より20〜100℃高い温度に短時間加
熱して、不均一に析出するγ′相を基地に固溶させ、結
晶粒の成長をできるだけ抑えて、最終熱間加工を行な
う。
ービンディスク用材料などに適用可能な優れた特性を発
揮させることができる。すなわち、本発明合金の再結晶
温度は、1020〜1050℃の温度範囲にあり、これより高い
温度では良好な熱間加工性を有する。しかしγ′ソルバ
ス温度（γ′がマトリックスに完全に固溶する温度）は
1075〜1120℃の温度範囲にあるため、再結晶温度以上、
γ′ソルバス温度以下での熱間加工では良好な熱間加工
性は有するものの、不均一なγ′の析出が残り、組織
上、また機械的性質上望ましくない。また、γ′ソルバ
ス温度以上の加熱は不均一に析出するγ′が完全に固溶
した状態となるため、結晶粒が成長し易くなるものの、
再結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下の熱間加工より
さらに良好な熱間加工性を有し、かつ加工後のミクロ組
織は均一なものとなる。したがって、熱間加工初期の数
ヒートは、非常に良好な熱間加工性を有するγ′ソルバ
ス温度より高い加熱温度で、ある程度所望する形状に塑
性加工したのち、熱間加工中期には、結晶粒微細化のた
めに再結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下の温度範囲
で加熱後、熱間加工する。その後最終熱間加工前の加熱
はγ′ソルバス温度より20〜100℃高い温度に短時間加
熱して、不均一に析出するγ′相を基地に固溶させ、結
晶粒の成長をできるだけ抑えて、最終熱間加工を行な
う。
さらに詳しくは、最終熱間加工前にγ′ソルバス温度
より20〜100℃高い温度に加熱した被加工材を再結晶温
度までの間の冷却過程で加工率10％以上、引き続いて、
該再結晶温度以下の温度で加工率10％以上の加工をそれ
ぞれ施して結晶粒を微細化すると同時に十分な加工歪を
与えるのである。なおここで言う加工率とは材料の断面
積が減じ、長さを増す加工の場合は元の断面積をＡ、加
工後の断面積をａとした時、 で表わされる値であり、材料の元の長さＬを長さｌに減
じ、その断面積を増す加工の場合（据え込み鍛錬）に
は、 で表わされる値である。
より20〜100℃高い温度に加熱した被加工材を再結晶温
度までの間の冷却過程で加工率10％以上、引き続いて、
該再結晶温度以下の温度で加工率10％以上の加工をそれ
ぞれ施して結晶粒を微細化すると同時に十分な加工歪を
与えるのである。なおここで言う加工率とは材料の断面
積が減じ、長さを増す加工の場合は元の断面積をＡ、加
工後の断面積をａとした時、 で表わされる値であり、材料の元の長さＬを長さｌに減
じ、その断面積を増す加工の場合（据え込み鍛錬）に
は、 で表わされる値である。
加熱温度がγ′ソルバス温度より20〜100℃高い温度
範囲を越えると結晶粒の粗大化が促進され、一方低すぎ
るとγ′相の固溶が不十分になる。これに対して、再結
晶温度までの加工が10％未満の場合、十分な結晶粒の微
細化ができず、再結晶温度以下の加工が10％未満の場合
には、加工歪が不十分となり、目的とする強度が得られ
なくなるので上記数値にそれぞれ限定する。
範囲を越えると結晶粒の粗大化が促進され、一方低すぎ
るとγ′相の固溶が不十分になる。これに対して、再結
晶温度までの加工が10％未満の場合、十分な結晶粒の微
細化ができず、再結晶温度以下の加工が10％未満の場合
には、加工歪が不十分となり、目的とする強度が得られ
なくなるので上記数値にそれぞれ限定する。
