JP3127471B2 - 低熱膨張超耐熱合金 - Google Patents
低熱膨張超耐熱合金Info
- Publication number
- JP3127471B2 JP3127471B2 JP02411479A JP41147990A JP3127471B2 JP 3127471 B2 JP3127471 B2 JP 3127471B2 JP 02411479 A JP02411479 A JP 02411479A JP 41147990 A JP41147990 A JP 41147990A JP 3127471 B2 JP3127471 B2 JP 3127471B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- thermal expansion
- strength
- alloy
- coefficient
- 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
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 71
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 71
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 21
- 229910001293 incoloy Inorganic materials 0.000 description 19
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 11
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 10
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 9
- 229910020630 Co Ni Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910002440 Co–Ni Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 6
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 5
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N copper;5,10,15,20-tetraphenylporphyrin-22,24-diide Chemical compound [Cu+2].C1=CC(C(=C2C=CC([N-]2)=C(C=2C=CC=CC=2)C=2C=CC(N=2)=C(C=2C=CC=CC=2)C2=CC=C3[N-]2)C=2C=CC=CC=2)=NC1=C3C1=CC=CC=C1 RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000833 kovar Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 2
- 229910001374 Invar Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 1
- 150000001639 boron compounds Chemical class 0.000 description 1
- 229910002091 carbon monoxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 230000002028 premature Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、ガスタービン部品やセ
ラミックスおよび超硬合金との複合材として、高温強度
に優れ、かつ低い熱膨張係数を必要とされる超耐熱合金
に関するものである。
ラミックスおよび超硬合金との複合材として、高温強度
に優れ、かつ低い熱膨張係数を必要とされる超耐熱合金
に関するものである。
【0002】
【従来の技術】従来、低い熱膨張係数が必要な用途の合
金としては、Fe-36%Ni系のインバー合金、Fe-42%Ni
系の42ニッケル合金、Fe-29%Ni-17%Co系のコバール
合金等が知られている。これらの合金は熱膨張係数は低
いが、常温および高温での強度が小さいため、強度が必
要とされる部品には用いることができない。
金としては、Fe-36%Ni系のインバー合金、Fe-42%Ni
系の42ニッケル合金、Fe-29%Ni-17%Co系のコバール
合金等が知られている。これらの合金は熱膨張係数は低
いが、常温および高温での強度が小さいため、強度が必
要とされる部品には用いることができない。
【0003】一方、上記の合金の熱膨張係数には及ばな
いものの通常のオーステナイト合金に比べ、熱膨張係数
が小さく、かつ、Al、Ti、Nb等の析出強化元素添加
により高温強度を高めた合金として、特公昭41−27
67号に記載されたインコロイ903合金や、このイン
コロイ903合金の一連の改良合金として、特開昭50
−30729号、特開昭50−30730号、U.S.Pate
nt4200459号、特開昭59−56563号、特開昭60
−128243号などに開示された合金が知られてい
る。またインコロイ903系統の合金とコバール系統の
合金の中間の強度、熱膨張係数を持つ合金として、特開
昭61−231138号や特開平2−70040号など
に開示された合金が挙げられる。
いものの通常のオーステナイト合金に比べ、熱膨張係数
が小さく、かつ、Al、Ti、Nb等の析出強化元素添加
により高温強度を高めた合金として、特公昭41−27
67号に記載されたインコロイ903合金や、このイン
コロイ903合金の一連の改良合金として、特開昭50
