JP3564304B2 - Ｎｉ基耐熱合金の熱処理方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はガスタービン静翼など高温部品の材料として使用されるＮｉ基耐熱合金の特性、特に延性を改良することができる熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ガスタービンの静翼等の高温部材として、γ′相〔Ｎｉ３ （Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ）〕による析出強化及びＭｏやＷ等による固溶強化を兼ね備えるＮｉ基耐熱合金が使用されている。このＮｉ基耐熱合金では、構成元素の組成を調整したり、微量の特定元素を添加するなどの方法によりγ′相の析出状態を調整することによって高温強度、耐食性、溶接性などの特性の改善が試みられているが、それぞれ改良効果は認められるものの全体的のバランスのとれた良好な特性を有するＮｉ基耐熱合金を得るのは難しいのが現状である。
特性のうち高温強度と溶接性に着目すると、一般にγ′相の析出量を多くすると高温強度が向上するものの、溶接性は低下する傾向にあり、例えばγ′相の析出量を多くして高温強度を改良した合金（特公昭５４−６９６８号公報）は溶接性が悪く、γ′相を少なくして溶接性を改良した合金（特開平１−１０４７３８号公報）は高温強度が著しく低くなっている。
【０００３】
本発明者らは、Ｎｉ基耐熱合金における高温強度を損なうことなく同時に溶接性も改良された合金として、重量％でＣ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｃｏ：１５〜２５％、（Ｗ＋１／２・Ｍｏ）：５〜１０％（ただし、Ｍｏ：０〜３．５％及びＷ：５〜１０％までの１種又は２種）、Ｔｉ：１〜５％、Ａｌ：１〜４％、Ｔａ：０．５〜４．５％、Ｎｂ：０．２〜３％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、及びＢ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物元素からなり、（Ａｌ＋Ｔｉ）量及び（Ｗ＋１／２・Ｍｏ）量が、図１において点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：５％）、点Ｄ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：５％）、点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の組成を有するＮｉ基耐熱合金（以下、合金Ａと称する）を開発し、先に提案した（特開平８−１２７８３３号公報）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
前記合金Ａは高い高温強度と優れた溶接性を有するＮｉ基耐熱合金であるが、高温延性に着目すると高温強度と高温延性のバランスが十分でなく、例えば８５０℃での引張試験を行うと容易に結晶粒界で破壊してしまうため、伸びは５％程度である。
一般に、高温延性は高温の熱サイクル疲労強度に影響することが知られており、優れた熱サイクル疲労強度が要求されるガスタービン静翼などでは、８５０℃での引張試験で８％以上の伸びを有するのが望ましい。
【０００５】
本発明は、このような従来技術の実状に鑑み、前記合金Ａに適用することによって、高い高温強度と優れた溶接性を維持しながら、その高温延性を向上させることができる特性改良方法を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは前記合金Ａの特性、特に延性を改良する方法について鋭意検討の結果、合金Ａに所定の温度での２段階の溶体化処理をを含む熱処理を施すことにより延性の向上が可能なことを見出し、本発明を完成した。
【０００７】
すなわち、本発明は合金Ａに１１６０〜１２２５℃の温度で１〜４時間保持する第１段溶体化処理を施した後、５０〜２００℃／時間の冷却速度で第２段溶体化処理温度、すなわち１０００〜１０８０℃まで冷却し、この温度で０．５〜４時間保持して第２段溶体化処理を施した後、１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで急冷し、次に９７５〜１０２５℃の温度で２〜６時間保持する安定化処理を施した後、１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで急冷し、さらに８００〜９００℃の温度で４〜２４時間保持する時効処理を施すことを特徴とするＮｉ基耐熱合金の熱処理方法である。