さらに熱処理に関しては、熱間加工によって得られる
加工歪による粒内および粒界の強化作用を利用するた
め、固溶化処理を行なわず、直接時効を行なう。時効条
件は、加工歪の影響が消失しない温度範囲で行なう必要
があるため、上限を850℃に限定する。時効の目的は、
一つには、粒内に微細γ′を十分に析出させることにあ
るが、もう一つの目的は、粒界にM23C6型の炭化物を析
出させることにある。直接時効の場合には、固溶化処理
後の時効に比べ、粒界にM23C6型の炭化物が析出し易
く、その形態も不連続かつ粒状の析出であるため、粒界
を強化しクリープ破断寿命の向上により大きく寄与す
る。
加工歪による粒内および粒界の強化作用を利用するた
め、固溶化処理を行なわず、直接時効を行なう。時効条
件は、加工歪の影響が消失しない温度範囲で行なう必要
があるため、上限を850℃に限定する。時効の目的は、
一つには、粒内に微細γ′を十分に析出させることにあ
るが、もう一つの目的は、粒界にM23C6型の炭化物を析
出させることにある。直接時効の場合には、固溶化処理
後の時効に比べ、粒界にM23C6型の炭化物が析出し易
く、その形態も不連続かつ粒状の析出であるため、粒界
を強化しクリープ破断寿命の向上により大きく寄与す
る。
実施例１ 第１表に示す組成の合金を、真空誘導溶解により溶製
し、10kgのインゴットに鋳造した。その後1200℃で20時
間のソーキングを行ない、30mm角に鍛伸した。鍛造は４
ヒートに分けて行ない、１ヒート目と４ヒート目は1150
℃加熱で第２、第３ヒートは1050〜1070℃の間の加熱で
行なった。４ヒート目は1150℃から1030℃の温度範囲で
加工率25％で加工し、さらに1030℃から980℃の温度範
囲で加工率15％で加工した。
し、10kgのインゴットに鋳造した。その後1200℃で20時
間のソーキングを行ない、30mm角に鍛伸した。鍛造は４
ヒートに分けて行ない、１ヒート目と４ヒート目は1150
℃加熱で第２、第３ヒートは1050〜1070℃の間の加熱で
行なった。４ヒート目は1150℃から1030℃の温度範囲で
加工率25％で加工し、さらに1030℃から980℃の温度範
囲で加工率15％で加工した。
本発明合金および比較合金No.21,22および24はいずれ
も良好な熱間加工性を示したが、γ′量が41.8体積％の
No.23のみは鍛造中に割れが発生し鍛造を中止した。
も良好な熱間加工性を示したが、γ′量が41.8体積％の
No.23のみは鍛造中に割れが発生し鍛造を中止した。
本実施例での熱間加工は鍛造を採用したが、圧延でも
良いことは言うまでもない。
良いことは言うまでもない。
実施例２ 第２表および第３表に本発明合金No.2の引張特性およ
びクリープ破断特性に及ぼす熱処理の影響を示す。固溶
化処理は1000℃×2h（ｈは時間を表わす、以下同じ）、
油冷、時効処理は650℃×24h,空冷＋760℃×8h、空冷で
行なった。第２表より引張特性は常温、650℃とも直接
時効材は固溶化処理＋時効材に比べ約１割程度良好な0.
2％耐力、引張強さを示すに過ぎないが、第３表より直
接時効材はクリープ破断寿命において、固溶化処理＋時
効材よりはるかに良好な特性を示すことがわかる。ま
た、伸び、絞りも良好な値を示す。
びクリープ破断特性に及ぼす熱処理の影響を示す。固溶
化処理は1000℃×2h（ｈは時間を表わす、以下同じ）、
油冷、時効処理は650℃×24h,空冷＋760℃×8h、空冷で
行なった。第２表より引張特性は常温、650℃とも直接
時効材は固溶化処理＋時効材に比べ約１割程度良好な0.
2％耐力、引張強さを示すに過ぎないが、第３表より直
接時効材はクリープ破断寿命において、固溶化処理＋時
効材よりはるかに良好な特性を示すことがわかる。ま
た、伸び、絞りも良好な値を示す。
実施例３ 実施例１で製造した合金No.1〜13,21,22および24につ
いて、直接時効処理を施した後試験を行なった常温、65
0℃、705℃、760℃の引張特性を第４表に示す。本発明
合金と比較合金は、ともに常温から705℃に至るまで、
いずれも非常に優れた耐力、引張強さおよび伸びを示
す。
いて、直接時効処理を施した後試験を行なった常温、65
0℃、705℃、760℃の引張特性を第４表に示す。本発明
合金と比較合金は、ともに常温から705℃に至るまで、
いずれも非常に優れた耐力、引張強さおよび伸びを示
す。
第５表には試験条件650℃−100kgf/mm2における直接
時効処理材のクリープ破断特性を示す。但し、本発明合
金No.1およびNo.5は、705℃−75kgf/mm2におけるクリー
プ破断特性も示す。比較合金は、引張特性に関しては、
本発明合金と同等の特性を示したが、クリープ破断寿命
において大きく劣ることがわかる。比較合金No.21は、T
aやNbを全く含まないためにクリープ破断寿命が22.3時
間と大変短い。また、比較合金No.22はNbの効果によ
り、クリープ破断寿命が61.8時間とNo.21より大幅に改
善されるが、それでも本発明合金に比べ劣っている。N
o.24はNo.1と良く似た組成にZr0.05％を添加した合金で
あるが、13.7時間でノッチ破断を起こし、本発明合金に
おいてはZrの微量添加は明らかにクリープ破断特性に対
し、有害な作用をもたらすことがわかる。
時効処理材のクリープ破断特性を示す。但し、本発明合
金No.1およびNo.5は、705℃−75kgf/mm2におけるクリー
プ破断特性も示す。比較合金は、引張特性に関しては、
本発明合金と同等の特性を示したが、クリープ破断寿命
において大きく劣ることがわかる。比較合金No.21は、T
aやNbを全く含まないためにクリープ破断寿命が22.3時
間と大変短い。また、比較合金No.22はNbの効果によ
り、クリープ破断寿命が61.8時間とNo.21より大幅に改
善されるが、それでも本発明合金に比べ劣っている。N
o.24はNo.1と良く似た組成にZr0.05％を添加した合金で
あるが、13.7時間でノッチ破断を起こし、本発明合金に
おいてはZrの微量添加は明らかにクリープ破断特性に対
し、有害な作用をもたらすことがわかる。
次に本発明合金について比較するとNo.1,No.4およびN
o.5は、No.2やNo.3に比べ、Ta量が高い分だけクリープ
破断寿命が長い。しかし、Ta量が4.0％のNo.2、また原
子比でNo.1のTa量の13％をNbで置換したNo.12、また40
％をNbで置換したNo.3は、No.1よりはクリープ破断寿命
が短くなるものの、十分満足な特性を示している。また
No.7と８では、Co量の変化にかかわらず、安定した特性
を示しており、No.9とNo.10を比較するとMo量およびＷ
量の高いNo.10の方が引張強度、クリープ破断寿命とも
に向上するが、延性がやや低くなることがわかる。No.1
1はNo.1,4,5,6に比べCrを高めた組成であるが、特性上
全く問題はない。また、No.13はγ′量が34.3体積％と
高いが、良好な熱間加工性を有し、引張強度、クリープ
破断寿命は向上するが、延性が他の本発明合金に比べや
や低くなる。
o.5は、No.2やNo.3に比べ、Ta量が高い分だけクリープ
破断寿命が長い。しかし、Ta量が4.0％のNo.2、また原
子比でNo.1のTa量の13％をNbで置換したNo.12、また40
％をNbで置換したNo.3は、No.1よりはクリープ破断寿命
が短くなるものの、十分満足な特性を示している。また
No.7と８では、Co量の変化にかかわらず、安定した特性
を示しており、No.9とNo.10を比較するとMo量およびＷ
量の高いNo.10の方が引張強度、クリープ破断寿命とも
に向上するが、延性がやや低くなることがわかる。No.1
1はNo.1,4,5,6に比べCrを高めた組成であるが、特性上
全く問題はない。また、No.13はγ′量が34.3体積％と
高いが、良好な熱間加工性を有し、引張強度、クリープ
破断寿命は向上するが、延性が他の本発明合金に比べや
や低くなる。
第１図には引張特性（0.2％耐力および伸び）を、第
２図には100時間クリープ破断強度をそれぞれ本発明合
金No.1と従来合金を比較して示す。従来合金のNo.31は
現在、粉末冶金法で最良とされるルネ95（0.06C−13Cr
−8Co−3.5Mo−3.5W−2.5Ti−3.5Al−3.5Nb−0.05Zr0.0
1B−BalNi）のデータ、No.32はインコネル718（0.05C−
19Cr−3Mo−0.8Ti−0.5Al−5Nb−18Fe−BalNi）のサー
モメカニカル処理によるデータ、No.33は、従来のサー
モメカニカル処理のないインコネル718のデータを示し
ている。（No.31およびNo.33は、The International Ni
ckel Company,Incのカタログ第３版（1977年７月）に記
載の値、No.32については、F.Turner and H.S.von Harr
ach:Materials Sci.and Tech.,1986,2,733−740に記載
の値を採用した。但し、No.1およびNo.32は、第２図に
おいて、ラーソン ミラー指数を用いて破断時間を100
時間に調整した。） 第１図より、本発明合金は705℃までの0.2％耐力がN
o.31とほぼ同等の値を示しており、No.33よりは格段に
優れ、またNo.32に対しては、650℃において数段優れた
強度を有していることがわかる。また伸びに関しても、
良好な特性を示している。第２図においても705℃まで
の100時間のクリープ破断強度は、粉末合金であるNo.31
とほぼ同等のレベルであり、従来の溶製、熱間加工合金
に比べ、はるかに良好な値が得られている。
２図には100時間クリープ破断強度をそれぞれ本発明合
金No.1と従来合金を比較して示す。従来合金のNo.31は
