JP3308090B2 - Ｆｅ基超耐熱合金 - Google Patents
Ｆｅ基超耐熱合金Info
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- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱間押し出し工具や熱
間鍛造金型等の耐熱工具、エンジンバルブ、ガスタービ
ンエンジン部品、およびコイルやシート状の各種ばね材
等の用途として、高温強度と組織安定性に優れた安価な
γ’析出強化型Ｆｅ基超耐熱合金に関するものである。
間鍛造金型等の耐熱工具、エンジンバルブ、ガスタービ
ンエンジン部品、およびコイルやシート状の各種ばね材
等の用途として、高温強度と組織安定性に優れた安価な
γ’析出強化型Ｆｅ基超耐熱合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ａ２８６（ＪＩＳ規格ＳＵＨ６６０）の
名で知られるγ’析出強化型Ｆｅ基超耐熱合金（以下、
Ａ２８６と記す）は、６００℃付近の高温域まで使用可
能な安価な耐熱合金として、幅広い分野で利用されてい
る。Ａ２８６の成分範囲は、ＪＩＳ規格によれば、Ｃ
０．０８％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０％以
下、Ｐ０．０４％以下、Ｓ０．０３％以下、Ｎｉ２４．
０〜２７．０％、Ｃｒ１３．５〜１６．０％、Ｍｏ１．
０〜１．５％、Ｖ０．１０〜０．５０％、Ａｌ０．３５
％以下、Ｔｉ１．９０〜２．３５％、Ｂ０．００１〜
０．０１０％、残部Ｆｅと規定されている。一方、Ａ２
８６の改良合金としては、特開昭６２−９３３５３号
や、特開昭６２−１９９７５２号などが提案されてい
る。また、特開昭５６−２０１４８号では、排気エンジ
ンバルブ用合金として、Ａ２８６を含む広い組成範囲の
合金が提案されている。
名で知られるγ’析出強化型Ｆｅ基超耐熱合金（以下、
Ａ２８６と記す）は、６００℃付近の高温域まで使用可
能な安価な耐熱合金として、幅広い分野で利用されてい
る。Ａ２８６の成分範囲は、ＪＩＳ規格によれば、Ｃ
０．０８％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０％以
下、Ｐ０．０４％以下、Ｓ０．０３％以下、Ｎｉ２４．
０〜２７．０％、Ｃｒ１３．５〜１６．０％、Ｍｏ１．
０〜１．５％、Ｖ０．１０〜０．５０％、Ａｌ０．３５
％以下、Ｔｉ１．９０〜２．３５％、Ｂ０．００１〜
０．０１０％、残部Ｆｅと規定されている。一方、Ａ２
８６の改良合金としては、特開昭６２−９３３５３号
や、特開昭６２−１９９７５２号などが提案されてい
る。また、特開昭５６−２０１４８号では、排気エンジ
ンバルブ用合金として、Ａ２８６を含む広い組成範囲の
合金が提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、近年の環境問
題によるエネルギーの有効利用の観点から、各種耐熱部
品の使用温度は高温化されるようになってきた。このよ
うな高温域での使用となるとＡ２８６では、高温強度が
不足するようになる。また、Ａ２８６は、各種高強度ば
ね材としても使用されるが、この用途では、冷間加工後
に時効処理をすると、強化に寄与する擬安定のγ’相が
安定相であるη相に変態してしまい、十分な強度が得ら
れなくなるという問題があった。本発明の目的は、Ａ２
８６よりも極端に合金の価格が高くなるようなことのな
い合金組成で、かつ、常温および高温の引張強度、高温
クリープ破断強度および高温加熱中の組織安定性がＡ２
８６よりも優れることを特徴とするγ’析出強化型Ｆｅ
基超耐熱合金を提供することにある。
題によるエネルギーの有効利用の観点から、各種耐熱部
品の使用温度は高温化されるようになってきた。このよ
うな高温域での使用となるとＡ２８６では、高温強度が
不足するようになる。また、Ａ２８６は、各種高強度ば
ね材としても使用されるが、この用途では、冷間加工後
に時効処理をすると、強化に寄与する擬安定のγ’相が
安定相であるη相に変態してしまい、十分な強度が得ら
れなくなるという問題があった。本発明の目的は、Ａ２
８６よりも極端に合金の価格が高くなるようなことのな
い合金組成で、かつ、常温および高温の引張強度、高温
クリープ破断強度および高温加熱中の組織安定性がＡ２
８６よりも優れることを特徴とするγ’析出強化型Ｆｅ
基超耐熱合金を提供することにある。
【０００４】また、前述のＡ２８６の改良合金として提
案されている特開昭６２−９３３５３号や、特開昭６２
−１９９７５２号などは、いずれもＡ２８６より十分に
高強度化されているとは言いがたい。また、特開昭５６
−２０１４８号は、排気エンジンバルブ用合金で、Ａ２
８６を含む広い組成範囲の合金であるが、Ａ２８６並み
のＮｉ量とＣｒ量のレベルでは、やはりＡ２８６に対し
て十分に高強度化されているとは言いがたい。
案されている特開昭６２−９３３５３号や、特開昭６２
−１９９７５２号などは、いずれもＡ２８６より十分に
高強度化されているとは言いがたい。また、特開昭５６
−２０１４８号は、排気エンジンバルブ用合金で、Ａ２
８６を含む広い組成範囲の合金であるが、Ａ２８６並み
のＮｉ量とＣｒ量のレベルでは、やはりＡ２８６に対し
て十分に高強度化されているとは言いがたい。
【０００５】
【課題を解決するための手段】従来のＦｅ基超耐熱合金
は最高使用温度が６００℃程度までの用途に対し、強度
向上を計るため、Ｔｉ／Ａｌ比の高い擬安定なγ’相
（Ni3(Al,Ti)：ｆｃｃ，Ｌ１2構造）で析出強化される
ような合金組成のものが好まれて使用されてきた（Ｖ５
７やＡ２８６など）。このような高いＴｉ／Ａｌ比は、
確かに６００℃程度までの温度域の引張強度向上には有
利であるが、使用温度が７００℃程度の温度域になった
場合、擬安定γ’相がη相（Ni3Ti：ｈｃｐ，Ｄ０24構
造）に変態してしまい、高温強度が急激に低下するよう
になる。そこで、本発明者は鋭意検討の結果、最適な合
金系としてＮｉ−Ｃｒ−（Ｍｏ，Ｗ）−Ａｌ−Ｔｉ−Ｎ
ｂ−Ｆｅ系を選び、個々の成分元素の添加量の最適化を
図るとともに、以下の３つの手法を用いることにより、
省資源のために３０％を超えないＮｉ量で、前記目的を
満足する合金を新規に発明するに至った。
は最高使用温度が６００℃程度までの用途に対し、強度
向上を計るため、Ｔｉ／Ａｌ比の高い擬安定なγ’相
（Ni3(Al,Ti)：ｆｃｃ，Ｌ１2構造）で析出強化される
ような合金組成のものが好まれて使用されてきた（Ｖ５
７やＡ２８６など）。このような高いＴｉ／Ａｌ比は、
確かに６００℃程度までの温度域の引張強度向上には有
利であるが、使用温度が７００℃程度の温度域になった
場合、擬安定γ’相がη相（Ni3Ti：ｈｃｐ，Ｄ０24構
造）に変態してしまい、高温強度が急激に低下するよう
になる。そこで、本発明者は鋭意検討の結果、最適な合
金系としてＮｉ−Ｃｒ−（Ｍｏ，Ｗ）−Ａｌ−Ｔｉ−Ｎ
ｂ−Ｆｅ系を選び、個々の成分元素の添加量の最適化を
図るとともに、以下の３つの手法を用いることにより、
省資源のために３０％を超えないＮｉ量で、前記目的を
満足する合金を新規に発明するに至った。
【０００６】(1) Ｎｂ，ＭｏおよびＷを複合添加する
ことにより、基地であるγ相と析出強化相であるγ’相
の両方の相の固溶強化を図ることができ、これら３元素
の原子当量の和(Nb+Mo+0.5W)の最適値を見出した。 (2) Ni3(Al,Ti,Nb)からなるγ’相において、重量％を
mol％に換算した(1.8Al+Ti+0.5Nb)の量を高めること
で、高強度化を図った。これは、やや粗い推定ではある
が、ほぼγ’相の析出量（体積％）の１／４倍に対応す
る。この値を４．５〜６．０の範囲に制御することで短
時間引張強度の向上が可能になった。 (3) Ni3(Al,Ti,Nb)からなるγ’相において、重量％を
mol％に換算した1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)の量を高める
ことにより、γ’相を安定化させた（これは、Ａｌ量単
独の増加にもつながる）。
ことにより、基地であるγ相と析出強化相であるγ’相
の両方の相の固溶強化を図ることができ、これら３元素
の原子当量の和(Nb+Mo+0.5W)の最適値を見出した。 (2) Ni3(Al,Ti,Nb)からなるγ’相において、重量％を
mol％に換算した(1.8Al+Ti+0.5Nb)の量を高めること
で、高強度化を図った。これは、やや粗い推定ではある
が、ほぼγ’相の析出量（体積％）の１／４倍に対応す
る。この値を４．５〜６．０の範囲に制御することで短
時間引張強度の向上が可能になった。 (3) Ni3(Al,Ti,Nb)からなるγ’相において、重量％を
mol％に換算した1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)の量を高める
ことにより、γ’相を安定化させた（これは、Ａｌ量単
独の増加にもつながる）。
【０００７】ただし、Ａｌ／Ｔｉ比を高めるだけでは、
組織安定性には有利に働くが、γ’相が母相のγ相の格
子定数に近づき、十分に整合析出強化せず、短時間引張
強度は、かえって低下する。そこで、(1)と作用が一部
重複するが、さらに少量のＮｂを加えることで、Ｎｉ3
Ｔｉからなるη相への変態を抑制しながら、整合ひずみ
量が高く、かつ安定なγ’相を得ることができた。
組織安定性には有利に働くが、γ’相が母相のγ相の格
子定数に近づき、十分に整合析出強化せず、短時間引張
強度は、かえって低下する。そこで、(1)と作用が一部
重複するが、さらに少量のＮｂを加えることで、Ｎｉ3
Ｔｉからなるη相への変態を抑制しながら、整合ひずみ
量が高く、かつ安定なγ’相を得ることができた。
【０００８】これらの考えに基づき、Ｍｏ０．０５％以
上１．０％未満とＷ０．０５％以上２．０％未満の１種
または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で０．０５以上１．０未
満の範囲とし、同時にＮｂを０．０５〜１．０％とし
た。さらにNb+Mo+0.5W量が０．５５〜１．６の範囲に高
温ラプチャー強度の最適値があることを見出した。それ
に加えてＡｌ量を０．７〜２．０％とし、さらに1.8Al/
(1.8Al+Ti+0.5Nb)量比を０．２５〜０．６の範囲とし
た。また、Ｎｂに関してはさらに、0.5Nb/(Ti+0.5Nb)比
を０．０２〜０．１５の範囲とした。これらの元素間の
成分の最適化により、従来のFe基合金で問題となってい
た長時間加熱時のLaves相やχ相の析出、あるいはγ’
相からη相への変態による高温強度の低下を防ぐことが
できた。３０％を下回るＮｉ量と１５％以下のＣｒ量を
含有するFe基超耐熱合金において、このようなＮｂとＭ
ｏないしＷの複合添加、高Ａｌと高1.8Al/(1.8Al+Ti+0.
5Nb)比、さらに高0.5Nb/(Ti+0.5Nb)比を併せ有する従来
合金はなく、本発明合金はまったく新規の発明といえ
る。
上１．０％未満とＷ０．０５％以上２．０％未満の１種
または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で０．０５以上１．０未
満の範囲とし、同時にＮｂを０．０５〜１．０％とし
た。さらにNb+Mo+0.5W量が０．５５〜１．６の範囲に高
温ラプチャー強度の最適値があることを見出した。それ
に加えてＡｌ量を０．７〜２．０％とし、さらに1.8Al/
(1.8Al+Ti+0.5Nb)量比を０．２５〜０．６の範囲とし
た。また、Ｎｂに関してはさらに、0.5Nb/(Ti+0.5Nb)比
を０．０２〜０．１５の範囲とした。これらの元素間の
成分の最適化により、従来のFe基合金で問題となってい
た長時間加熱時のLaves相やχ相の析出、あるいはγ’
相からη相への変態による高温強度の低下を防ぐことが
できた。３０％を下回るＮｉ量と１５％以下のＣｒ量を
含有するFe基超耐熱合金において、このようなＮｂとＭ
ｏないしＷの複合添加、高Ａｌと高1.8Al/(1.8Al+Ti+0.
5Nb)比、さらに高0.5Nb/(Ti+0.5Nb)比を併せ有する従来
合金はなく、本発明合金はまったく新規の発明といえ
る。
【０００９】すなわち、本発明は、重量％でＣ０．２０
％以下，Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ２．０％以下，Ｎｉ２
５％を越え３０％未満，Ｃｒ１０〜１５％，Ｍｏ０．０
５％以上１．０％未満とＷ０．０５％以上２．０％未満
の１種または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で０．０５以上
１．０未満の範囲で含み、さらにＡｌ０．７〜２．０
％，Ｔｉ２．５〜４．０％，Ｎｂ０．０５〜１．０％を
含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを
特徴とするＦｅ基超耐熱合金であり、望ましくは、Ｃ
０．１５％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１．５％以下
およびＣｒ１０％以上１３．５％未満である。より好適
には、重量％でＣ０．１０％以下，Ｓｉ０．３％以下，
Ｍｎ０．７％以下，Ｎｉ２５．５〜２８％，Ｃｒ１２％
以上〜１３．５％未満，Ｍｏ０．１〜０．８％とＷ０．
１〜１．６％の１種または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で
０．２〜０．８の範囲で含み、さらにＡｌ０．９〜１．
５％，Ｔｉ２．７〜３．６％，Ｎｂ０．２〜０．７％を
含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを
特徴とするＦｅ基超耐熱合金である。
％以下，Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ２．０％以下，Ｎｉ２
５％を越え３０％未満，Ｃｒ１０〜１５％，Ｍｏ０．０
５％以上１．０％未満とＷ０．０５％以上２．０％未満
の１種または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で０．０５以上
１．０未満の範囲で含み、さらにＡｌ０．７〜２．０
％，Ｔｉ２．５〜４．０％，Ｎｂ０．０５〜１．０％を
含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを
特徴とするＦｅ基超耐熱合金であり、望ましくは、Ｃ
０．１５％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１．５％以下
およびＣｒ１０％以上１３．５％未満である。より好適
には、重量％でＣ０．１０％以下，Ｓｉ０．３％以下，
Ｍｎ０．７％以下，Ｎｉ２５．５〜２８％，Ｃｒ１２％
以上〜１３．５％未満，Ｍｏ０．１〜０．８％とＷ０．
１〜１．６％の１種または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で
０．２〜０．８の範囲で含み、さらにＡｌ０．９〜１．
５％，Ｔｉ２．７〜３．６％，Ｎｂ０．２〜０．７％を
含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを
特徴とするＦｅ基超耐熱合金である。
【００１０】さらに、上記合金元素のうち、Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｗ，ＡｌおよびＴｉの関係が以下の関係式におい
て、規定した範囲内であることが望ましい。 関係式 広い範囲 好適な範囲 (A)値=Nb+Mo+0.5W 0.55〜1.6 0.7 〜1.35 (B)値=1.8Al+Ti+0.5Nb 4.5 〜6.0 5.0 〜5.5 (C)値=1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb) 0.25〜0.6 0.35〜0.45 (D)値=0.5Nb/(Ti+0.5Nb) 0.02〜0.15 0.04〜0.13 さらに、本発明合金は、必要に応じて０．０２％以下の
Ｂと、０．２％以下のＺｒと０．０２％以下のＭｇと
０．０２％以下のＣａの１種または２種以上を含むこと
ができる。
ｏ，Ｗ，ＡｌおよびＴｉの関係が以下の関係式におい
て、規定した範囲内であることが望ましい。 関係式 広い範囲 好適な範囲 (A)値=Nb+Mo+0.5W 0.55〜1.6 0.7 〜1.35 (B)値=1.8Al+Ti+0.5Nb 4.5 〜6.0 5.0 〜5.5 (C)値=1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb) 0.25〜0.6 0.35〜0.45 (D)値=0.5Nb/(Ti+0.5Nb) 0.02〜0.15 0.04〜0.13 さらに、本発明合金は、必要に応じて０．０２％以下の
Ｂと、０．２％以下のＺｒと０．０２％以下のＭｇと
０．０２％以下のＣａの１種または２種以上を含むこと
ができる。
【００１１】
【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と結びついてＭＣ炭化物を形成し、
結晶粒の粗大化防止やクリープ破断延性の改善に役立つ
ため、少量添加する必要がある。しかし、０．１５％を
越える過度の添加は、長時間加熱時にＭＣ炭化物からＭ
23Ｃ6炭化物への分解反応が生じて、常温における粒界
の延性を低下させる。よって、Ｃは０．１５％以下の添
加とする。望ましくは、０．１０％以下である。
る。ＣはＴｉやＮｂと結びついてＭＣ炭化物を形成し、
結晶粒の粗大化防止やクリープ破断延性の改善に役立つ
ため、少量添加する必要がある。しかし、０．１５％を
越える過度の添加は、長時間加熱時にＭＣ炭化物からＭ
23Ｃ6炭化物への分解反応が生じて、常温における粒界
の延性を低下させる。よって、Ｃは０．１５％以下の添
加とする。望ましくは、０．１０％以下である。
【００１２】ＳｉとＭｎは本発明合金において脱酸元素
として添加されるが、いずれも過度の添加は高温強度の
低下を招くため、Ｓｉは１．０％以下，Ｍｎは２．０％
以下にそれぞれ限定する。より好適なＳｉは０．５％以
下、Ｍｎは１．５％以下であり、さらに望ましいＳｉお
よびＭｎの範囲は、それぞれ、０．３％以下および０．
７％以下である。
として添加されるが、いずれも過度の添加は高温強度の
低下を招くため、Ｓｉは１．０％以下，Ｍｎは２．０％
以下にそれぞれ限定する。より好適なＳｉは０．５％以
下、Ｍｎは１．５％以下であり、さらに望ましいＳｉお
よびＭｎの範囲は、それぞれ、０．３％以下および０．
７％以下である。
【００１３】Ｎｉは、基地のオーステナイト相を安定化
するとともに高温強度も高める。さらに、γ’相の構成
元素として、必須の添加元素である。Ｎｉが２５％以下
となるとγ’相の析出が不十分となり、高温強度が低下
する。一方、Ｎｉ量が３０％以上となると特性の向上以
上にいたずらに合金の価格を高めて、Ａ２８６と対等の
価格が維持できないので、Ｎｉ量は２５％を越え、３０
％未満の範囲に限定する。より望ましいＮｉの範囲は、
２５．５〜２８％である。
するとともに高温強度も高める。さらに、γ’相の構成
元素として、必須の添加元素である。Ｎｉが２５％以下
となるとγ’相の析出が不十分となり、高温強度が低下
する。一方、Ｎｉ量が３０％以上となると特性の向上以
上にいたずらに合金の価格を高めて、Ａ２８６と対等の
価格が維持できないので、Ｎｉ量は２５％を越え、３０
％未満の範囲に限定する。より望ましいＮｉの範囲は、
２５．５〜２８％である。
【００１４】Ｃｒは合金に耐酸化性を付与するのに不可
欠の元素であり、各種耐熱部品としての耐酸化性を保証
するために最低１０％は必要であるが、１５％を越える
と組織が不安定となり、高温長時間使用中にＣｒに富ん
だα’相またはσ相などの有害脆化相を生成し、クリー
プ破断強度と常温延性の低下を招くので、Ｃｒは１０〜
１５％とする。耐酸化性を維持し、組織の安定性を増す
ために望ましいＣｒ量は１２〜１３．５％である。Ｎｉ
量が２７％以下の合金組成で、特に高温で使用されると
きの長時間組織安定性を要求される場合には、Ｃｒは１
２〜１２．９％が望ましい。
欠の元素であり、各種耐熱部品としての耐酸化性を保証
するために最低１０％は必要であるが、１５％を越える
と組織が不安定となり、高温長時間使用中にＣｒに富ん
だα’相またはσ相などの有害脆化相を生成し、クリー
プ破断強度と常温延性の低下を招くので、Ｃｒは１０〜
１５％とする。耐酸化性を維持し、組織の安定性を増す
ために望ましいＣｒ量は１２〜１３．５％である。Ｎｉ
量が２７％以下の合金組成で、特に高温で使用されると
きの長時間組織安定性を要求される場合には、Ｃｒは１
２〜１２．９％が望ましい。
【００１５】ＭｏとＷは同族の元素で、ともにオーステ
ナイト基地を固溶強化し、高温クリープ破断強度を高め
る効果をもつ。本発明においては、主にγ’相を固溶強
化する後述のＮｂと複合添加することで従来にない優れ
た高温特性が得られる。そのためにＭｏとＷの１種また
は２種をそれぞれ０．０５％以上、添加する必要があ
る。一方、ＭｏやＷの添加量がそれぞれ、１．０％以
上、および２．０％以上になると、χ相やLaves相等の
粒界脆化相が長時間加熱によって析出するため、Ｍｏの
場合は、０．０５％以上１．０％未満、Ｗの場合は、
０．０５％以上、２．０％未満の範囲とする。さらに、
両者の原子比に換算した和も同様の効果をもたらすた
め、Ｍｏ＋０．５Ｗ量は、０．０５以上、１．０未満の
範囲とする。より、好適なＭｏ、ＷおよびＭｏ＋０．５
Ｗ量は、おのおの０．１〜０．８％，０．１〜１．６％
および０．２〜０．８である。
ナイト基地を固溶強化し、高温クリープ破断強度を高め
る効果をもつ。本発明においては、主にγ’相を固溶強
化する後述のＮｂと複合添加することで従来にない優れ
た高温特性が得られる。そのためにＭｏとＷの１種また
は２種をそれぞれ０．０５％以上、添加する必要があ
る。一方、ＭｏやＷの添加量がそれぞれ、１．０％以
上、および２．０％以上になると、χ相やLaves相等の
粒界脆化相が長時間加熱によって析出するため、Ｍｏの
場合は、０．０５％以上１．０％未満、Ｗの場合は、
０．０５％以上、２．０％未満の範囲とする。さらに、
両者の原子比に換算した和も同様の効果をもたらすた
め、Ｍｏ＋０．５Ｗ量は、０．０５以上、１．０未満の
範囲とする。より、好適なＭｏ、ＷおよびＭｏ＋０．５
Ｗ量は、おのおの０．１〜０．８％，０．１〜１．６％
および０．２〜０．８である。
【００１６】Ａｌは安定なγ’相を析出させて７００℃
程度の高温域での強度を得るために不可欠な元素であ
る。そのために、Ａｌは最低０．７％を必要とするが、
２．０％を越えると熱間加工性が劣化するので、Ａｌは
０．７〜２．０％に限定する。より好適なＡｌの範囲