【０００８】
前記熱処理を行い室温まで冷却した後、さらに６７５〜７２５℃の温度で１０〜２０時間保持する追加の時効処理を施すことによって、さらに高温特性の改善をはかることができる。
【０００９】
【発明の実施の態様】
本発明において熱処理の対象とする合金Ａは特開平８−１２７８３３号公報で提案されているＮｉ基耐熱合金であり、前記のような組成範囲のものである。
この合金は特開平８−１２７８３３号公報に記載されているように、図５に示すパターンの溶体化処理、安定化処理及び時効処理からなる、従来方法の熱処理が行われている。
【００１０】
本発明の熱処理方法も溶体化処理、安定化処理及び時効処理よりなる一連の熱処理であるが、従来は溶体化処理工程が１段階で行われていたのに対し、図２（ａ）にその熱処理条件のパターンの１例を示すように溶体化処理を２段階で行うことを特徴としている。
すなわち、本発明の熱処理方法の溶体化処理においては、第１段階目で熱処理を行う合金素材を１１６０〜１２２５℃の温度で１〜４時間保持する。この１段階目の加熱は、この種の合金の１次炭化物を除く他の相を一旦固溶させ均一な組織とするため行うもので、前記温度範囲は、溶解材の凝固の過程で生じるγ′相等の析出物を一旦固溶させることができる高温でかつ初期（部分）融解を生じない温度範囲に、加熱炉の温度制御の精度を加味した温度範囲である。加熱時間は組織の均質化のために必要かつ十分で、さらに経済性を考慮した１〜４時間とした。
【００１１】
次に第１段溶体化処理の温度から５０〜２００℃／時間の冷却速度で第２段溶体化処理温度、すなわち１０００〜１０８０℃まで冷却し、この温度で０．５〜４時間保持して第２段溶体化処理を行う。１段階目の熱処理から２段階目の熱処理温度までの冷却速度及び２段階目の加熱温度と加熱時間は、優れた高温強度と延性の付加に不可欠な結晶粒界のジグザグ化及びγ′相の析出が生じる条件とした。すなわち、冷却速度は２００℃／時間以下とし、冷却速度が著しく遅いと処理時間が長くなりコストアップとなるため、最小冷却速度は５０℃／時間とした。
【００１２】
２段階目の加熱は結晶粒界のジグザグ化を発展・完成させ、かつγ′相の固溶温度以下となる温度範囲に加熱炉の温度制御の精度を加味して１０００〜１０８０℃の温度範囲とし、加熱時間は結晶粒界形態の発展・完成に必要、十分で、かつ、その経済性を考慮した０．５〜４時間とした。なお、最長を４時間としたのは、コストアップを抑えるためと、４時間を超える長時間の加熱ではγ′相の粗大化を招くためである。
加熱後はＡｒガス、Ｎ２ ガスあるいは大気等で１０００℃／時間の冷却速度で室温まで強制急冷する。
【００１３】
なお、結晶粒界のジグザグ化とは、後述の図３及び図４に示すように、粒界又はその近傍におけるγ′相の部分的析出、成長により、粒界が隣接する結晶内へ移動し、粒界が両結晶内へ相互に出入りする屈曲の多い粒界となることをいう。
【００１４】
次に２段階の溶体化処理を行った合金素材に９７５〜１０２５℃の温度で２〜６時間保持する安定化処理を施す。安定化処理は、優れた高温強度及び延性を得るためにγ′相の大きさ、形態を適切な状態とさせるため、加熱炉の温度制御の精度を加味した９７５〜１０２５℃の温度範囲で、γ′相形態の発展に必要、十分であり、かつその経済性を考慮した２〜６時間の加熱を行うものである。安定化処理の後は、Ａｒガス、Ｎ２ ガスあるいは大気等で１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで強制的に急冷し、強化相であるγ′相の形状が所望する状態となるようにする。
【００１５】
熱処理の最終工程として、安定化処理後の合金素材に８００〜９００℃の温度で４〜２４時間保持する時効処理を施す。この時効処理は、γ′相をさらに均一微細に析出させ、優れた高温強度を得るための工程である。
時効処理における加熱後はＡｒガス、Ｎ２ ガスあるいは大気等で１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで強制的に冷却を行う。
【００１６】
必要に応じて、一層のγ′相の微細析出を進めるため、加熱炉の温度制御精度を加味して、図２（ｂ）に示すように６７５〜７２５℃の温度で１０〜２０時間の加熱（時効処理）を行うことにより、さらに高温強度の改善をはかることができる。
【００１７】
【実施例】
以下実施例により本発明の方法をさらに具体的に説明する。
（実施例）
合金Ａの平均的組成に相当する重量％でＮｉ−１９％Ｃｒ−１９％Ｃｏ−６％Ｗ−１．４％Ｔａ−１％Ｎｂ−３．７％Ｔｉ−１．９％Ａｌ−０．１７％Ｃ−０．０２％Ｚｒ−０．００５％Ｂ（その他不可避的不純物元素）の組成の一次溶解材を溶製し、これを用いてロストワックス法による精密鋳造により直径１５ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒を作製した。
【００１８】
これを用いて、従来の一般的熱処理条件である１段階溶体化処理／安定化処理／時効処理からなる熱処理条件、及び本発明の２段階溶体化処理／安定化処理／時効処理からなる熱処理条件により熱処理を行い、得られた熱処理材から引張試験片（平行部が直径６．２５ｍｍ、長さ２５ｍｍ）を採取し、８５０℃で引張試験を行った。各試料の熱処理条件及び引張試験結果を表１に示す。
表１から、本発明の方法により熱処理を行った試料（試料Ｎｏ．１〜１１）はいずれも目標とする高温強度（引張強さ：６０ｋｇ／ｍｍ２ 以上）と延性（伸び：８％以上）を有していることが確認された。
【００１９】
また、表１の試料Ｎｏ．３の熱処理材のミクロ組織を示す顕微鏡写真を図３に、図３の顕微鏡写真を模式的に表したものを図４に示す。図３及び図４から本発明の方法による熱処理材は、結晶粒界のジグザグ化が進行していることがわかる。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【発明の効果】
合金Ａに本発明の熱処理方法を施すことにより、図３及び図４に示すように隣接する結晶粒が互いに入り組みジグザグ化した形態となる。さらに、結晶粒内にはγ′相が十分均一微細に析出する。これにより、結晶粒内の強度はもとより、結晶と結晶の結合力、すなわち結晶粒界の強度も向上し、優れた高温強度及び延性を付与することができ、特に伸びは８５０℃での引張伸びが８％以上のものが得られるので、その結果良好な熱疲労強度を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明において熱処理対象とするＮｉ基耐熱合金の組成範囲を示す図。
【図２】本発明の方法における熱処理条件のパターンの１例を示す模式図。
【図３】本発明の熱処理方法によって得られる処理材の１例について、そのミクロ組織を示す顕微鏡写真。
【図４】図３の顕微鏡写真を模式的に表した図。
【図５】従来の方法における熱処理条件のパターンの１例を示す模式図。
【発明の属する技術分野】
本発明はガスタービン静翼など高温部品の材料として使用されるＮｉ基耐熱合金の特性、特に延性を改良することができる熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ガスタービンの静翼等の高温部材として、γ′相〔Ｎｉ３ （Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ）〕による析出強化及びＭｏやＷ等による固溶強化を兼ね備えるＮｉ基耐熱合金が使用されている。このＮｉ基耐熱合金では、構成元素の組成を調整したり、微量の特定元素を添加するなどの方法によりγ′相の析出状態を調整することによって高温強度、耐食性、溶接性などの特性の改善が試みられているが、それぞれ改良効果は認められるものの全体的のバランスのとれた良好な特性を有するＮｉ基耐熱合金を得るのは難しいのが現状である。
特性のうち高温強度と溶接性に着目すると、一般にγ′相の析出量を多くすると高温強度が向上するものの、溶接性は低下する傾向にあり、例えばγ′相の析出量を多くして高温強度を改良した合金（特公昭５４−６９６８号公報）は溶接性が悪く、γ′相を少なくして溶接性を改良した合金（特開平１−１０４７３８号公報）は高温強度が著しく低くなっている。
【０００３】
本発明者らは、Ｎｉ基耐熱合金における高温強度を損なうことなく同時に溶接性も改良された合金として、重量％でＣ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｃｏ：１５〜２５％、（Ｗ＋１／２・Ｍｏ）：５〜１０％（ただし、Ｍｏ：０〜３．５％及びＷ：５〜１０％までの１種又は２種）、Ｔｉ：１〜５％、Ａｌ：１〜４％、Ｔａ：０．５〜４．５％、Ｎｂ：０．２〜３％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、及びＢ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物元素からなり、（Ａｌ＋Ｔｉ）量及び（Ｗ＋１／２・Ｍｏ）量が、図１において点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：５％）、点Ｄ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：５％）、点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の組成を有するＮｉ基耐熱合金（以下、合金Ａと称する）を開発し、先に提案した（特開平８−１２７８３３号公報）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
前記合金Ａは高い高温強度と優れた溶接性を有するＮｉ基耐熱合金であるが、高温延性に着目すると高温強度と高温延性のバランスが十分でなく、例えば８５０℃での引張試験を行うと容易に結晶粒界で破壊してしまうため、伸びは５％程度である。
一般に、高温延性は高温の熱サイクル疲労強度に影響することが知られており、優れた熱サイクル疲労強度が要求されるガスタービン静翼などでは、８５０℃での引張試験で８％以上の伸びを有するのが望ましい。
【０００５】
本発明は、このような従来技術の実状に鑑み、前記合金Ａに適用することによって、高い高温強度と優れた溶接性を維持しながら、その高温延性を向上させることができる特性改良方法を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは前記合金Ａの特性、特に延性を改良する方法について鋭意検討の結果、合金Ａに所定の温度での２段階の溶体化処理をを含む熱処理を施すことにより延性の向上が可能なことを見出し、本発明を完成した。
【０００７】
すなわち、本発明は合金Ａに１１６０〜１２２５℃の温度で１〜４時間保持する第１段溶体化処理を施した後、５０〜２００℃／時間の冷却速度で第２段溶体化処理温度、すなわち１０００〜１０８０℃まで冷却し、この温度で０．５〜４時間保持して第２段溶体化処理を施した後、１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで急冷し、次に９７５〜１０２５℃の温度で２〜６時間保持する安定化処理を施した後、１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで急冷し、さらに８００〜９００℃の温度で４〜２４時間保持する時効処理を施すことを特徴とするＮｉ基耐熱合金の熱処理方法である。
【０００８】
前記熱処理を行い室温まで冷却した後、さらに６７５〜７２５℃の温度で１０〜２０時間保持する追加の時効処理を施すことによって、さらに高温特性の改善をはかることができる。
【０００９】
【発明の実施の態様】
本発明において熱処理の対象とする合金Ａは特開平８−１２７８３３号公報で提案されているＮｉ基耐熱合金であり、前記のような組成範囲のものである。
この合金は特開平８−１２７８３３号公報に記載されているように、図５に示すパターンの溶体化処理、安定化処理及び時効処理からなる、従来方法の熱処理が行われている。
【００１０】
本発明の熱処理方法も溶体化処理、安定化処理及び時効処理よりなる一連の熱処理であるが、従来は溶体化処理工程が１段階で行われていたのに対し、図２（ａ）にその熱処理条件のパターンの１例を示すように溶体化処理を２段階で行うことを特徴としている。
すなわち、本発明の熱処理方法の溶体化処理においては、第１段階目で熱処理を行う合金素材を１１６０〜１２２５℃の温度で１〜４時間保持する。この１段階目の加熱は、この種の合金の１次炭化物を除く他の相を一旦固溶させ均一な組織とするため行うもので、前記温度範囲は、溶解材の凝固の過程で生じるγ′相等の析出物を一旦固溶させることができる高温でかつ初期（部分）融解を生じない温度範囲に、加熱炉の温度制御の精度を加味した温度範囲である。加熱時間は組織の均質化のために必要かつ十分で、さらに経済性を考慮した１〜４時間とした。
【００１１】
次に第１段溶体化処理の温度から５０〜２００℃／時間の冷却速度で第２段溶体化処理温度、すなわち１０００〜１０８０℃まで冷却し、この温度で０．５〜４時間保持して第２段溶体化処理を行う。１段階目の熱処理から２段階目の熱処理温度までの冷却速度及び２段階目の加熱温度と加熱時間は、優れた高温強度と延性の付加に不可欠な結晶粒界のジグザグ化及びγ′相の析出が生じる条件とした。すなわち、冷却速度は２００℃／時間以下とし、冷却速度が著しく遅いと処理時間が長くなりコストアップとなるため、最小冷却速度は５０℃／時間とした。
【００１２】
２段階目の加熱は結晶粒界のジグザグ化を発展・完成させ、かつγ′相の固溶温度以下となる温度範囲に加熱炉の温度制御の精度を加味して１０００〜１０８０℃の温度範囲とし、加熱時間は結晶粒界形態の発展・完成に必要、十分で、かつ、その経済性を考慮した０．５〜４時間とした。なお、最長を４時間としたのは、コストアップを抑えるためと、４時間を超える長時間の加熱ではγ′相の粗大化を招くためである。
加熱後はＡｒガス、Ｎ２ ガスあるいは大気等で１０００℃／時間の冷却速度で室温まで強制急冷する。
【００１３】
なお、結晶粒界のジグザグ化とは、後述の図３及び図４に示すように、粒界又はその近傍におけるγ′相の部分的析出、成長により、粒界が隣接する結晶内へ移動し、粒界が両結晶内へ相互に出入りする屈曲の多い粒界となることをいう。
【００１４】
次に２段階の溶体化処理を行った合金素材に９７５〜１０２５℃の温度で２〜６時間保持する安定化処理を施す。安定化処理は、優れた高温強度及び延性を得るためにγ′相の大きさ、形態を適切な状態とさせるため、加熱炉の温度制御の精度を加味した９７５〜１０２５℃の温度範囲で、γ′相形態の発展に必要、十分であり、かつその経済性を考慮した２〜６時間の加熱を行うものである。安定化処理の後は、Ａｒガス、Ｎ２ ガスあるいは大気等で１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで強制的に急冷し、強化相であるγ′相の形状が所望する状態となるようにする。
【００１５】
熱処理の最終工程として、安定化処理後の合金素材に８００〜９００℃の温度で４〜２４時間保持する時効処理を施す。この時効処理は、γ′相をさらに均一微細に析出させ、優れた高温強度を得るための工程である。
時効処理における加熱後はＡｒガス、Ｎ２ ガスあるいは大気等で１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで強制的に冷却を行う。
【００１６】
必要に応じて、一層のγ′相の微細析出を進めるため、加熱炉の温度制御精度を加味して、図２（ｂ）に示すように６７５〜７２５℃の温度で１０〜２０時間の加熱（時効処理）を行うことにより、さらに高温強度の改善をはかることができる。
【００１７】
【実施例】
以下実施例により本発明の方法をさらに具体的に説明する。
（実施例）
合金Ａの平均的組成に相当する重量％でＮｉ−１９％Ｃｒ−１９％Ｃｏ−６％Ｗ−１．４％Ｔａ−１％Ｎｂ−３．７％Ｔｉ−１．９％Ａｌ−０．１７％Ｃ−０．０２％Ｚｒ−０．００５％Ｂ（その他不可避的不純物元素）の組成の一次溶解材を溶製し、これを用いてロストワックス法による精密鋳造により直径１５ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒を作製した。
【００１８】
これを用いて、従来の一般的熱処理条件である１段階溶体化処理／安定化処理／時効処理からなる熱処理条件、及び本発明の２段階溶体化処理／安定化処理／時効処理からなる熱処理条件により熱処理を行い、得られた熱処理材から引張試験片（平行部が直径６．２５ｍｍ、長さ２５ｍｍ）を採取し、８５０℃で引張試験を行った。各試料の熱処理条件及び引張試験結果を表１に示す。
表１から、本発明の方法により熱処理を行った試料（試料Ｎｏ．１〜１１）はいずれも目標とする高温強度（引張強さ：６０ｋｇ／ｍｍ２ 以上）と延性（伸び：８％以上）を有していることが確認された。
【００１９】
また、表１の試料Ｎｏ．３の熱処理材のミクロ組織を示す顕微鏡写真を図３に、図３の顕微鏡写真を模式的に表したものを図４に示す。図３及び図４から本発明の方法による熱処理材は、結晶粒界のジグザグ化が進行していることがわかる。
【００２０】
【表１】
【発明の効果】
合金Ａに本発明の熱処理方法を施すことにより、図３及び図４に示すように隣接する結晶粒が互いに入り組みジグザグ化した形態となる。さらに、結晶粒内にはγ′相が十分均一微細に析出する。これにより、結晶粒内の強度はもとより、結晶と結晶の結合力、すなわち結晶粒界の強度も向上し、優れた高温強度及び延性を付与することができ、特に伸びは８５０℃での引張伸びが８％以上のものが得られるので、その結果良好な熱疲労強度を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明において熱処理対象とするＮｉ基耐熱合金の組成範囲を示す図。
【図２】本発明の方法における熱処理条件のパターンの１例を示す模式図。
【図３】本発明の熱処理方法によって得られる処理材の１例について、そのミクロ組織を示す顕微鏡写真。
【図４】図３の顕微鏡写真を模式的に表した図。
【図５】従来の方法における熱処理条件のパターンの１例を示す模式図。
Claims (2)
- 重量％でＣ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｃｏ：１５〜２５％、（Ｗ＋１／２・Ｍｏ）：５〜１０％（ただし、Ｍｏ：０〜３．５％及びＷ：５〜１０％までの１種又は２種）、Ｔｉ：１〜５％、Ａｌ：１〜４％、Ｔａ：０．５〜４．５％、Ｎｂ：０．２〜３％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、及びＢ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物元素からなり、（Ａｌ＋Ｔｉ）量及び（Ｗ＋１／２・Ｍｏ）量が、図１において点Ａ（Ａｌ＋Ｔｉ：３％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：１０％）、点Ｂ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：７．５％）、点Ｃ（Ａｌ＋Ｔｉ：５％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：５％）、点Ｄ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：５％）、点Ｅ（Ａｌ＋Ｔｉ：７％、Ｗ＋１／２・Ｍｏ：１０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた範囲内の組成を有するＮｉ基耐熱合金に、１１６０〜１２２５℃の温度で１〜４時間保持する第１段溶体化処理を施した後、５０〜２００℃／時間の冷却速度で第２段溶体化処理温度、すなわち１０００〜１０８０℃まで冷却し、この温度で０．５〜４時間保持して第２段溶体化処理を施した後、１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで急冷し、次に９７５〜１０２５℃の温度で２〜６時間保持する安定化処理を施した後、１０００℃／時間以上の冷却速度で室温まで急冷し、さらに８００〜９００℃の温度で４〜２４時間保持する時効処理を施すことを特徴とするＮｉ基耐熱合金の熱処理方法。
- 請求項１の熱処理を行い室温まで冷却した後、さらに６７５〜７２５℃の温度で１０〜２０時間保持する追加の時効処理を施すことを特徴とするＮｉ基耐熱合金の熱処理方法。
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| JP24436098A JP3564304B2 (ja) | 1998-08-17 | 1998-08-17 | Ｎｉ基耐熱合金の熱処理方法 |
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|---|---|---|---|
| JP24436098A JP3564304B2 (ja) | 1998-08-17 | 1998-08-17 | Ｎｉ基耐熱合金の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000064005A JP2000064005A (ja) | 2000-02-29 |
| JP3564304B2 true JP3564304B2 (ja) | 2004-09-08 |
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ID=17117546
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|---|---|---|---|
| JP24436098A Expired - Lifetime JP3564304B2 (ja) | 1998-08-17 | 1998-08-17 | Ｎｉ基耐熱合金の熱処理方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3564304B2 (ja) |
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