現在、粉末冶金法で最良とされるルネ95（0.06C−13Cr
−8Co−3.5Mo−3.5W−2.5Ti−3.5Al−3.5Nb−0.05Zr0.0
1B−BalNi）のデータ、No.32はインコネル718（0.05C−
19Cr−3Mo−0.8Ti−0.5Al−5Nb−18Fe−BalNi）のサー
モメカニカル処理によるデータ、No.33は、従来のサー
モメカニカル処理のないインコネル718のデータを示し
ている。（No.31およびNo.33は、The International Ni
ckel Company,Incのカタログ第３版（1977年７月）に記
載の値、No.32については、F.Turner and H.S.von Harr
ach:Materials Sci.and Tech.,1986,2,733−740に記載
の値を採用した。但し、No.1およびNo.32は、第２図に
おいて、ラーソン ミラー指数を用いて破断時間を100
時間に調整した。） 第１図より、本発明合金は705℃までの0.2％耐力がN
o.31とほぼ同等の値を示しており、No.33よりは格段に
優れ、またNo.32に対しては、650℃において数段優れた
強度を有していることがわかる。また伸びに関しても、
良好な特性を示している。第２図においても705℃まで
の100時間のクリープ破断強度は、粉末合金であるNo.31
とほぼ同等のレベルであり、従来の溶製、熱間加工合金
に比べ、はるかに良好な値が得られている。
従来、粉末冶金法によってのみ、得られていたディス
ク用材料などの強度レベルが、本発明の合金およびその
製造方法により従来の溶製、熱間加工の工程で製造可能
となり、ガスタービンディスクなどの信頼性の向上、製
造コストの低減に大きな効果が期待できる。
ク用材料などの強度レベルが、本発明の合金およびその
製造方法により従来の溶製、熱間加工の工程で製造可能
となり、ガスタービンディスクなどの信頼性の向上、製
造コストの低減に大きな効果が期待できる。
第１図は、本発明合金と従来合金の引張特性を示す図、
第２図は本発明合金と従来合金の100時間クリープ破断
強度を示す図である。
第２図は本発明合金と従来合金の100時間クリープ破断
強度を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｈ
Claims (5)
- 【請求項１】重量％で、C0.01〜0.05％、Cr15〜22％、M
o3〜６％、W3〜６％、Co5〜15％、Al1.0〜1.9％、Ti1.5
〜3.0％、Ta3.0〜6.0％およびB0.001〜0.020％を含み、
残部は不純物を除き、実質的にNiよりなることを特徴と
するNi基超耐熱合金。 - 【請求項２】重量％で、C0.01〜0.05％、Cr17〜19％、M
o4〜５％、W4〜５％、Co8〜12％、Al1.1〜1.6％、Ti2.1
〜2.7％、Ta4.2〜5.0％およびB0.005〜0.015％を含み、
残部は不純物を除き、実質的にNiよりなることを特徴と
するNi基超耐熱合金。 - 【請求項３】重量％で、C0.01〜0.05％、Cr15〜22％、M
o3〜６％、W3〜６％、Co5〜15％、Al1.0〜1.9％、Ti1.5
〜3.0％、TaとNbの関係が、3.0≦Ta＋2Nb≦6.0かつTa≧
2Nbが成り立つ範囲でTaとNbを含み、さらにB0.001〜0.0
20％を含み、残部は不純物を除き、実質的にNiよりなる
ことを特徴とするNi基超耐熱合金。 - 【請求項４】Ni3（AlxTiyTaz）（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）また
はNi3（AlxTiyTazNbw）（ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＝１）なる組
成のγ′が体積％で40％以下であり、かつ650℃におけ
る0.2％耐力が120kgf/mm2以上、650℃−100kgf/mm2にお
けるクリープ破断時間が80時間以上であることを特徴と
する特許請求の範囲第１項ないし第３項いずれかに記載
のNi基超耐熱合金。 - 【請求項５】特許請求の範囲第１項ないし第４項のいず
れかに記載の合金を最終の熱間加工の加熱に際し、γ′
のソルバス温度より20〜100℃高い温度に加熱保持した
後再結晶温度までに10％以上、引き続いて、該再結晶温
度以下の温度で10％以上の熱間加工を施し、その後固溶
化処理を行なわずに850℃以下の温度で直接時効処理す
ることを特徴とするNi基超耐熱合金の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63247162A JP2778705B2 (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
| US07/413,173 US5131961A (en) | 1988-09-30 | 1989-09-27 | Method for producing a nickel-base superalloy |
| EP89118105A EP0361524B1 (en) | 1988-09-30 | 1989-09-29 | Ni-base superalloy and method for producing the same |
| DE68915095T DE68915095T2 (de) | 1988-09-30 | 1989-09-29 | Legierung auf Nickelbasis und Verfahren zu ihrer Herstellung. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63247162A JP2778705B2 (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0297634A JPH0297634A (ja) | 1990-04-10 |
| JP2778705B2 true JP2778705B2 (ja) | 1998-07-23 |
Family
ID=17159361
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63247162A Expired - Fee Related JP2778705B2 (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5131961A (ja) |
| EP (1) | EP0361524B1 (ja) |
| JP (1) | JP2778705B2 (ja) |
| DE (1) | DE68915095T2 (ja) |
Families Citing this family (34)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5120373A (en) * | 1991-04-15 | 1992-06-09 | United Technologies Corporation | Superalloy forging process |
| US5374323A (en) * | 1991-08-26 | 1994-12-20 | Aluminum Company Of America | Nickel base alloy forged parts |
| US5360496A (en) * | 1991-08-26 | 1994-11-01 | Aluminum Company Of America | Nickel base alloy forged parts |
| US5413752A (en) * | 1992-10-07 | 1995-05-09 | General Electric Company | Method for making fatigue crack growth-resistant nickel-base article |
| US5593519A (en) * | 1994-07-07 | 1997-01-14 | General Electric Company | Supersolvus forging of ni-base superalloys |
| JP2862487B2 (ja) * | 1994-10-31 | 1999-03-03 | 三菱製鋼株式会社 | 溶接性にすぐれたニッケル基耐熱合金 |
| US5882586A (en) * | 1994-10-31 | 1999-03-16 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
| DK172987B1 (da) * | 1994-12-13 | 1999-11-01 | Man B & W Diesel As | Cylinderelement, nikkelbaseret pålægningslegering og anvendelse af legeringen |
| US5662749A (en) * | 1995-06-07 | 1997-09-02 | General Electric Company | Supersolvus processing for tantalum-containing nickel base superalloys |
| JP3912815B2 (ja) * | 1996-02-16 | 2007-05-09 | 株式会社荏原製作所 | 耐高温硫化腐食性Ｎｉ基合金 |
| DK173337B1 (da) * | 1996-06-07 | 2000-07-31 | Man B & W Diesel As | Udstødsventil til en forbrændingsmotor |
| US6098871A (en) * | 1997-07-22 | 2000-08-08 | United Technologies Corporation | Process for bonding metallic members using localized rapid heating |
| CA2287116C (en) * | 1999-10-25 | 2003-02-18 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for the heat treatment of a ni-base heat-resisting alloy |
| JP4382244B2 (ja) | 2000-04-11 | 2009-12-09 | 日立金属株式会社 | 耐高温硫化腐食性に優れたＮｉ基合金の製造方法 |
| JP4382269B2 (ja) | 2000-09-13 | 2009-12-09 | 日立金属株式会社 | 耐高温硫化腐食性に優れたＮｉ基合金の製造方法 |
| US6416564B1 (en) | 2001-03-08 | 2002-07-09 | Ati Properties, Inc. | Method for producing large diameter ingots of nickel base alloys |
| US6730264B2 (en) | 2002-05-13 | 2004-05-04 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloy |
| US7156932B2 (en) * | 2003-10-06 | 2007-01-02 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys |
| US20060051234A1 (en) * | 2004-09-03 | 2006-03-09 | Pike Lee M Jr | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines |
| US8066938B2 (en) * | 2004-09-03 | 2011-11-29 | Haynes International, Inc. | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines |
| US7531054B2 (en) * | 2005-08-24 | 2009-05-12 | Ati Properties, Inc. | Nickel alloy and method including direct aging |