は、０．９〜１．５％である。
程度の高温域での強度を得るために不可欠な元素であ
る。そのために、Ａｌは最低０．７％を必要とするが、
２．０％を越えると熱間加工性が劣化するので、Ａｌは
０．７〜２．０％に限定する。より好適なＡｌの範囲
は、０．９〜１．５％である。
【００１７】Ｔｉは本発明合金において、Ａｌ、Ｎｂと
ともにＮｉと結びついてγ’相を析出させ高温強度を高
める作用があり、２．５％以上の添加を必要とするが
４．０％を越えると高温長時間加熱時にγ’相が不安定
となってη相を生成しやすくなり、また熱間加工性も害
するため、Ｔｉは２．５〜４．０％に限定する。より望
ましい範囲は２．７〜３．６％である。
ともにＮｉと結びついてγ’相を析出させ高温強度を高
める作用があり、２．５％以上の添加を必要とするが
４．０％を越えると高温長時間加熱時にγ’相が不安定
となってη相を生成しやすくなり、また熱間加工性も害
するため、Ｔｉは２．５〜４．０％に限定する。より望
ましい範囲は２．７〜３．６％である。
【００１８】Ｎｂは本発明合金において、Ａｌ、Ｔｉと
ともにＮｉと結びついてγ’相を析出させ高温強度を高
めるために最低０．１％の添加を必要とする。また、そ
の効果は、Ｔｉを上回る作用をもち、特に前述の主にγ
相を固溶強化するＭｏないしＷと複合添加することによ
ってその効果が顕著となる。しかし、Ｎｂの場合、基地
のＦｅに対する固溶度が小さく、１．０％を越える過度
の添加はＦｅ2ＮｂからなるLaves相の析出量の増加と延
性の低下を招くため、Ｎｂは０．０５〜１．０％の添加
とする。より望ましいＮｂ量は、０．２〜０．８％の範
囲である。また、Ｎｂと同族のＴａは、高価な元素であ
り、本発明合金の必須添加元素ではないが、強度上は、
Ｎｂと同等以上の効果をもつため、Ｔａは、ＮｂとＮｂ
＝１／２Ｔａの関係において置換することができる。
ともにＮｉと結びついてγ’相を析出させ高温強度を高
めるために最低０．１％の添加を必要とする。また、そ
の効果は、Ｔｉを上回る作用をもち、特に前述の主にγ
相を固溶強化するＭｏないしＷと複合添加することによ
ってその効果が顕著となる。しかし、Ｎｂの場合、基地
のＦｅに対する固溶度が小さく、１．０％を越える過度
の添加はＦｅ2ＮｂからなるLaves相の析出量の増加と延
性の低下を招くため、Ｎｂは０．０５〜１．０％の添加
とする。より望ましいＮｂ量は、０．２〜０．８％の範
囲である。また、Ｎｂと同族のＴａは、高価な元素であ
り、本発明合金の必須添加元素ではないが、強度上は、
Ｎｂと同等以上の効果をもつため、Ｔａは、ＮｂとＮｂ
＝１／２Ｔａの関係において置換することができる。
【００１９】本発明の目的の達成のためにはＭｏ，Ｗお
よびＮｂは、個々に上述の成分範囲を満足する必要があ
るだけでなく、これらの元素の原子量の和も大変重要で
ある。耐熱合金において、ＭｏとＷは、最もγ相を固溶
強化する元素であり、一方、Ｎｂは最もγ’相を固溶強
化する元素のひとつである。両者のうち、どちらか一方
ばかりが多すぎてもγ相とγ’相の固溶強化度に差がで
るので、できるかぎり両者は原子量比において均等に添
加する必要がある。さらに、両者は、いずれも過度に添
加するとFe2(Nb,Mo,W)からなるLaves相を析出し、高温
強度と常温の延性の低下を招く。そのために、Nb+Mo+0.
5W量は、０．５５〜１．６の範囲が望ましい。より好適
には、０．７〜１．３５の範囲である。本発明の最も特
徴とするところの一つは、このようなＮｂとＭｏないし
Ｗの複合添加に最適値を見出したことにある。
よびＮｂは、個々に上述の成分範囲を満足する必要があ
るだけでなく、これらの元素の原子量の和も大変重要で
ある。耐熱合金において、ＭｏとＷは、最もγ相を固溶
強化する元素であり、一方、Ｎｂは最もγ’相を固溶強
化する元素のひとつである。両者のうち、どちらか一方
ばかりが多すぎてもγ相とγ’相の固溶強化度に差がで
るので、できるかぎり両者は原子量比において均等に添
加する必要がある。さらに、両者は、いずれも過度に添
加するとFe2(Nb,Mo,W)からなるLaves相を析出し、高温
強度と常温の延性の低下を招く。そのために、Nb+Mo+0.
5W量は、０．５５〜１．６の範囲が望ましい。より好適
には、０．７〜１．３５の範囲である。本発明の最も特
徴とするところの一つは、このようなＮｂとＭｏないし
Ｗの複合添加に最適値を見出したことにある。
【００２０】また、Ａｌ，ＴｉおよびＮｂも個々に上述
の成分範囲を満足する必要があるだけでなく、γ’構成
元素として、それぞれの元素の総和ならびにＡｌの比率
を適正範囲とすることも重要である。前述のとおり、
γ’相の析出量と相関のある(1.8Al+Ti+0.5Nb)量を、適
性範囲に制御することが重要である。この値が、４．５
を下回ると、Ａ２８６並みの高温引張強度に近づくよう
になり、逆に６．０を越えると熱間加工性が低下し、製
造歩留まりが落ちる。よって、(1.8Al+Ti+0.5Nb)量は、
４．５〜６．０の範囲とする。より好適な(1.8Al+Ti+0.
5Nb)量は５．０〜５．５の範囲である。
の成分範囲を満足する必要があるだけでなく、γ’構成
元素として、それぞれの元素の総和ならびにＡｌの比率
を適正範囲とすることも重要である。前述のとおり、
γ’相の析出量と相関のある(1.8Al+Ti+0.5Nb)量を、適
性範囲に制御することが重要である。この値が、４．５
を下回ると、Ａ２８６並みの高温引張強度に近づくよう
になり、逆に６．０を越えると熱間加工性が低下し、製
造歩留まりが落ちる。よって、(1.8Al+Ti+0.5Nb)量は、
４．５〜６．０の範囲とする。より好適な(1.8Al+Ti+0.
5Nb)量は５．０〜５．５の範囲である。
【００２１】さらにNi3(Al,Ti,Nb)からなるγ’相にお
いて、重量％をmol％に換算した1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5N
b)の量を高めることで、γ’相を安定化することができ
る。この1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)比が０．２５に満たな
いと、長時間加熱時にγ’相からη相への変態による高
温強度の低下が生じやすくなる。一方、この量比が０．
６０を越えるとγ’相が十分に固溶強化されず、常温強
度が低下する。よって、1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)比は
０．２５〜０．６０の範囲が望ましい。より望ましくは
０．３５〜０．４５の範囲である。
いて、重量％をmol％に換算した1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5N
b)の量を高めることで、γ’相を安定化することができ
る。この1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)比が０．２５に満たな
いと、長時間加熱時にγ’相からη相への変態による高
温強度の低下が生じやすくなる。一方、この量比が０．
６０を越えるとγ’相が十分に固溶強化されず、常温強
度が低下する。よって、1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)比は
０．２５〜０．６０の範囲が望ましい。より望ましくは
０．３５〜０．４５の範囲である。
【００２２】また、Ｎｂの添加はγ’相の安定化と整合
ひずみ量の増加につながる。そこで、0.5Nb/(Ti+0.5Nb)
比が、０．０２を下回るとＮｉ3Ｔｉからなるη相の析
出が生じて、クリープ強度が低下するようになる。一