−30729号、特開昭50−30730号、U.S.Pate
nt4200459号、特開昭59−56563号、特開昭60
−128243号などに開示された合金が知られてい
る。またインコロイ903系統の合金とコバール系統の
合金の中間の強度、熱膨張係数を持つ合金として、特開
昭61−231138号や特開平2−70040号など
に開示された合金が挙げられる。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】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強
度と、各種の部品や部材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できる材料の要求や、セ
ラミックスや超硬合金のような低熱膨張材料と金属材料
との接合性の向上に対する要求は、ますます高まる傾向
にある。従来、このようなニーズに対しては、特公昭4
1−2767号に開示されるインコロイ903が、実用
化されてきたが、インコロイ903は500℃前後の使用
温度において、切欠感受性が高く、500℃の切欠でクリ
ープ破断強度と平滑クリープ破断強度とに著しい差があ
り、問題となっていた。
品の使用温度の上昇に伴い常温から高温までより高い強
度と、各種の部品や部材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できる材料の要求や、セ
ラミックスや超硬合金のような低熱膨張材料と金属材料
との接合性の向上に対する要求は、ますます高まる傾向
にある。従来、このようなニーズに対しては、特公昭4
1−2767号に開示されるインコロイ903が、実用
化されてきたが、インコロイ903は500℃前後の使用
温度において、切欠感受性が高く、500℃の切欠でクリ
ープ破断強度と平滑クリープ破断強度とに著しい差があ
り、問題となっていた。
【0005】この点に関する一連の改良合金としては、
先に挙げた特開昭50−30729号、特開昭50−3
0730号、U.S.Patent4200459号、特開昭59−56
563号、特開昭60−128243号などが提案さ
れ、これらの改良のなかから、インコロイ909が実用
化されるようになった。インコロイ909は確かにイン
コロイ903より、切欠破断強度には優れているが、熱
膨張係数はインコロイ903とほぼ同等であり、低熱膨
張化に関しては、十分に改善がなされていない。
先に挙げた特開昭50−30729号、特開昭50−3
0730号、U.S.Patent4200459号、特開昭59−56
563号、特開昭60−128243号などが提案さ
れ、これらの改良のなかから、インコロイ909が実用
化されるようになった。インコロイ909は確かにイン
コロイ903より、切欠破断強度には優れているが、熱
膨張係数はインコロイ903とほぼ同等であり、低熱膨
張化に関しては、十分に改善がなされていない。
【0006】一方、特開昭61−231138号や特開
平2−70040号に開示された合金は、熱膨張係数は
インコロイ909より低い値を示すが、高温強度はイン
コロイ909よりも劣っている。本発明は、かかる問題
点に鑑み、従来の低熱膨張超耐熱合金のうちの最も高い
レベルの高温強度と、最も低いレベルの低熱膨張特性を
両立する低熱膨張超耐熱合金を提供するものである。
平2−70040号に開示された合金は、熱膨張係数は
インコロイ909より低い値を示すが、高温強度はイン
コロイ909よりも劣っている。本発明は、かかる問題
点に鑑み、従来の低熱膨張超耐熱合金のうちの最も高い
レベルの高温強度と、最も低いレベルの低熱膨張特性を
両立する低熱膨張超耐熱合金を提供するものである。
【0007】
【課題を解決するための手段】本発明者は、かかる問題
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、熱膨張係数を最も低くするためにFe、Co
およびNiの割合と、高温強度向上のための析出強化元
素であるTi、Nb、Alの適正な添加範囲を見出し、そ
の結果、従来合金にない高温強度と低熱膨張係数を兼備
した合金を発明するに至った。
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、熱膨張係数を最も低くするためにFe、Co
およびNiの割合と、高温強度向上のための析出強化元
素であるTi、Nb、Alの適正な添加範囲を見出し、そ
の結果、従来合金にない高温強度と低熱膨張係数を兼備
した合金を発明するに至った。
【0008】本発明のうち第1発明は、重量%にて、C
0.1%以下、Si 1.0%以下、Mn 1.0%以下、Ti 0.5〜2.
5%、Nb 3.0%を越え6.0%以下、B 0.01%以下を含み、か
つ、Ni 20〜32%およびCo 16%を越え30%以下を48.8≦
1.235×Ni+Co<55.8の範囲で含有し、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低熱膨
張超耐熱合金であり、第2発明は、重量%にて、C 0.1
%以下、Si 1.0%以下、Mn 1.0%以下、Ti 0.5〜2.5%、
Nb 3.0%を越え6.0%以下、B 0.01%以下、Al 1.0%以下
を含み、かつ、Ni 20〜32%およびCo 16%を越え30%以
下を48.8≦1.235×Ni+Co<55.8の範囲で含有し、残
部は不純物を除き、実質的にFeからなることを特徴と
する低熱膨張超耐熱合金であり、さらに第3発明は常温
から400℃までの平均熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/
℃以下、500℃での引張強さが100kgf/mm2以上および500
℃でのクリープ破断試験における切欠破断強度が平滑破
断強度よりも優れる特性を有することを特徴とする第1
発明ならびに第2発明に記載の低熱膨張超耐熱合金であ
る。
0.1%以下、Si 1.0%以下、Mn 1.0%以下、Ti 0.5〜2.
5%、Nb 3.0%を越え6.0%以下、B 0.01%以下を含み、か
つ、Ni 20〜32%およびCo 16%を越え30%以下を48.8≦
1.235×Ni+Co<55.8の範囲で含有し、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低熱膨
張超耐熱合金であり、第2発明は、重量%にて、C 0.1
%以下、Si 1.0%以下、Mn 1.0%以下、Ti 0.5〜2.5%、
Nb 3.0%を越え6.0%以下、B 0.01%以下、Al 1.0%以下
を含み、かつ、Ni 20〜32%およびCo 16%を越え30%以
下を48.8≦1.235×Ni+Co<55.8の範囲で含有し、残
部は不純物を除き、実質的にFeからなることを特徴と
する低熱膨張超耐熱合金であり、さらに第3発明は常温
から400℃までの平均熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/
℃以下、500℃での引張強さが100kgf/mm2以上および500
℃でのクリープ破断試験における切欠破断強度が平滑破
断強度よりも優れる特性を有することを特徴とする第1
発明ならびに第2発明に記載の低熱膨張超耐熱合金であ
る。
【0009】
【作用】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、0.1%を越える
過度の添加はTiやNbの炭化物が多くなりすぎて析出強
化元素として作用するTiやNbを減少させるとともに、
合金の熱膨張係数を増大させるので、Cは0.1%以下とす
る。
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、0.1%を越える
過度の添加はTiやNbの炭化物が多くなりすぎて析出強
化元素として作用するTiやNbを減少させるとともに、
合金の熱膨張係数を増大させるので、Cは0.1%以下とす
る。
【0010】Si、Mnは、脱酸剤として添加されるので
合金中に含まれるが、これらの元素は、いずれも合金の
熱膨張係数を増加させるので過度の添加は好ましくな
い。したがって、Si、Mnはともに1.0%以下に限定す
る。
合金中に含まれるが、これらの元素は、いずれも合金の
熱膨張係数を増加させるので過度の添加は好ましくな
い。したがって、Si、Mnはともに1.0%以下に限定す
る。
【0011】前述したように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Ni、Co等と結合し金属間化合物を形成して合金
を強化する。Tiは時効処理によってNi、Co、Nbとと
もに面心立方晶または体心正方晶の(Ni,CO)3(Ti,N
b)からなる組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析
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0.5%であるが2.5%を越える過度の添加
は、熱膨張係数を増加させるとともに、熱間加工性も低
下させるので、Tiは0.5〜2.5%に限定する。Nbは、Ti
と同様、時効処理によって、Ni,Coとともに面心立方
晶または体心正方晶の(Ni,CO)3(Ti,Nb)からなる組
成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱間強
度を著しく向上させる。さらに一部のNbは斜方晶の(N
i,CO)3Nbからなる組成の数μm程度の金属間化合物を
粒界に析出させ、結晶粒の微細化を可能にすると共に、
粒界の強度を高める作用を持ち、高温引張強度と500℃
前後の切欠クリープ破断強度を著しく向上させる作用を
持つ。そのためにNbは3.0%を越える量を必要とする
が、6.0%を越える過度の添加は、熱膨張係数を高めると
共に熱間加工性も低下させるので、Nbは3.0%を越え6.0
%以下に限定する。 また、TaはNbと同族の元素でNb
の2倍の原子量を持つのでNbの一部を3.0<Nb+1/2Ta
≦6.0の範囲で置換可能である。
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Ni、Co等と結合し金属間化合物を形成して合金
を強化する。Tiは時効処理によってNi、Co、Nbとと
もに面心立方晶または体心正方晶の(Ni,CO)3(Ti,N
b)からなる組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析
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0.5%であるが2.5%を越える過度の添加
は、熱膨張係数を増加させるとともに、熱間加工性も低
下させるので、Tiは0.5〜2.5%に限定する。Nbは、Ti
と同様、時効処理によって、Ni,Coとともに面心立方
晶または体心正方晶の(Ni,CO)3(Ti,Nb)からなる組
成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱間強
度を著しく向上させる。さらに一部のNbは斜方晶の(N
i,CO)3Nbからなる組成の数μm程度の金属間化合物を
粒界に析出させ、結晶粒の微細化を可能にすると共に、
粒界の強度を高める作用を持ち、高温引張強度と500℃
前後の切欠クリープ破断強度を著しく向上させる作用を
持つ。そのためにNbは3.0%を越える量を必要とする
が、6.0%を越える過度の添加は、熱膨張係数を高めると
共に熱間加工性も低下させるので、Nbは3.0%を越え6.0
%以下に限定する。 また、TaはNbと同族の元素でNb
の2倍の原子量を持つのでNbの一部を3.0<Nb+1/2Ta
≦6.0の範囲で置換可能である。
【0012】本発明合金において、Ti、Nbは必須の添
加元素であるが、Alも析出強化元素として添加しても
よく、AlはTi、Nbと同様、時効処理によってNi,Co
とともに面心立方晶の(Ni,CO)3(Al,Ti,Nb)からな
る組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱
間強度を向上させる。しかし、過度の添加は熱間加工性
を低下させ、熱膨張係数を増加させるのでAlは1.0%以
下に限定する。
加元素であるが、Alも析出強化元素として添加しても
よく、AlはTi、Nbと同様、時効処理によってNi,Co
とともに面心立方晶の(Ni,CO)3(Al,Ti,Nb)からな
る組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱
間強度を向上させる。しかし、過度の添加は熱間加工性
を低下させ、熱膨張係数を増加させるのでAlは1.0%以
下に限定する。
【0013】Bは結晶粒界に偏析して粒界強度を高め、
熱間加工性と500℃前後の切欠クリープ破断強度の向上
に寄与する。しかし、0.01%を越える過剰のB添加はボ
ロン化合物を形成するため、逆に合金の初期溶融温度を
低下させ、熱間加工性を害するのでBは0.01%以下に限
定する。
熱間加工性と500℃前後の切欠クリープ破断強度の向上
に寄与する。しかし、0.01%を越える過剰のB添加はボ
ロン化合物を形成するため、逆に合金の初期溶融温度を
低下させ、熱間加工性を害するのでBは0.01%以下に限
定する。
【0014】NiはCo,Feとともにマトリックスを構成
し、Fe-Co-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
来合金の中でも最も高いレベルの高温強度を付与するた
めに、TiやNbさらにはAlなどの析出強化元素を多く
含んでいるが、従来合金にないFe、Co、Niの割合を
見出したことで高い高温引張強度と低熱膨張係数の両立
が可能となった。さらに、本発明合金のFe-Co-Niの
比においては、斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出量が従来
合金に比べて、はるかに多く、粒界強化に役立ち、500
℃前後の切欠クリープ破断強度を高める効果を持つ。そ
のために、必要なNi量は20%以上であり、20%を下回る
とオーステナイト相が不安定となってマルテンサイト変
態を生じ、高温強度を低下させ、また熱膨張係数を増加
させる。逆に32%を越えるNiは熱膨張係数の増加と粒界
強化に役立つ斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出量を減少さ
せるのでNiは20〜32%に限定する。
し、Fe-Co-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
来合金の中でも最も高いレベルの高温強度を付与するた
めに、TiやNbさらにはAlなどの析出強化元素を多く
含んでいるが、従来合金にないFe、Co、Niの割合を
見出したことで高い高温引張強度と低熱膨張係数の両立
が可能となった。さらに、本発明合金のFe-Co-Niの
比においては、斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出量が従来
合金に比べて、はるかに多く、粒界強化に役立ち、500
℃前後の切欠クリープ破断強度を高める効果を持つ。そ
のために、必要なNi量は20%以上であり、20%を下回る
とオーステナイト相が不安定となってマルテンサイト変
態を生じ、高温強度を低下させ、また熱膨張係数を増加
させる。逆に32%を越えるNiは熱膨張係数の増加と粒界
強化に役立つ斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出量を減少さ
せるのでNiは20〜32%に限定する。
【0015】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斜方晶の(Ni,CO)3Nb
の析出に役立つ。そのためにCoは16%を越える添加を必
要とし、16%以下ではオーステナイト相が不安定となっ
て、マルテンサイト変態を生じ、高温強度の低下と熱膨
張係数の増加をまねく。逆に30%を越えるCoの添加は熱
膨張係数の増加をまねくので、Coは16%を越え30%以下
の範囲とする。
を構成し、熱膨張係数の低下と斜方晶の(Ni,CO)3Nb
の析出に役立つ。そのためにCoは16%を越える添加を必
要とし、16%以下ではオーステナイト相が不安定となっ
て、マルテンサイト変態を生じ、高温強度の低下と熱膨
張係数の増加をまねく。逆に30%を越えるCoの添加は熱
膨張係数の増加をまねくので、Coは16%を越え30%以下
の範囲とする。
【0016】さらにNiとCoは両者のバランスで最も低
い熱膨張係数を得ることができ、両者の合計量も大変重
要な値である。特公昭41−2767号に開示されるよ
うにCoはNiの1.235倍で熱膨張係数の低下に寄与す
る。本発明者もこの点に関する実験的検討を行なったと
ころ、Coは寄与率でNiの1.235倍の関係であることを
確認した。しかし、本発明合金が目標とする低い熱膨張
係数は、特公昭41−2767号に示される1.235Ni+
Co量より低い範囲にあり、1.235Ni+Coが55.8以上で
は熱膨張係数が高くなりすぎてしまう。逆に1.235Ni+
Co量が48.8を下回るとマルテンサイト変態を生じ易く
なるためNiとCoは次の式の範囲に限定する。48.8≦1.
235Ni+Co<55.8
い熱膨張係数を得ることができ、両者の合計量も大変重
要な値である。特公昭41−2767号に開示されるよ
うにCoはNiの1.235倍で熱膨張係数の低下に寄与す
る。本発明者もこの点に関する実験的検討を行なったと
ころ、Coは寄与率でNiの1.235倍の関係であることを
確認した。しかし、本発明合金が目標とする低い熱膨張
係数は、特公昭41−2767号に示される1.235Ni+
Co量より低い範囲にあり、1.235Ni+Coが55.8以上で
は熱膨張係数が高くなりすぎてしまう。逆に1.235Ni+
Co量が48.8を下回るとマルテンサイト変態を生じ易く
なるためNiとCoは次の式の範囲に限定する。48.8≦1.
235Ni+Co<55.8
【0017】本発明合金は固溶化+時効処理状態におい
て、高温まで低熱膨張係数と高強度を得ることを目的と
する。ガスタービン部品、セラミック接合部品および超
硬合金接合部品等の用途に対し、常温から400℃までの
熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/℃を越えると高温使
用中に十分なクリアランスや接合強度が確保できなくな
るので、常温から400℃までの熱膨張係数は7.0×10マイ
ナス6乗/℃以下に限定する。また、500℃の引張強さが1
00kgf/mm2に満たないと、高温における高回転時の応力
または焼ばめなどの高接合応力に耐えることができなく
なるので、500℃の引張強さは100kgf/mm2以上に規定す
る。さらに、この種の低熱膨張超耐熱合金は実際の製品
において、応力集中部をいくつか持つ場合が多く、その
部分の切欠強度が平滑面の切欠強度より低いと設計上の
破壊寿命よりも大幅に早期破壊を生じることとなる。こ
のような切欠強度の低下は500℃前後の温度で最も敏感
となるため、500℃の平滑−切欠複合クリープ破断試験
において、平滑部より切欠部の方が早期に破断する材料
は実際の使用条件が極端に限定される。よって、500℃
の平滑−切欠複合クリープ破断試験において、切欠破断
強度は平滑破断強度を上回ることが重要であり、切欠部
で破壊してはならない。
て、高温まで低熱膨張係数と高強度を得ることを目的と
する。ガスタービン部品、セラミック接合部品および超
硬合金接合部品等の用途に対し、常温から400℃までの
熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/℃を越えると高温使
用中に十分なクリアランスや接合強度が確保できなくな
るので、常温から400℃までの熱膨張係数は7.0×10マイ
ナス6乗/℃以下に限定する。また、500℃の引張強さが1
00kgf/mm2に満たないと、高温における高回転時の応力
または焼ばめなどの高接合応力に耐えることができなく
なるので、500℃の引張強さは100kgf/mm2以上に規定す
る。さらに、この種の低熱膨張超耐熱合金は実際の製品
において、応力集中部をいくつか持つ場合が多く、その
部分の切欠強度が平滑面の切欠強度より低いと設計上の
破壊寿命よりも大幅に早期破壊を生じることとなる。こ
のような切欠強度の低下は500℃前後の温度で最も敏感
となるため、500℃の平滑−切欠複合クリープ破断試験
において、平滑部より切欠部の方が早期に破断する材料
は実際の使用条件が極端に限定される。よって、500℃
の平滑−切欠複合クリープ破断試験において、切欠破断
強度は平滑破断強度を上回ることが重要であり、切欠部
で破壊してはならない。
【0018】表1に本発明合金および従来合金の化学組
成を示す。本発明合金および従来合金は、真空誘導溶解
炉にて溶解し、10kgのインゴットとした後、1150℃×20
hr保持の均質化処理を施し、その後加熱温度1100℃で鍛
伸して、30mm角の試料とした。その後、従来合金No.11
を除く他の合金はすべて982℃×1hr保持後空冷する固溶
化処理、No.11は930℃×1hr保持後空冷する固溶化処理
を実施し、さらに時効処理は全合金共通で720℃×1hr保
持後55℃/hrの冷却速度で620℃まで冷却後、620℃で1hr
保持後空冷する2段時効処理を実施した。
成を示す。本発明合金および従来合金は、真空誘導溶解
炉にて溶解し、10kgのインゴットとした後、1150℃×20
hr保持の均質化処理を施し、その後加熱温度1100℃で鍛
伸して、30mm角の試料とした。その後、従来合金No.11
を除く他の合金はすべて982℃×1hr保持後空冷する固溶
化処理、No.11は930℃×1hr保持後空冷する固溶化処理
を実施し、さらに時効処理は全合金共通で720℃×1hr保
持後55℃/hrの冷却速度で620℃まで冷却後、620℃で1hr
保持後空冷する2段時効処理を実施した。
【0019】
【表1】
【0020】従来合金No.11はインコロイ903、No.
12はインコロイ909およびNo.13は特開平2−700
40号に開示された合金である。本発明合金と従来合金
No.12、No.13は、すべて従来合金No.12のインコロイ
909の標準熱処理条件で実施した。また、インコロイ
903(No.11)のみは合金の再結晶温度が低く、結晶粒
が成長しやすいので、固溶化処理温度は他の合金より低
い930℃で実施した。
12はインコロイ909およびNo.13は特開平2−700
40号に開示された合金である。本発明合金と従来合金
No.12、No.13は、すべて従来合金No.12のインコロイ
909の標準熱処理条件で実施した。また、インコロイ
903(No.11)のみは合金の再結晶温度が低く、結晶粒
が成長しやすいので、固溶化処理温度は他の合金より低
い930℃で実施した。
【0021】
【表2】
【0022】表2に本発明合金および従来合金の常温引
張特性、500℃引張特性、500℃平滑−切欠複合クリープ
破断特性および30℃から400℃までの平均熱膨張係数を
示す。引張試験は常温、500℃ともASTM法に規定さ
れた試験方法に基づき、平行部直径 6.35mm標点間距離
25.4mmのA370の縮小引張試験片で実施した。また、平滑
−切欠複合クリープ破断試験もASTM法に規定された
試験方法に基づき、平滑部、切欠部とも直径 4.52mm、
平滑部の標点間距離 18.08mmのA453の9号試験片を用い
た。試験温度は500℃で初期応力はNo.11と13のみ50kgf
/mm2とし、他はいずれも80kgf/mm2の初期応力で試験を
行なった。破断時間が200hrを超過したものについて
は、8〜16時間毎に5kgf/mm2の応力増加を行ない、強制
的に破断させた。
張特性、500℃引張特性、500℃平滑−切欠複合クリープ
破断特性および30℃から400℃までの平均熱膨張係数を
示す。引張試験は常温、500℃ともASTM法に規定さ
れた試験方法に基づき、平行部直径 6.35mm標点間距離
25.4mmのA370の縮小引張試験片で実施した。また、平滑
−切欠複合クリープ破断試験もASTM法に規定された
試験方法に基づき、平滑部、切欠部とも直径 4.52mm、
平滑部の標点間距離 18.08mmのA453の9号試験片を用い
た。試験温度は500℃で初期応力はNo.11と13のみ50kgf
/mm2とし、他はいずれも80kgf/mm2の初期応力で試験を
行なった。破断時間が200hrを超過したものについて
は、8〜16時間毎に5kgf/mm2の応力増加を行ない、強制
的に破断させた。
【0023】表2には、初期応力を最終破断時の応力
(破断応力の欄)破断に至るまでの試験時間の総計(破
断寿命の欄)および平滑部で破断した場合には伸びの
値、切欠部で破断した場合には、「N」の記号を伸びの
欄に記載した。熱膨張係数の測定は直径5mm、長さ19.5m
mの試験片を用いて30℃から400℃までの平均熱膨張係数
を求めた。
(破断応力の欄)破断に至るまでの試験時間の総計(破
断寿命の欄)および平滑部で破断した場合には伸びの
値、切欠部で破断した場合には、「N」の記号を伸びの
欄に記載した。熱膨張係数の測定は直径5mm、長さ19.5m
mの試験片を用いて30℃から400℃までの平均熱膨張係数
を求めた。
【0024】表1および表2より本発明合金は、いずれ
も優れた常温および500℃の引張強さを有し、500℃の平
滑−切欠複合クリープ破断試験において、いずれも平滑
部での破断で、切欠強度が平滑部の強度を上回ってお
り、かつその破断応力も高いことがわかる。さらに、常
温から400℃までの平均熱膨張係数において、いずれも
7.0×10マイナス6乗/℃以下の優れた低熱膨張係数を併
せ持つことがわかる。
も優れた常温および500℃の引張強さを有し、500℃の平
滑−切欠複合クリープ破断試験において、いずれも平滑
部での破断で、切欠強度が平滑部の強度を上回ってお
り、かつその破断応力も高いことがわかる。さらに、常
温から400℃までの平均熱膨張係数において、いずれも
7.0×10マイナス6乗/℃以下の優れた低熱膨張係数を併
せ持つことがわかる。
【0025】それに対し、従来合金No.11(インコロイ
903)は、常温および500℃の引張強さこそ本発明合金
と同等の強度が得られるものの、500℃の切欠強度が極
端に低く、熱膨張係数も本発明合金に比較して2割以上
高くなっている。インコロイ903の切欠感受性が異常
に高い理由は、Nbがやや低いことと、Fe-Co-Niの比
が斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出を生じさせるには十分
な組織とならず、その結果として粒界強度が十分保たれ
ていないことが原因であると考えられる。従来合金No.
12(インコロイ909)は、インコロイ903のAlを低
下させ、Nbを増加させた合金であり、同じFe-Co-Ni
の比でも斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出が生じるように
なり、切欠破断強度は確かに向上している。しかし、F
e-Co-Niの比がインコロイ903と同じで(1.235Ni+
Co)値が高いために熱膨張係数の低下には全く改善は
見られず、本発明合金に比べると明らかに高い値を示
す。また、比較合金No.13の(1.235Ni+Co)値は、本
発明合金の範囲内に入るために熱膨張係数は良好な値を
示すが、析出強化元素であるTiの含有量が低いため
に、時効硬化が不十分であり、常温および500℃の引張
強さが明らかに本発明合金に劣っている。
903)は、常温および500℃の引張強さこそ本発明合金
と同等の強度が得られるものの、500℃の切欠強度が極
端に低く、熱膨張係数も本発明合金に比較して2割以上
高くなっている。インコロイ903の切欠感受性が異常
に高い理由は、Nbがやや低いことと、Fe-Co-Niの比
が斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出を生じさせるには十分
な組織とならず、その結果として粒界強度が十分保たれ
ていないことが原因であると考えられる。従来合金No.
12(インコロイ909)は、インコロイ903のAlを低
下させ、Nbを増加させた合金であり、同じFe-Co-Ni
の比でも斜方晶の(Ni,CO)3Nbの析出が生じるように
なり、切欠破断強度は確かに向上している。しかし、F
e-Co-Niの比がインコロイ903と同じで(1.235Ni+
Co)値が高いために熱膨張係数の低下には全く改善は
見られず、本発明合金に比べると明らかに高い値を示
す。また、比較合金No.13の(1.235Ni+Co)値は、本
発明合金の範囲内に入るために熱膨張係数は良好な値を
示すが、析出強化元素であるTiの含有量が低いため
に、時効硬化が不十分であり、常温および500℃の引張
強さが明らかに本発明合金に劣っている。
【0026】
【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と
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のと構造用鋼との
接合に際し高強度で信頼性の高い接合が得られる。
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と
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のと構造用鋼との
接合に際し高強度で信頼性の高い接合が得られる。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%にて、C 0.1%以下、Si 1.0%以
下、Mn 1.0%以下、Ti 0.5〜2.5%、Nb 3.0%を越え6.0
%以下、B 0.01%以下を含み、かつ、Ni 20〜32%および
Co 16%を越え30%以下を48.8≦1.235×Ni+Co<55.8
の範囲で含有し、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低熱膨張超耐熱合金。 - 【請求項2】 重量%にて、C 0.1%以下、Si 1.0%以
下、Mn 1.0%以下、Ti 0.5〜2.5%、Nb 3.0%を越え6.0
%以下、B 0.01%以下、Al 1.0%以下を含み、かつ、Ni
20〜32%およびCo 16%を越え30%以下を48.8≦1.235×
Ni+Co<55.8の範囲で含有し、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低熱膨張超耐熱
合金。 - 【請求項3】 常温から400℃までの平均熱膨張係数が
7.0×10マイナス6乗/℃以下、500℃での引張強さが100k
gf/mm2以上および500℃でのクリープ破断試験における
切欠破断強度が平滑破断強度よりも優れる特性を有する
ことを特徴とする請求項1または請求項2に記載の低熱
膨張超耐熱合金。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP02411479A JP3127471B2 (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 低熱膨張超耐熱合金 |
US07/844,287 US5192497A (en) | 1990-12-18 | 1992-03-02 | Superalloys with low thermal-expansion coefficient |
EP92103619A EP0558775B1 (en) | 1990-12-18 | 1992-03-03 | Superalloys with low thermal-expansion coefficient |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP02411479A JP3127471B2 (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 低熱膨張超耐熱合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04218642A JPH04218642A (ja) | 1992-08-10 |
JP3127471B2 true JP3127471B2 (ja) | 2001-01-22 |
Family
ID=18520488
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP02411479A Expired - Fee Related JP3127471B2 (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 低熱膨張超耐熱合金 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5192497A (ja) |
EP (1) | EP0558775B1 (ja) |
JP (1) | JP3127471B2 (ja) |
Families Citing this family (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6251159B1 (en) * | 1998-12-22 | 2001-06-26 | General Electric Company | Dispersion strengthening by nanophase addition |
CN1078261C (zh) * | 1999-09-21 | 2002-01-23 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 低膨胀抗氧化高温合金 |
US6939388B2 (en) | 2002-07-23 | 2005-09-06 | General Electric Company | Method for making materials having artificially dispersed nano-size phases and articles made therewith |
WO2005017220A1 (en) * | 2003-08-04 | 2005-02-24 | General Electric Company | Method for making materials having artificially dispersed nano-size phases and articles made therewith |
US7374825B2 (en) * | 2004-12-01 | 2008-05-20 | General Electric Company | Protection of thermal barrier coating by an impermeable barrier coating |
DE102009035629A1 (de) * | 2009-07-31 | 2011-02-17 | Bosch Mahle Turbo Systems Gmbh & Co. Kg | Ladevorrichtung, insbesondere Abgasturbolader für ein Kraftfahrzeug |
KR101677352B1 (ko) | 2014-12-26 | 2016-11-18 | 주식회사 포스코 | 디스플레이용 유기발광 다이오드 봉지재용 강 |
JP6753850B2 (ja) * | 2015-07-06 | 2020-09-09 | 日本鋳造株式会社 | 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 |
JP6160942B1 (ja) * | 2015-09-29 | 2017-07-12 | 日立金属株式会社 | 低熱膨張超耐熱合金及びその製造方法 |
FR3093013B1 (fr) * | 2019-02-27 | 2021-12-31 | Saint Gobain | Composition sol-gel durcissable sous l’effet d’un rayonnement UV pour l’obtention d’un revêtement hydrophobe |
CN115011856A (zh) * | 2022-05-23 | 2022-09-06 | 哈尔滨工业大学 | 一种低膨胀高温合金及其制备方法 |
CN116043136A (zh) * | 2023-01-18 | 2023-05-02 | 上海材料研究所有限公司 | 一种低膨胀高强度合金钢及其制造方法与应用 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB691148A (en) * | 1950-04-01 | 1953-05-06 | Ernest Dubois | Improvements in the manufacture of springs and alloys therefor |
GB1411693A (en) * | 1973-05-04 | 1975-10-29 | Int Nickel Ltd | Low expansion alloys |
GB1401259A (en) * | 1973-05-04 | 1975-07-16 | Int Nickel Ltd | Low expansion alloys |
GB1472653A (en) * | 1974-05-13 | 1977-05-04 | Carpenter Technology Corp | Controlled expansion alloy |
SU665015A1 (ru) * | 1977-10-20 | 1979-05-30 | Уральский научно-исследовательский институт черных металлов | Дисперсионно-твердеющий элинвар |
US4200459A (en) * | 1977-12-14 | 1980-04-29 | Huntington Alloys, Inc. | Heat resistant low expansion alloy |
US4685978A (en) * | 1982-08-20 | 1987-08-11 | Huntington Alloys Inc. | Heat treatments of controlled expansion alloy |
US4487743A (en) * | 1982-08-20 | 1984-12-11 | Huntington Alloys, Inc. | Controlled expansion alloy |
JPS6123118A (ja) * | 1984-07-12 | 1986-01-31 | Hitachi Ltd | 光スイツチ素子 |
JPH0270040A (ja) * | 1988-09-05 | 1990-03-08 | Hitachi Metals Ltd | 高強度低熱膨張合金 |
-
1990
- 1990-12-18 JP JP02411479A patent/JP3127471B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-03-02 US US07/844,287 patent/US5192497A/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-03-03 EP EP92103619A patent/EP0558775B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0558775A1 (en) | 1993-09-08 |
EP0558775B1 (en) | 1998-06-17 |
JPH04218642A (ja) | 1992-08-10 |
US5192497A (en) | 1993-03-09 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4037929B2 (ja) | 低熱膨張Ni基超耐熱合金およびその製造方法 | |
JP3027200B2 (ja) | 耐酸化性低膨張合金 | |
EP0633325B1 (en) | Nickel base alloy with superior stress rupture strength and grain size control | |
US5116691A (en) | Ductility microalloyed NiAl intermetallic compounds | |
JP3127471B2 (ja) | 低熱膨張超耐熱合金 | |
US5338379A (en) | Tantalum-containing superalloys | |
EP0363598B1 (en) | Heat-resistant titanium-aluminium alloy with a high fracture toughness at room temperature and with good oxidation resistance and strength at high temperatures | |
JPH09165634A (ja) | 耐熱チタン合金 | |
CA1304608C (en) | High nickel chromium alloy | |
EP0502655A1 (en) | Improved ductility nial intermetallic compounds microalloyed with gallium | |
US5997809A (en) | Alloys for high temperature service in aggressive environments | |
US4006011A (en) | Controlled expansion alloy | |
JP4288821B2 (ja) | 高温強度に優れた低熱膨張Fe基耐熱合金 | |
JP3135691B2 (ja) | 低熱膨張超耐熱合金 | |
JPH0578769A (ja) | 金属間化合物基耐熱合金 | |
JPH09268337A (ja) | 鍛造製高耐食超耐熱合金 | |
JPH07238353A (ja) | 鉄−アルミニウム合金およびこの合金の用途 | |
JP3289847B2 (ja) | 耐酸化性に優れた低熱膨張超耐熱合金 | |
CA1322676C (en) | High nickel chromium alloy | |
JP2003138334A (ja) | 高温耐酸化性及び高温延性に優れたNi基合金 | |
EP0533059B1 (en) | Super alloy with low thermal expansion | |
EP0545518A1 (en) | Titanium/aluminium alloy | |
EP0502656A1 (en) | Improved ductility NiAL intermetallic compounds microalloyed with iron | |
JPH05230601A (ja) | クリープ破断強度の高い耐熱鋳鋼 | |
JPS6173853A (ja) | 耐熱合金 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081110 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081110 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091110 Year of fee payment: 9 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |