JP6293682B2

JP6293682B2 - 高強度Ｎｉ基超合金

Info

Publication number: JP6293682B2
Application number: JP2015010303A
Authority: JP
Inventors: 孝一高澤; 琢哉大川; 昌人吉田
Original assignee: Japan Steel Works Ltd
Current assignee: Japan Steel Works Ltd
Priority date: 2015-01-22
Filing date: 2015-01-22
Publication date: 2018-03-14
Anticipated expiration: 2035-01-22
Also published as: JP2016132824A

Description

この発明は、高い強度を有する高強度Ｎｉ基超合金に関するものである。

Ｎｉ基超合金は高温において優れた機械的特性を示し、航空機用ジェットエンジンの高温部材などとして広範に用いられている。Ｎｉ基合金は一般的にＡｌやＴｉ、或いはＮｂやＴａを少量添加することで、結晶粒内にＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ）からなるγ´（ガンマプライム）相、あるいはＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）からなるγ´´（ガンマダブルプライム）相と呼ばれる強化相を微細析出させて優れた強度を発現させている。近年、民間機用ジェットエンジンの燃料消費量低減およびＣＯ_２排出量低減のため、ジェットエンジン内の低圧タービンディスクを無冷却とする技術的な趨勢がある。無冷却化に伴い、低圧タービンディスクはより高温で高い強度が求められるようになり、上述の強化相の量を多くして強度を上げる合金開発がなされている。しかし、析出相の量が多くなると、合金の熱間加工性が低下し、所望の形状に加工するのが難しくなる。したがって、合金の強度は高めつつ、熱間加工性を確保することが重要である。

Ｎｉ基超合金は一般に多量の合金元素を含むため、多少なりとも合金を溶製する際に成分分布の不均一、即ちミクロ偏析が生じる。ミクロ偏析部分では、しばしばそれ以外の部分よりも固相線温度が低いため、過度に加熱するとミクロ偏析部が部分的に溶融し、熱間加工性の低下を招く。従って、熱間加工前に適切な条件で熱処理し、ミクロ偏析の緩和を図らなければならない。

従来、熱間加工性に優れたＮｉ基超合金、あるいはＮｉ基超合金の熱間加工性を改善する技術としていくつかが提示されている（特許文献１〜３）。

特開２０１１−２３１４１０号公報特開２００７−３３２４１２号公報特表２０１３−５３１７３９号公報

例えば、特許文献１および２では溶接性や熱間加工性に優れたＮｉ基超合金を提示している。しかし該文献は上述のようなミクロ偏析の観点から熱間加工性について何も言及されておらず、適切な評価がなされていない可能性がある。さらに、強化相の形成に寄与するＡｌやＴｉの含有量が本発明より少なく、本発明が適用を意図する低圧タービンディスクが求める量の強化相を生成できない、即ち強度が不足する可能性がある。また、特許文献３でもミクロ偏析と熱間加工性の関係は述べられておらず、適切な条件で合金が製造されているか不明である。

本願発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、強度と熱間加工性とに優れたＮｉ基超合金を提供することを目的とする。

すなわち、本発明の高強度Ｎｉ基超合金のうち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｆｅ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：１０〜２０％、Ｍｏ：１．０〜８．０％、Ｗ：１．０〜８．０％、Ｔｉ：０．１〜２．０％、Ａｌ：２．０〜４．５％、Ｎｂ：０．１〜２．０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする。

第２の本発明の高強度Ｎｉ基超合金は、前記第１の本発明において、前記組成に、質量ｐｐｍで、さらにＰ：３０〜１００ｐｐｍ、Ｂ：５０〜２５０ｐｐｍの１種または２種を含有することを特徴とする。

第３の本発明の高強度Ｎｉ基超合金は、前記第１または第２の本発明において、前記組成に、質量％で、さらにＭｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有することを特徴とする。

第４の本発明の高強度Ｎｉ基超合金は、前記第１〜第３の本発明のいずれかにおいて、７００℃におけるγ´相量が体積分率で４０〜４３％であることを特徴とする。

第５の本発明の高強度Ｎｉ基超合金は、前記第１〜第４の本発明のいずれかにおいて、γ´相の固溶温度が１１００℃以下であることを特徴とする。

第６の本発明の高強度Ｎｉ基超合金は、前記第１〜第５の本発明のいずれかにおいて、引張試験で評価した絞りが５０％以上となる温度範囲が１２０℃以上であることを特徴とする。

第７の本発明の高強度Ｎｉ基超合金は、前記第１〜第６の本発明のいずれかにおいて、６００℃以上の温度で使用されることを特徴とする。

以下に、本発明で規定する条件およびそれに伴う作用について説明する。なお、各成分では、いずれも質量比で示されている。

Ｃ：０．００５〜０．０５％
Ｃは、炭化物を形成して合金の結晶粒粗大化を抑制し、粒界に析出して高温強度を向上させる添加元素であるが、含有量が少ないと強度の向上に十分な効果がないため少なくとも０．００５％以上の含有が必要である。しかし、含有量が多すぎると過剰な炭化物が形成されてγ´相など他の有用な析出量が減少するなど悪影響が懸念されるので、上限は０．０５％とする。なお、同様の理由により下限を０．０１％、上限を０．０２％とするのが望ましい。

Ｆｅ：０．１〜２．０％
Ｆｅは、含有量を多くすると合金のコスト低減に効果があるが、Ｎｂ含有合金に過剰にＦｅを含有させるとラーベス相と呼ばれる金属間化合物が生成し、熱間延性低下など材料特性の悪化を招く。そのため、Ｆｅの含有量は０．１〜２．０％とする。同様の理由で、下限は０．５％、上限は１．５％とすることが望ましい。

Ｃｏ：１０〜２０％
Ｃｏは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗといった合金元素の分配係数を１に近づけて合金の偏析性を改善する元素である。Ｃｏを１０％以上含まないと上記の効果が十分得られない。一方、２０％を超えると鍛造性を悪化させるだけでなく、ラーベス相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがってＣｏの含有量は１０〜２０％の範囲に限定する。同様の理由で、下限を１２％、上限を１６％とすることが望ましい。

Ｍｏ：１．０〜８．０％
Ｍｏは、主にマトリクスに固溶してこれを強化するとともに、γ´相に固溶して同相のＡｌサイトに置換することにより同相の安定性を高めるので、高温強度と組織安定性をともに高めるのに有効である。Ｍｏ含有量が１．０％未満では上記効果が不十分であり、８．０％を超えるとラーベス相を生成しやすくなるため、高温でのマトリクスの組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがって、Ｍｏの含有量は１．０％〜８．０％の範囲に限定する。同様の理由で下限を２．０％、上限を６．０％とするのが望ましい。

Ｗ：１．０〜８．０％
ＷもＭｏと同様にマトリクスに固溶してこれを強化するとともに、γ´相に固溶して同相のＡｌサイトを置換することにより同相の安定性を高めるので、高温強度と組織安定性を共に高めるのに有効である。しかし、過剰に含有させるとα−Ｗが析出し組織安定性を低下させるのみならず、熱間加工性も著しく劣化させる。従って、Ｗの含有量は１．０〜８．０％の範囲に限定する。同様の理由で下限を２．０％、上限を６．０％とするのが望ましい。

Ｃｒ：１０〜２０％
Ｃｒは、合金の耐酸化性、耐食性、強度を高めるために必要な元素である。また、Ｃと結合して炭化物を生成し高温強度を高める。しかし、含有量が多すぎるとマトリクスの不安定化を招き、σ相やα−Ｃｒなどの有害なＴＣＰ相の生成を助長して延性や靭性に悪影響をもたらす。従って、Ｃｒの含有量は１０〜２０％に限定する。同様の理由により、下限は１４％、上限は１８％とするのが望ましい。

Ｔｉ：０．１〜２．０％
Ｔｉは、主にＭＣ炭化物を形成して合金の結晶粒粗大化を抑制するとともに、Ｎｉと結合してγ´相を析出させ、合金の析出強化に寄与する。しかし過度に含有させると高温でのγ´相の安定性を低下させ、さらにη相を生成し強度や延性、靭性、高温長時間での組織安定性を損ねる。従って、Ｔｉの含有量は０．１〜２．０％の範囲に限定する。同様の理由により、下限は０．５％、上限は１．５％とすることが望ましい。

Ａｌ：２．０〜４．５％
ＡｌはＮｉと結合してγ´相を析出させ、合金の析出強化に寄与する。しかし含有量が多すぎるとγ´相が粒界に凝集して粗大化し、高温での機械的特性を著しく損ねるほか、熱間加工性も低下させる。従って、Ａｌ含有量は２．０〜４．５％に限定する。同様の理由で下限は３．０％、上限は４．０％とすることが望ましい。

Ｎｂ：０．１〜２．０％
Ｎｂはγ´相を安定化させ強度増大に寄与する元素であるが、過剰に含有させると有害相であるη相、δ相およびＬａｖｅｓ相の析出が助長され、組織安定性が著しく低下する。したがって、Ｎｂの含有量は０．１〜２．０％に限定する。同様の理由で下限は０．５％、上限は１．５％とすることが望ましい。

Ｐ：３０〜１００ｐｐｍ
Ｐはこれを含む析出物を粒界に析出させることにより、粒界近傍の局所的なひずみの蓄積を低減してクリープ変形を抑制し、最少クリープ速度を低下させてクリープ破断時間を長くする効果があると考えられる。しかし過剰に含有させるとＰの粒界偏析が過多となり粒界の整合性を低下させ、延性低下などを引き起こす可能性がある。従って、Ｐの含有量の下限は３０ｐｐｍ、上限は１００ｐｐｍに限定する。同様の理由から、下限は４０ｐｐｍ、上限を８０ｐｐｍとすることが望ましい。

Ｂ：５０〜２５０ｐｐｍ
Ｂは粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界脆化を招く。したがって、所望により含有させるＢの含有量は２５０ｐｐｍ以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、５０ｐｐｍ以上含有するのが望ましく、また上記と同様の理由により、さらに下限を１００ｐｐｍ、上限を２００ｐｐｍとするのが望ましい。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは主にＳと結合して硫化物を形成し、熱間加工性を高めるので所望により含有させる。但し含有量が多すぎると逆に粒界が脆化して熱間加工性を低下させるので、Ｍｇの含有量は０．０１％以下にする。なお上記の効果を十分発現させるため、Ｍｇ含有量の下限は０．０００５％以上とするのが望ましい。

Ｚｒ：０．０１〜０．５０％
Ｚｒは粒界に偏析して高温特性向上に寄与するので所望により含有させる。但し、過剰に含有させると合金の熱間加工性を低下させるので、所望により含有させるＺｒは０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには０．０１％以上含有させるのが望ましい。

７００℃におけるγ´相量が体積分率で４０〜４３％
７００℃におけるγ´相量が体積分率で適量であると、所望の強度を得ることができる。
４０％を下回ると、強度が過小となり、部材の要求特性を満足できないおそれがある。一方、４３％を上回ると、強度が過剰となり、部材の靱性低下を招くおそれがある。
γ´相量の体積分率は、γ´相の構成元素であるＡｌとＴｉのバランスを変えることにより制御することができる。

γ´相の固溶温度が１１００℃以下
γ´相の固溶温度を１１００℃以下とすることにより、良好な熱間加工性を示す温度範囲を低温まで拡張することができ、より低温まで効果的な分塊鍛造が可能となる。
γ´相の固溶温度は、γ´相の構成元素であるＡｌとＴｉのバランスを変えることにより制御することができる。

絞りが５０％以上となる温度範囲が１２０℃以上
本発明では、優れた熱間加工性を示す温度範囲が広がり、１回の分塊鍛造工程で、より効果的に鋳造組織を破壊することができる。温度範囲が１２０℃未満であると、優れた熱間加工性を示す温度範囲が狭まり、十分に鋳造組織を破壊するには多数回の分塊鍛造工程を必要とするため、コストの悪化を招く。熱間加工は、例えば９００℃から１１５０℃の温度範囲内で行うことができる。ただし、本発明としては熱間加工の温度範囲が前記温度範囲に限定されるものではない。
絞りが５０％以上となる温度範囲を１２０℃以上とするために、γ´相の構成元素であるＡｌとＴｉ、およびミクロ偏析元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂのバランスを変えることにより制御することができる。

以上説明したように、本発明によれば、高い強度と優れた熱間加工性を有するＮｉ基超合金を得ることができる。
さらに従たる効果として、該発明合金をジェットエンジンの低圧タービンディスク等の（例えば６００℃以上の温度で使用する）高温機器の部材として適用することにより、機器の高効率化および低環境負荷化が図れる効果がある。

実施例における引張試験における絞りと温度との関係を示すグラフである。同じく、引張試験における絞りと温度との関係を示すグラフである。同じく、絞りが５０％以上となる温度範囲を示すグラフである。

本願発明のＮｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｆｅ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：１０〜２０％、Ｍｏ：１．０〜８．０％、Ｗ：１．０〜８．０％、Ｔｉ：０．１〜２．０％、Ａｌ：２．０〜４．５％、Ｎｂ：０．１〜２．０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避不純物からなる組成に調整される。該組成は、所望により、質量ｐｐｍで、さらにＰ：３０〜１００ｐｐｍ、Ｂ：５０〜２５０ｐｐｍの１種または２種を含有し、また、所望によりＭｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有する。
本発明のＮｉ基合金は、常法により溶製することができ、本発明としては特に溶製の方法が限定されるものではない。

該Ｎｉ基合金は、溶製後、拡散熱処理を行うことができる。この実施形態では、溶製に際し、５トン以上のインゴットが想定される。本願発明では、製品の大きさが特に限定されるものではないが、５トン以上という大型の部材として用いる際に、熱間加工性の向上効果が特に好適な結果をもたらす。
なお、拡散熱処理は、１２００℃、５０時間以上の条件で行うことができる。なお、コスト悪化防止のため、処理時間は１００時間以内が望ましい。
なお、本発明としては、拡散熱処理を実施しないものであってもよい。

また、Ｎｉ基合金は所望により鍛造等の加工を行うことができる。加工における条件は、本願発明は特に限定されるものではない。
加工では、本発明のＮｉ基合金は、７００℃におけるγ´相量の体積分率４０〜４３％、γ´相の固溶温度が１１００℃以下で、引張試験で絞りが５０％以上となる温度範囲が１２０℃以上あり、良好な熱間加工性を得ることができる。
本実施形態では、熱間加工性を改善し、かつ十分な量の強化相を含有して強度を確保したＮｉ基超合金が得られる。強度としては、例えば７５０℃で１０５０ＭＰａ以上が挙げられるが、これに限定されるものではない。

上記Ｎｉ基合金は、ジェットエンジンの低圧タービンディスクや、高効率の発電用ガスタービンディスクなどのように、６００℃以上の温度が想定される分野において好適に使用することができる。

本発明の実施例を図表に基づき説明する。
素材は真空誘導溶解法で溶製した２５ｋｇ丸型インゴットであり、発明合金９種と比較合金１種を溶製した。表１に発明合金と比較合金の化学成分（残部が不可避不純物）を示す。
発明合金と比較合金の７００℃におけるγ´相量とγ´相の固溶温度を、汎用熱力学計算ソフト（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ）を用いて計算した。表２にそれらをまとめて示す。
Ｎｉ基超合金において通常想定されるミクロ偏析による成分分布の不均一を解消するため、一部の供試材を除いて、これらの素材に、１２００℃で５０時間の拡散熱処理を施し、続いて試験材を機械加工し、引張試験片とした。

引張試験は以下により実施した。
引張試験片は、日本工業規格ＪＩＳＺ２２０１に基づき、平行部の直径を６ｍｍ、標点間距離を３０ｍｍとした。試験温度範囲は、９５０〜１２２５℃とし、結晶粒の大きさの違いがもたらす影響を避けるため次の方策を取った。即ち、試験温度は１１５０℃以上の場合は当該試験温度で３０分間保持した後、引張試験を実施し、引張温度が１１５０℃を下回る場合は、一度１１５０℃で３０分間保持してから当該試験温度まで降温し、さらに当該試験温度で１５分間保持して温度を安定させてから引張試験を行った。引張試験のひずみ速度は何れの試験においても３×１０^−２ｓ^−１とした。

表２より、発明合金はいずれも比較合金よりも７００℃におけるγ´相量が大きく、４２．０〜４３．１％である。また発明合金におけるγ´相の固溶温度はいずれも比較合金のそれよりも低く、１１００℃を下回っている。
図１および図２に発明合金と比較合金の絞りと温度の関係を示す。絞りの最大値は発明合金と比較合金でほぼ同じであるが、絞りが５０％以上となる温度範囲は比較合金よりも発明合金の方が広い。この温度範囲が広いほど、鍛造可能な温度範囲が広まり、熱間加工性が良いことを示している。
図３は発明合金と比較合金のそれぞれについて、絞りが５０％以上となる温度範囲を図示したものである。比較合金の温度範囲は１２０℃であるが、図３に示した発明合金はいずれもこれを上回る温度範囲を示しており、熱間加工性に優れることが明らかとなった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｆｅ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：１０〜２０％、Ｍｏ：１．０〜８．０％、Ｗ：１．０〜８．０％、Ｔｉ：０．１〜２．０％、Ａｌ：２．０〜４．５％、Ｎｂ：０．１〜２．０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする高強度Ｎｉ基超合金。
前記組成に、質量ｐｐｍで、さらにＰ：３０〜１００ｐｐｍ、Ｂ：５０〜２５０ｐｐｍの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の高強度Ｎｉ基超合金。
前記組成に、質量％で、さらにＭｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度Ｎｉ基超合金。
７００℃におけるγ´相量が体積分率で４０〜４３％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度Ｎｉ基超合金である。
γ´相の固溶温度が１１００℃以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度Ｎｉ基超合金。
引張試験で評価した絞りが５０％以上となる温度範囲が１２０℃以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度Ｎｉ基超合金。
６００℃以上の温度で使用されることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度Ｎｉ基超合金。