| US7985304B2 (en) * | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US8845958B2 (en) * | 2008-09-30 | 2014-09-30 | Hitachi Metals, Ltd. | Process for manufacturing Ni-base alloy and Ni-base alloy |
| FR2949234B1 (fr) * | 2009-08-20 | 2011-09-09 | Aubert & Duval Sa | Superalliage base nickel et pieces realisees en ce suparalliage |
| US9597725B2 (en) | 2012-03-30 | 2017-03-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Hot forging die |
| ES2798302T3 (es) * | 2013-07-17 | 2020-12-10 | Mitsubishi Hitachi Power Sys | Producto de aleación a base de Ni y método para producirlo |
| CN103710656B (zh) * | 2013-12-28 | 2016-07-06 | 西安热工研究院有限公司 | 一种镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺 |
| JP5869624B2 (ja) | 2014-06-18 | 2016-02-24 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | Ｎｉ基合金軟化材及びＮｉ基合金部材の製造方法 |
| CN105089708B (zh) * | 2015-07-27 | 2017-01-18 | 江苏恒尚动力高科有限公司 | 一种涡轮增压器用涡轮 |
| US10378087B2 (en) | 2015-12-09 | 2019-08-13 | General Electric Company | Nickel base super alloys and methods of making the same |
| TWI585212B (zh) * | 2016-08-31 | 2017-06-01 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 鎳基合金及其製造方法 |
| JP6728282B2 (ja) * | 2018-08-02 | 2020-07-22 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | Ｎｉ基合金軟化材の製造方法およびＮｉ基合金部材の製造方法 |
| US10577679B1 (en) | 2018-12-04 | 2020-03-03 | General Electric Company | Gamma prime strengthened nickel superalloy for additive manufacturing |
| CN115558859A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-01-03 | 江苏图南合金股份有限公司 | 高温挤压模具用高硬度合金、锻件和锻件的生产方法 |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1418583A (fr) * | 1964-12-22 | 1965-11-19 | Mond Nickel Co Ltd | Alliages de nickel-chrome |
| US4039330A (en) * | 1971-04-07 | 1977-08-02 | The International Nickel Company, Inc. | Nickel-chromium-cobalt alloys |
| US3869284A (en) * | 1973-04-02 | 1975-03-04 | French Baldwin J | High temperature alloys |
| GB1580534A (en) * | 1976-07-13 | 1980-12-03 | Rolls Royce | Method of manufacturing alloy sheet and a sheet of alloy made thereby |
| FR2430985A2 (en) * | 1978-07-11 | 1980-02-08 | Inco Europ Ltd | Cast nickel-chromium-superalloy - with addn. of hafnium increasing creep strength; esp. for use in gas turbine components with columnar cast structure |
| JPS5582738A (en) * | 1978-12-15 | 1980-06-21 | Hitachi Ltd | Nickel alloy |
| US4685977A (en) * | 1984-12-03 | 1987-08-11 | General Electric Company | Fatigue-resistant nickel-base superalloys and method |
| EP0235075B1 (en) * | 1986-01-20 | 1992-05-06 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Ni-based alloy and method for preparing same |