方、この値が０．１５を越えるとＦｅ2ＮｂからなるLav
es相の過度の析出によりやはりクリープ強度が低下す
る。よって、0.5Nb/(Ti+0.5Nb)比は、０．０２〜０．１
５とする。より望ましい範囲は、０．０４〜０．１３で
ある。これらγ’相構成元素の関係に複数の最適値を見
出したことも本発明の最も特徴とするところの一つであ
る。
ひずみ量の増加につながる。そこで、0.5Nb/(Ti+0.5Nb)
比が、０．０２を下回るとＮｉ3Ｔｉからなるη相の析
出が生じて、クリープ強度が低下するようになる。一
方、この値が０．１５を越えるとＦｅ2ＮｂからなるLav
es相の過度の析出によりやはりクリープ強度が低下す
る。よって、0.5Nb/(Ti+0.5Nb)比は、０．０２〜０．１
５とする。より望ましい範囲は、０．０４〜０．１３で
ある。これらγ’相構成元素の関係に複数の最適値を見
出したことも本発明の最も特徴とするところの一つであ
る。
【００２３】ＢとＺｒは、本発明において粒界強化作用
により高温の強度と延性を高めるのに有効であり、本発
明合金に１種または２種を適量添加できる。その効果は
少量の添加量から始まるが、ＢおよびＺｒがそれぞれ、
０．０２％および０．２％を越えると加熱時の初期溶融
温度が低下して熱間加工性が劣化するので、ＢおよびＺ
ｒの上限は、それぞれ０．０２％および０．２％とす
る。
により高温の強度と延性を高めるのに有効であり、本発
明合金に１種または２種を適量添加できる。その効果は
少量の添加量から始まるが、ＢおよびＺｒがそれぞれ、
０．０２％および０．２％を越えると加熱時の初期溶融
温度が低下して熱間加工性が劣化するので、ＢおよびＺ
ｒの上限は、それぞれ０．０２％および０．２％とす
る。
【００２４】ＭｇとＣａは、強力な脱酸・脱硫元素とし
て合金の清浄度を高めるとともに、高温引張やクリープ
変形時さらに熱間加工時の延性改善に役立つため、１種
または２種を適量添加できる。その効果は少量の添加量
から始まるが、Ｍｇ，Ｃａがそれぞれ、０．０２％を越
えると加熱時の初期溶融温度が低下して熱間加工性が劣
化するので、ＭｇおよびＣａの上限は、それぞれ０．０
２％とする。
て合金の清浄度を高めるとともに、高温引張やクリープ
変形時さらに熱間加工時の延性改善に役立つため、１種
または２種を適量添加できる。その効果は少量の添加量
から始まるが、Ｍｇ，Ｃａがそれぞれ、０．０２％を越
えると加熱時の初期溶融温度が低下して熱間加工性が劣
化するので、ＭｇおよびＣａの上限は、それぞれ０．０
２％とする。
【００２５】Ｆｅは、省資源合金として安価なオーステ
ナイト基地を形成するのに有効な元素であるため、Ｆｅ
は不可避の不純物を除き残部とする。さらに、その他の
元素については以下に示す範囲であれば本発明合金に含
まれてもよい。
ナイト基地を形成するのに有効な元素であるため、Ｆｅ
は不可避の不純物を除き残部とする。さらに、その他の
元素については以下に示す範囲であれば本発明合金に含
まれてもよい。
【００２６】以上述べたFe基超耐熱合金は、単一の真空
溶解、または真空溶解後のエレクトロスラグ再溶解や真
空アーク再溶解等の精練工程を経て得られたインゴット
を熱間鍛造や熱間圧延等の加工工程を通して１次製品に
仕上げられる。これらの素材はγ’析出強化型超耐熱合
金に一般的に用いられる８５０〜１１００℃の固溶化処
理と６００〜８００℃の時効処理を実施したのち実用に
供される。さらに、ばね材等の高い引張強度が要求され
るような用途においては、固溶化処理と時効処理の間に
数％から、数１０％程度の冷間加工を加えることで、５
００℃程度までの比較的低温域で良好な特性が得られる
ようになる。
溶解、または真空溶解後のエレクトロスラグ再溶解や真
空アーク再溶解等の精練工程を経て得られたインゴット
を熱間鍛造や熱間圧延等の加工工程を通して１次製品に
仕上げられる。これらの素材はγ’析出強化型超耐熱合
金に一般的に用いられる８５０〜１１００℃の固溶化処
理と６００〜８００℃の時効処理を実施したのち実用に
供される。さらに、ばね材等の高い引張強度が要求され
るような用途においては、固溶化処理と時効処理の間に
数％から、数１０％程度の冷間加工を加えることで、５
００℃程度までの比較的低温域で良好な特性が得られる
ようになる。
【００２７】
（実施例１）表１に示す組成の合金のうち、本発明合金
No.１４と従来合金No.３１を除く他の合金について、真
空誘導溶解によって１０kgのインゴットを溶製した後、
熱間加工によって３０mm角の棒材を作成した。これに９
８０℃×１時間保持後空冷の固溶化処理と７２０℃×１
６時間保持後空冷の時効処理を行ない、この標準時効処
理ままおよびさらにこの状態から８００℃×２００時間
保持した過時効処理後の常温および７００℃の引張試験
と７００℃−３９２N/mm2の条件下で、クリープ破断試
験を実施した。引張試験およびクリープ破断試験は、Ａ
ＳＴＭ法に基づき実施した。各種試験結果を表２に示
す。
No.１４と従来合金No.３１を除く他の合金について、真
空誘導溶解によって１０kgのインゴットを溶製した後、
熱間加工によって３０mm角の棒材を作成した。これに９
８０℃×１時間保持後空冷の固溶化処理と７２０℃×１
６時間保持後空冷の時効処理を行ない、この標準時効処
理ままおよびさらにこの状態から８００℃×２００時間
保持した過時効処理後の常温および７００℃の引張試験
と７００℃−３９２N/mm2の条件下で、クリープ破断試
験を実施した。引張試験およびクリープ破断試験は、Ａ
ＳＴＭ法に基づき実施した。各種試験結果を表２に示
す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】表１のＮｏ．１〜１４は本発明合金、Ｎ
ｏ．２１〜２３は比較合金、Ｎｏ．３１は従来合金Ａ２
８６である。なお、本発明合金No.１４と従来合金No.３
１については、実施例２と３に供試した。表１の各種化
学組成にMo+0.5W量、Ａ値、Ｂ値、Ｃ値およびＤ値を併
記した。Ａ値、Ｂ値およびＣ値は、それぞれ(Nb+Mo+0.5
W)量、(1.8Al+Ti+0.5Nb)量、1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)量
および0.5Nb/(Ti+0.5Nb)量である。また、本発明が最も
特徴とするＮｂとＭｏないしＷの添加量については、実
施例に用いたすべての合金と、請求項１と４からなる広
い範囲、および請求項３と５からなるより好適な範囲を
図１に示す。また、比較合金Ｎｏ．２２は、特開昭５６
−２０１４８号の実施例の第１表中のＮｏ．１相当の合
金であり、Ｎｏ．２３は、同じく特開昭５６−２０１４
８号の実施例第１表中のＮｏ．５を模擬して溶製した合
金で、ＮｉとＣｒの含有量のみを本発明合金の範囲内に
変更している。
ｏ．２１〜２３は比較合金、Ｎｏ．３１は従来合金Ａ２
８６である。なお、本発明合金No.１４と従来合金No.３
１については、実施例２と３に供試した。表１の各種化
学組成にMo+0.5W量、Ａ値、Ｂ値、Ｃ値およびＤ値を併
記した。Ａ値、Ｂ値およびＣ値は、それぞれ(Nb+Mo+0.5
W)量、(1.8Al+Ti+0.5Nb)量、1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)量
および0.5Nb/(Ti+0.5Nb)量である。また、本発明が最も
特徴とするＮｂとＭｏないしＷの添加量については、実
施例に用いたすべての合金と、請求項１と４からなる広
い範囲、および請求項３と５からなるより好適な範囲を
図１に示す。また、比較合金Ｎｏ．２２は、特開昭５６
−２０１４８号の実施例の第１表中のＮｏ．１相当の合
金であり、Ｎｏ．２３は、同じく特開昭５６−２０１４
８号の実施例第１表中のＮｏ．５を模擬して溶製した合
金で、ＮｉとＣｒの含有量のみを本発明合金の範囲内に
変更している。
【００３１】表２および後述する表３より、本発明合金
の標準時効後および過時効後の常温並びに７００℃の引
張強さは、Ｎｏ．１０の標準時効材の常温引張強さを除
き、比較合金や従来合金のそれらをすべて上回り、さら
に、本発明合金は、とりわけ７００℃−３９２N/mm2の
条件下でのクリープ破断特性において、破断寿命がすぐ
れている。
の標準時効後および過時効後の常温並びに７００℃の引
張強さは、Ｎｏ．１０の標準時効材の常温引張強さを除
き、比較合金や従来合金のそれらをすべて上回り、さら
に、本発明合金は、とりわけ７００℃−３９２N/mm2の
条件下でのクリープ破断特性において、破断寿命がすぐ
れている。
【００３２】図２に、本発明が最も特徴とするＡ値のク
リープ破断強度に及ぼす影響を示す。ここで、本発明合
金は、表１のＢ値が５．３〜５．５、Ｃ値が０．３９〜
０．４２とほぼ一定値のもののみを選んで示している
が、比較合金については、そのかぎりではない。この図
から、Ａ値には、明らかに最適値が存在しており、本発
明合金の新規性の一端がうかがえる。
リープ破断強度に及ぼす影響を示す。ここで、本発明合
金は、表１のＢ値が５．３〜５．５、Ｃ値が０．３９〜
０．４２とほぼ一定値のもののみを選んで示している
が、比較合金については、そのかぎりではない。この図
から、Ａ値には、明らかに最適値が存在しており、本発
明合金の新規性の一端がうかがえる。
【００３３】また、比較合金のうちＮｏ．２１は、本発
明合金に対してＮｂを無添加とした合金であり、本発明
合金に比べてクリープ破断寿命が大幅に低い。本発明合
金No.１，３，４および８と比較合金No.２１は、Ｔｉ，
ＮｂおよびＤ値を除けば、他の成分は、ほぼ一定値であ
り、純粋にＴｉとＮｂの影響が理解できる（Ａ値も変動
しているが、この場合はＭｏが一定値であり、Ａ値の変
動はすべてＮｂによるものである）。そこで、クリープ
破断寿命に及ぼすＤ値の影響をこれらの合金について整
理したのが、図３である。図３より、Ｄ値にもまた、明
らかに最適値が存在している。
明合金に対してＮｂを無添加とした合金であり、本発明
合金に比べてクリープ破断寿命が大幅に低い。本発明合
金No.１，３，４および８と比較合金No.２１は、Ｔｉ，
ＮｂおよびＤ値を除けば、他の成分は、ほぼ一定値であ
り、純粋にＴｉとＮｂの影響が理解できる（Ａ値も変動
しているが、この場合はＭｏが一定値であり、Ａ値の変
動はすべてＮｂによるものである）。そこで、クリープ
破断寿命に及ぼすＤ値の影響をこれらの合金について整
理したのが、図３である。図３より、Ｄ値にもまた、明
らかに最適値が存在している。
【００３４】また、これらの合金のうち、No.２１，１
および４の過時効後の走査電顕組織を図４に示す。図３
においてＤ値が低いほど、破断寿命が低下するのは、図
４-ａより、Ｎｉ3Ｔｉからなるη相の析出によるもので
あり、一方、Ｄ値が高いほど、破断寿命が低下するの
は、図４-ｃより、Ｆｅ2ＮｂからなるLaves相の析出相
が増加する傾向にあるためである。これに対し、図４−
ｂのNo.１は、過時効後も母相のγ相と析出強化相であ
るγ’相以外の相はほとんど見当たらず、高寿命の原因
は、組織安定性に優れることが一因であることがわか
る。このようなＮｂ／Ｔｉ比の最適化は、本発明によっ
て初めて明らかにされた事実であり、この点からも本発
明がいかに新規性をもった発明であるかが理解できる。
および４の過時効後の走査電顕組織を図４に示す。図３
においてＤ値が低いほど、破断寿命が低下するのは、図
４-ａより、Ｎｉ3Ｔｉからなるη相の析出によるもので
あり、一方、Ｄ値が高いほど、破断寿命が低下するの
は、図４-ｃより、Ｆｅ2ＮｂからなるLaves相の析出相
が増加する傾向にあるためである。これに対し、図４−
ｂのNo.１は、過時効後も母相のγ相と析出強化相であ
るγ’相以外の相はほとんど見当たらず、高寿命の原因
は、組織安定性に優れることが一因であることがわか
る。このようなＮｂ／Ｔｉ比の最適化は、本発明によっ
て初めて明らかにされた事実であり、この点からも本発
明がいかに新規性をもった発明であるかが理解できる。
【００３５】また、Ｂ値、Ｃ値にも本発明の範囲に最適
値が存在することは、これらの結果からあきらかであ
る。さらに比較合金No.２２は、本発明合金に対して、
ＮｂとＭｏおよびＷを無添加とした合金であり、本発明
合金はもとより、比較合金No.２１よりも強度が低下し
ている。このことから、ＭｏとＷもまた、本発明におい
て高温強度向上に有効な元素であることが明らかであ
る。また、比較合金Ｎｏ．２３のように、ＷとＮｂの添
加量が高く、Ａ値、Ｂ値およびＤ値が本発明の範囲を外
れるようになると、本発明のＮｉとＣｒ量では、高温強
度および組織安定性で本発明合金よりもあきらかに劣る
ようになる。
値が存在することは、これらの結果からあきらかであ
る。さらに比較合金No.２２は、本発明合金に対して、
ＮｂとＭｏおよびＷを無添加とした合金であり、本発明
合金はもとより、比較合金No.２１よりも強度が低下し
ている。このことから、ＭｏとＷもまた、本発明におい
て高温強度向上に有効な元素であることが明らかであ
る。また、比較合金Ｎｏ．２３のように、ＷとＮｂの添
加量が高く、Ａ値、Ｂ値およびＤ値が本発明の範囲を外
れるようになると、本発明のＮｉとＣｒ量では、高温強
度および組織安定性で本発明合金よりもあきらかに劣る
ようになる。
【００３６】（実施例２）本発明合金の量産試作を実施
し、従来合金との特性を比較した。本発明合金No.１４
および従来合金No.３１（Ａ２８６）は、真空誘導溶解
により、量産インゴットを溶製した後、熱間加工と熱間
圧延により、直径8.5mmのコイルとした。これら２合金
の化学組成は、表１に併記している。その後、９８０℃
にて１時間保持後空冷の固溶化処理を実施し、さらに数
％の加工率の直伸処理を行って棒材とし、実施例１と同
じ標準時効処理、ならびにその後の過時効処理を実施
し、それぞれの時効状態での常・高温強度特性を実施例
１と同じ要領で評価した。表３に試験結果を示す。
し、従来合金との特性を比較した。本発明合金No.１４
および従来合金No.３１（Ａ２８６）は、真空誘導溶解
により、量産インゴットを溶製した後、熱間加工と熱間
圧延により、直径8.5mmのコイルとした。これら２合金
の化学組成は、表１に併記している。その後、９８０℃
にて１時間保持後空冷の固溶化処理を実施し、さらに数
％の加工率の直伸処理を行って棒材とし、実施例１と同
じ標準時効処理、ならびにその後の過時効処理を実施
し、それぞれの時効状態での常・高温強度特性を実施例
１と同じ要領で評価した。表３に試験結果を示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】表３より、No.１とほぼ同一成分のNo.１４
は、時効前に数％の冷間加工を加えているため、ひずみ
時効の効果により、No.１よりもさらに高強度が得られ
ていることがわかる。No.３１と比較すると、いずれの
条件でも高強度が得られ、過時効後の７００℃引張強さ
においては、１．５倍の高い強度が得られた。さらに、
クリープ破断寿命を比較すると、４４１N/mm2の応力下
の寿命で、２．４倍、３４３N/mm2の応力下では、６．
６倍の高寿命が得られている。高応力・短時間側の高寿
命は、表１のＡ値で表されるＮｂとＭｏの複合添加とＢ
値で表されるγ’量の増加による効果によるところが大
きく、それに加えて、低応力・長時間側のさらなる高寿
命化は、Ｃ値、Ｄ値の最適化によるところが大きい。
は、時効前に数％の冷間加工を加えているため、ひずみ
時効の効果により、No.１よりもさらに高強度が得られ
ていることがわかる。No.３１と比較すると、いずれの
条件でも高強度が得られ、過時効後の７００℃引張強さ
においては、１．５倍の高い強度が得られた。さらに、
クリープ破断寿命を比較すると、４４１N/mm2の応力下
の寿命で、２．４倍、３４３N/mm2の応力下では、６．
６倍の高寿命が得られている。高応力・短時間側の高寿
命は、表１のＡ値で表されるＮｂとＭｏの複合添加とＢ
値で表されるγ’量の増加による効果によるところが大
きく、それに加えて、低応力・長時間側のさらなる高寿
命化は、Ｃ値、Ｄ値の最適化によるところが大きい。
【００３９】また、No.１４の標準時効後の高温引張お
よびクリープ破断時の絞りは、No.３１に比べると低い
値であるが、高温強度部材としては、十分な値を示す。
また、過時効後においても常温引張試験後の絞りは、標
準時効材と同等で、７００℃では、むしろ大幅に増加す
る。これらの特性の変化は本発明合金が高温構造部材と
して適していることを示す値である。過時効後の走査電
顕組織を図５に示す。図５−ｂより、従来合金には、過
時効によって多量のη相が析出しているのに対し、本発
明合金は図５−ａより健全なミクロ組織を示している。
よびクリープ破断時の絞りは、No.３１に比べると低い
値であるが、高温強度部材としては、十分な値を示す。
また、過時効後においても常温引張試験後の絞りは、標
準時効材と同等で、７００℃では、むしろ大幅に増加す
る。これらの特性の変化は本発明合金が高温構造部材と
して適していることを示す値である。過時効後の走査電
顕組織を図５に示す。図５−ｂより、従来合金には、過
時効によって多量のη相が析出しているのに対し、本発
明合金は図５−ａより健全なミクロ組織を示している。
【００４０】（実施例３）ばね材等の高強度が要求され
る用途に対して、冷間での強圧下＋時効後の強度特性評
価を実施した。実施例２の本発明合金No.１４と従来合
金No.３１の冷間直伸処理材を直径6mmで長さ10mmの丸棒
試験片に加工し、常温で５０％の据え込み圧縮加工を行
い、さらに７２０℃で１６時間保持後空冷の時効処理を
行い、各段階での断面中心位置の硬さ測定を行うこと
で、ばね材としての適性を判断した。硬さ試験は、ビッ
カース硬度計により、荷重９８Ｎで実施した。結果を表
４に示す。
る用途に対して、冷間での強圧下＋時効後の強度特性評
価を実施した。実施例２の本発明合金No.１４と従来合
金No.３１の冷間直伸処理材を直径6mmで長さ10mmの丸棒
試験片に加工し、常温で５０％の据え込み圧縮加工を行
い、さらに７２０℃で１６時間保持後空冷の時効処理を
行い、各段階での断面中心位置の硬さ測定を行うこと
で、ばね材としての適性を判断した。硬さ試験は、ビッ
カース硬度計により、荷重９８Ｎで実施した。結果を表
４に示す。
【００４１】
【表４】
【００４２】表４より、No.１４とNo.３１では、素材ま
まおよび冷圧後の硬さがほぼ同一であるにもかかわら
ず、時効後にNo.１４が大きく硬度上昇を生じるのに対
し、No.３１の硬度上昇はわずかであった。これは、従
来合金が、強度の加工ひずみによって、通常の時効処理
で、もはやη相が析出するようになって、十分に時効硬
化しなくなっているのに対し、本発明合金では、γ’相
が安定なため、このような高いひずみのもとで、より一
層高強度化が達成されるようになったためと推察され
る。したがって、従来Ａ２８６が採用されていたばね材
等の用途に対し、本発明合金を用いれば、一層の性能向
上を図ることができる。
まおよび冷圧後の硬さがほぼ同一であるにもかかわら
ず、時効後にNo.１４が大きく硬度上昇を生じるのに対
し、No.３１の硬度上昇はわずかであった。これは、従
来合金が、強度の加工ひずみによって、通常の時効処理
で、もはやη相が析出するようになって、十分に時効硬
化しなくなっているのに対し、本発明合金では、γ’相
が安定なため、このような高いひずみのもとで、より一
層高強度化が達成されるようになったためと推察され
る。したがって、従来Ａ２８６が採用されていたばね材
等の用途に対し、本発明合金を用いれば、一層の性能向
上を図ることができる。
【００４３】（実施例４）Ａ２８６は、ＣｕまたはＣｕ
合金の熱間押出工具としても良く知られており、本発明
合金についても、この用途の適性を検討した。熱間押出
用コンテナは、焼ばめによる二重構造のものを用い、外
筒にＳＫＴ４（０．５５Ｃ−０．３Ｓｉ−０．８Ｍｎ−
１．５Ｎｉ−１．２Ｃｒ−０．４Ｍｏ−０．２Ｖ−残Ｆ
ｅ）を用い、内筒を本発明合金製とＡ２８６製のものを
製作し、比較テストを実施した。内筒に供試した本発明
合金Ｎｏ．１５および従来合金Ａ２８６の供試組成を表
５に示す。
合金の熱間押出工具としても良く知られており、本発明
合金についても、この用途の適性を検討した。熱間押出
用コンテナは、焼ばめによる二重構造のものを用い、外
筒にＳＫＴ４（０．５５Ｃ−０．３Ｓｉ−０．８Ｍｎ−
１．５Ｎｉ−１．２Ｃｒ−０．４Ｍｏ−０．２Ｖ−残Ｆ
ｅ）を用い、内筒を本発明合金製とＡ２８６製のものを
製作し、比較テストを実施した。内筒に供試した本発明
合金Ｎｏ．１５および従来合金Ａ２８６の供試組成を表
５に示す。
【００４４】外筒は外径２００ｍｍ、内筒は外径１００
ｍｍ、内径６０ｍｍとし、長さはともに２００ｍｍの小
型の二重構造のコンテナを本発明合金製と従来合金製の
２種類について製作した。これらのコンテナを用いて１
００ｔプレスにより、９５０℃の純銅ビレットの押出し
実験を行なった。内筒は８００℃程度の高温と５００Ｎ
／ｍｍ2前後の高圧にさらされ、熱応力により亀甲状の
ヒートクラックが生じ、表面剥離を起こし寿命となる。
Ａ２８６の場合、約10,000個成形時に、既に内径面にヒ
ートクラックの発生が認められたが、本発明合金Ｎｏ．
１５の場合は、約１５，０００個成形後にわずかにヒー
トクラックの発生が認められる程度であった。この結果
から、本発明合金は熱間押出工具としても優れた性能を
有することが明らかとなった。
ｍｍ、内径６０ｍｍとし、長さはともに２００ｍｍの小
型の二重構造のコンテナを本発明合金製と従来合金製の
２種類について製作した。これらのコンテナを用いて１
００ｔプレスにより、９５０℃の純銅ビレットの押出し
実験を行なった。内筒は８００℃程度の高温と５００Ｎ
／ｍｍ2前後の高圧にさらされ、熱応力により亀甲状の
ヒートクラックが生じ、表面剥離を起こし寿命となる。
Ａ２８６の場合、約10,000個成形時に、既に内径面にヒ
ートクラックの発生が認められたが、本発明合金Ｎｏ．
１５の場合は、約１５，０００個成形後にわずかにヒー
トクラックの発生が認められる程度であった。この結果
から、本発明合金は熱間押出工具としても優れた性能を
有することが明らかとなった。
【００４５】
【発明の効果】本発明によれば、熱間押し出し工具や熱
間鍛造金型等の耐熱工具、エンジンバルブ、ガスタービ
ンエンジン部品、およびコイルやシート状の各種ばね材
等の用途に対して、高温強度と組織安定性に優れた安価
なγ’析出強化型Ｆｅ基超耐熱合金を提供できる。
間鍛造金型等の耐熱工具、エンジンバルブ、ガスタービ
ンエンジン部品、およびコイルやシート状の各種ばね材
等の用途に対して、高温強度と組織安定性に優れた安価
なγ’析出強化型Ｆｅ基超耐熱合金を提供できる。
【図１】請求項１および４、請求項３および５に係るＭ
ｏ＋0.5ＷとＮｂの関係を示す図である。
ｏ＋0.5ＷとＮｂの関係を示す図である。
【図２】本発明合金と比較合金についてＮｂ＋Ｍｏ＋0.
5Ｗ量とクリープ破断寿命の関係を示す図である。
5Ｗ量とクリープ破断寿命の関係を示す図である。
【図３】本発明合金と比較合金について0.5Ｎｂ／(Ｔｉ
＋0.5Ｎｂ)量とクリープ破断寿命の関係を示す図であ
る。
＋0.5Ｎｂ)量とクリープ破断寿命の関係を示す図であ
る。
【図４】本発明合金と比較合金の過時効後の走査電顕組
織を示す金属組織写真である。
織を示す金属組織写真である。
【図５】本発明合金と従来合金の過時効後の走査電顕組
織を示す金属組織写真である。
織を示す金属組織写真である。
【表５】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (13)
- 【請求項１】 重量％でＣ０．２０％以下，Ｓｉ１．０
％以下，Ｍｎ２．０％以下，Ｎｉ２５％を越え３０％未
満，Ｃｒ１０〜１５％，Ｍｏ０．０５％以上１．０％未
満とＷ０．０５％以上２．０％未満の１種または２種を
Ｍｏ＋０．５Ｗ量で０．０５以上１．０未満の範囲で含
み、さらにＡｌ０．７〜２．０％，Ｔｉ２．５〜４．０
％，Ｎｂ０．０５〜１．０％を含み、残部は不純物を除
き本質的にＦｅからなることを特徴とするＦｅ基超耐熱
合金。 - 【請求項２】 重量％でＣ０．１５％以下，Ｓｉ０．５
％以下，Ｍｎ１．５％以下，Ｎｉ２５％を越え３０％未
満，Ｃｒ１０％以上１３．５％未満，Ｍｏ０．０５％以
上１．０％未満とＷ０．０５％以上２．０％未満の１種
または２種をＭｏ＋０．５Ｗ量で０．０５以上１．０未
満の範囲で含み、さらにＡｌ０．７〜２．０％，Ｔｉ
２．５〜４．０％，Ｎｂ０．０５〜１．０％を含み、残
部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特徴とす
るＦｅ基超耐熱合金。 - 【請求項３】 重量％でＣ０．１０％以下，Ｓｉ０．３
％以下，Ｍｎ０．７％以下，Ｎｉ２５．５〜２８％，Ｃ
ｒ１２％以上〜１３．５％未満，Ｍｏ０．１〜０．８％
とＷ０．１〜１．６％の１種または２種をＭｏ＋０．５
Ｗ量で０．２〜０．８の範囲で含み、さらにＡｌ０．９
〜１．５％，Ｔｉ２．７〜３．６％，Ｎｂ０．２〜０．
８％を含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなる
ことを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかに記載の合
金において、Ｎｂ，ＭｏおよびＷの関係が次式を満足す
ることを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 0.55≦Nb+Mo+0.5W≦1.6 - 【請求項５】 請求項１ないし３のいずれかに記載の合
金において、Ｎｂ，ＭｏおよびＷの関係が次式を満足す
ることを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 0.7≦Nb+Mo+0.5W≦1.35 - 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれかに記載の合
金において、Ａｌ，ＴｉおよびＮｂの関係が次式を満足
することを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 4.5≦1.8Al+Ti+0.5Nb≦6.0 - 【請求項７】 請求項１ないし５のいずれかに記載の合
金において、Ａｌ，ＴｉおよびＮｂの関係が次式を満足
することを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 5.0≦1.8Al+Ti+0.5Nb≦5.5 - 【請求項８】 請求項１ないし７のいずれかに記載の合
金において、Ａｌ，ＴｉおよびＮｂの関係が次式を満足
することを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 0.25≦1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)≦0.60 - 【請求項９】 請求項１ないし７のいずれかに記載の合
金において、Ａｌ，ＴｉおよびＮｂの関係が次式を満足
することを特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 0.35≦1.8Al/(1.8Al+Ti+0.5Nb)≦0.45 - 【請求項１０】 請求項１ないし９のいずれかに記載の
合金において、ＴｉとＮｂの関係が次式を満足すること
を特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 0.02≦0.5Nb/(Ti+0.5Nb)≦0.15 - 【請求項１１】 請求項１ないし９のいずれかに記載の
合金において、ＴｉとＮｂの関係が次式を満足すること
を特徴とするＦｅ基超耐熱合金。 0.04≦0.5Nb/(Ti+0.5Nb)≦0.13 - 【請求項１２】 Ｆｅの一部を０．０２％以下のＢと、
０．２％以下のＺｒの１種または２種で置換する請求項
１ないし１１のいずれかに記載のＦｅ基超耐熱合金。 - 【請求項１３】 Ｆｅの一部を０．０２％以下のＭｇと
０．０２％以下のＣａの１種または２種で置換する請求
項１ないし１２のいずれかに記載のＦｅ基超耐熱合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03306894A JP3308090B2 (ja) | 1993-12-07 | 1994-02-04 | Ｆｅ基超耐熱合金 |
| DE69414529T DE69414529T2 (de) | 1993-12-07 | 1994-03-25 | Superlegierung auf Fe-Basis |
| EP94104794A EP0657558B1 (en) | 1993-12-07 | 1994-03-25 | Fe-base superalloy |
| US08/219,916 US5370838A (en) | 1993-12-07 | 1994-03-30 | Fe-base superalloy |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-339949 | 1993-12-07 | ||
| JP33994993 | 1993-12-07 | ||
| JP03306894A JP3308090B2 (ja) | 1993-12-07 | 1994-02-04 | Ｆｅ基超耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07216515A JPH07216515A (ja) | 1995-08-15 |
| JP3308090B2 true JP3308090B2 (ja) | 2002-07-29 |
Family
ID=26371705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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| Country | Link |
|---|---|
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| EP (1) | EP0657558B1 (ja) |
| JP (1) | JP3308090B2 (ja) |
| DE (1) | DE69414529T2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| ATE284981T1 (de) * | 1999-03-12 | 2005-01-15 | Goodrich Corp | Eisenmetallartikel mit überzug aus einem oxid des basismetalls verwendbar für bremsvorrichtungen et al. |
| US6887035B2 (en) | 2002-10-23 | 2005-05-03 | General Electric Company | Tribologically improved design for variable stator vanes |
| US7442443B2 (en) | 2005-05-31 | 2008-10-28 | Goodrich Corporation | Chromium-nickel stainless steel alloy article having oxide coating formed from the base metal suitable for brake apparatus |
| DE102005052918A1 (de) * | 2005-11-03 | 2007-05-16 | Hempel Robert P | Kaltverformbare Ti-Legierung |
| US7651575B2 (en) * | 2006-07-07 | 2010-01-26 | Eaton Corporation | Wear resistant high temperature alloy |
| US7921548B2 (en) * | 2006-08-24 | 2011-04-12 | Phillips & Temro Industries Inc. | Method of manufacturing a heater retention spring |
| CN101642782B (zh) * | 2009-07-15 | 2011-06-22 | 钢铁研究总院 | 一种Cr-Ni系奥氏体耐热钢弹簧及其冷拔钢丝的制备方法 |
| JP2011068919A (ja) * | 2009-09-24 | 2011-04-07 | Hitachi Ltd | 高強度耐水素脆性Ｆｅ−Ｎｉ基合金 |
| JP5769204B2 (ja) * | 2012-12-28 | 2015-08-26 | 株式会社日本製鋼所 | 高温特性および耐水素脆化特性に優れたＦｅ−Ｎｉ基合金およびその製造方法 |
| JP6337514B2 (ja) * | 2013-05-21 | 2018-06-06 | 大同特殊鋼株式会社 | 析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金及びその製造方法 |
| CN103820621B (zh) * | 2014-03-26 | 2015-10-14 | 航天精工股份有限公司 | 一种铁基沉淀强化型高温合金的热处理工艺 |
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| JP6798297B2 (ja) * | 2016-12-14 | 2020-12-09 | 日本製鉄株式会社 | ステンレス鋼 |
| CN112375880A (zh) * | 2020-11-10 | 2021-02-19 | 成都先进金属材料产业技术研究院有限公司 | 涡轮盘用高温合金时效处理方法 |
| CN112760575A (zh) * | 2020-12-26 | 2021-05-07 | 江苏新核合金科技有限公司 | 航空用紧固件及其制备方法 |
| CN115386695A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-11-25 | 河钢股份有限公司 | 30Ni15Cr2Ti2Al合金的轧制及热处理方法 |
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| US4129462A (en) * | 1977-04-07 | 1978-12-12 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Gamma prime hardened nickel-iron based superalloy |
| JPS5620148A (en) * | 1979-07-25 | 1981-02-25 | Daido Steel Co Ltd | Alloy for exhaust valve |
| US4377553A (en) * | 1980-05-28 | 1983-03-22 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Duct and cladding alloy |
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-
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- 1994-02-04 JP JP03306894A patent/JP3308090B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1994-03-25 DE DE69414529T patent/DE69414529T2/de not_active Expired - Fee Related
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- 1994-03-30 US US08/219,916 patent/US5370838A/en not_active Expired - Lifetime
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| EP0657558A1 (en) | 1995-06-14 |
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