| US4769087A (en) * | 1986-06-02 | 1988-09-06 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy articles and method for making |
| US4793868A (en) * | 1986-09-15 | 1988-12-27 | General Electric Company | Thermomechanical method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed |
| US4888064A (en) * | 1986-09-15 | 1989-12-19 | General Electric Company | Method of forming strong fatigue crack resistant nickel base superalloy and product formed |
| US4820353A (en) * | 1986-09-15 | 1989-04-11 | General Electric Company | Method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed |
-
1988
- 1988-09-30 JP JP63247162A patent/JP2778705B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1989
- 1989-09-27 US US07/413,173 patent/US5131961A/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-09-29 DE DE68915095T patent/DE68915095T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-09-29 EP EP89118105A patent/EP0361524B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE68915095T2 (de) | 1994-08-18 |
| JPH0297634A (ja) | 1990-04-10 |
| US5131961A (en) | 1992-07-21 |
| EP0361524A1 (en) | 1990-04-04 |
| DE68915095D1 (de) | 1994-06-09 |
| EP0361524B1 (en) | 1994-05-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2778705B2 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP4037929B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| AU2005205736B2 (en) | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines | |
| JP4430974B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超合金の製造方法 | |
| JP6839401B1 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金及びＮｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JPWO2006059805A1 (ja) | 耐熱超合金 | |
| EP3327158B1 (en) | Method for producing ni-based superalloy material | |
| JPWO2011062231A1 (ja) | 耐熱超合金 | |
| JP6315319B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JP3308090B2 (ja) | Ｆｅ基超耐熱合金 | |
| JP3781402B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超合金 | |
| JP3559681B2 (ja) | 蒸気タービン翼およびその製造方法 | |
| AU2017200656A1 (en) | Ni-based superalloy for hot forging | |
| US3811960A (en) | Process of producing nickel chromium alloy products | |
| JP4387331B2 (ja) | Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法 | |
| JP2014070230A (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JPS5834129A (ja) | 耐熱金属材料の製造方法 | |
| AU2017200657A1 (en) | Ni-based superalloy for hot forging | |
| JP2004256840A (ja) | 複合強化型Ｎｉ基超合金とその製造方法 | |
| JP4923996B2 (ja) | 耐熱ばね及びその製造方法 | |
| JP4315582B2 (ja) | Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 | |
| JPH09268337A (ja) | 鍛造製高耐食超耐熱合金 | |
| JP2004107777A (ja) | オーステナイト系耐熱合金とその製造方法および蒸気タービン部品 | |
| JP3279949B2 (ja) | 析出強化型超合金 | |
| JPH03134144A (ja) | ニッケル基合金部材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |