JPH01241A

JPH01241A - 超耐熱合金

Info

Publication number: JPH01241A
Application number: JP62-154273A
Authority: JP
Inventors: 一郎辻; 久孝河合
Original assignee: 三菱重工業株式会社
Filing date: 1987-06-23
Publication date: 1989-01-05
Anticipated expiration: 2010-08-16

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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タービン動翼用及び回転円盤用
材料、高温プロワ−の動翼用及び回転円盤用材料、ディ
ーゼルエンジンの燃焼噴射・ノズル用材料、ディーゼル
エンジンのバルブ用材料として有利に適用される粉末冶
金用析出硬化ｆｉ　Ｎｉ基超超耐熱合金関するＯ〔従来
の技術〕現在、鍛造できる超耐熱合金で高温強度が世界最強のも
のは下記の通りで、米国スペシャルメタル社（、５ｐｅ
ｃｉａｌ　Ｍｅｔａｌｓ社）（米国特許第４．０８３，
７３４号参照）の開発した析出強型Ｎｉ基超耐熱合金で
ある。

重量％でＣｒ　：　１２−０〜２　（１０％、Ｃｏ：１
五〇〜１９０％、Ｔｉ　：　４．７５〜７．０％、Ａｌ
：　ｔ　３〜４０％、ＭＯ：２．０〜５５％、Ｗ：１５
〜２．５う、Ｃ：α００５〜α０４５多、Ｂ：α００５
＾α０３％、ｚｒ：１０８−以下、Ｍｎ：［Ｌ７５−以
下、稀土類元素：１２％以下、不可避的不純物元素例え
ばＭｇ　、　Ｃａ　、　Ｓｒ　、　Ｂａ　　：α２％以
下、残り：Ｎｉ゜〔発明が解決しようとする問題点〕前述のＮｉ基超耐熱合金は高温強度がすぐれ、高＠廷注
や靭性もすぐれている。しかし、該合金は鍛造性が良好
でなく、大きな鍛造品（概ね、製品の重量１０Ｋｇ以上
）を裏作することが困難であり、又、結晶粒度が大きく
なりやすく〔ＪＩＳＧ０５５１の結晶粒度番号（Ｎ）：
２．０〜−１．０〕、ａ！（伸び）や高１の疲れ強さが
低下する場合が多い。

Ｔ１、Ａｊの含有量の多い（概ね、’Ｉ’ｉ＋Ａｊｉｉ
ン７％）析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金は鍛造が一般に非
常に困難である。そこで、予めこれらの合金を粉末にし
て、粉末を製品に近い形状に焼結することにより製作す
る方法（粉末冶金法）がある。

粉末冶金法で析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金の製品（例え
ばガスタービンの動翼など）を製作する場合、合金の粉
末粒子の表面に、酸化物やチタン炭化物などによるＰ　
Ｐ　Ｂ　（Ｐｒ１ｏｒ　Ｐａｒｔｉ−ｃｌｅ　Ｂｏｕｎ
ｄａｒｙ　の略称）が生成し、粉末を固化したとき、材
層欠陥の原因となり、延性（伸び）や高温強度が阻害さ
れる。

ＰＰＨの生成は合金粉末の裂遣方＠（例えば、ガス噴霧
法、真空噴霧法、或いは遠心”ｊｊ霧法など各機の方法
がある。）にも依存するが、合金組成に大きく依存する
。

本発明は良好な合金粉末が製造でき、固化した後でもＰ
ＰＢの発生がなく、延性（伸び）が非常に大きな粉末冶
金用析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金を提供しようとするも
のである。

〔問題点を解決する念めの手段〕

本発明は、’Ｉ’ｉ、ＡＩなどの金属間化合物γ′相％
　Ｎｉ　３　（ｋＬ−Ｔｉ　）　）の析出による析出硬
化の作用ある合金元素、ＭＯ％Ｗなどの固溶体強化と炭
化物の析出による弱析出硬化の作用ある合金元素を含む
粉末冶金用析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金のＰＰＢの生成
を押える九め、Ｔａｔ−１２５〜１．５チ添加し、炭素
量１ｌＬ０１〜α０８チに低目に押えたことを特徴とす
るものである。

すなわち本発明は重量％でＣｒ　：　１２〜２０％、Ｃ
ｏ　：　１２〜１８９６．　Ｔｉ　：　４〜６％％Ａｌ
：１〜４％、ＭＯ：　２−’−５％、Ｗ：α５〜２．５
％、Ｔａ：（Ｌ２Ｓ　〜１．５％、Ｃ：１０１４１０８
％、Ｂ：４０ａ％以下及び残ｓＮｉと不可避的不純物元
素を含有してなることを特徴とする粉末冶金用析出硬化
型Ｎｉ基超耐熱合金である。

〔作　用〕

以下、本発明の合金元素の範囲を設定した理由を下記に
示す口Ｃｒ：１２〜２０％（３１１１以下同じ）産業用ガスタ
ービンでは、高温における耐腐食性が必要であり、　Ｃ
ｒ量を多く添加するほど。

その効果は顕著になる。。Ｃｒ量が１２％未満では、そ
の効果は少なく、十分でないので１２％以上必要である
。一方、Ｎｉ基超超耐熱合金おいて蝶、Ｃｒ　量をあま
り多く添加すると、σ相（シグマ相）などの金属間化合
物が高温（７５０〜９５０Ｃ）、で長時間（概ね、１０
００時間以上）使用すると析出し、金属組織的に不安定
となり、高温強度やａｌ！！（伸び）が低下するので、
２０％以下とした。

Ｃｏ　：　１２〜１８％Ｔ１′やＡｌなどの析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金におい
ては、溶体化処理において、Ｔ１とＡｊを十分に基質中
に固溶させ、時効処理において、γ′相（Ｎｉｐ　（Ａ
ｊ、　Ｔｉ　）　Ｉの金属間化合物として、微細均一に
析出させることにより、良好な高温強度が得られるので
あるが、Ｃｏ扛この′ｒ１やＡｌなどを、高温で固溶さ
せる限度（固溶限）ｔ−大きくする作用かめる。本発明
合金に必要なＴ１とＡＩ量では、Ｃｏ１１は１１％以上
必要である。

一方、Ｃｏは資源的にも少なく、コスト的にも高いので
、不必要に多量添加する必要がないので、１８チ以下と
した◎ Ｔ１：４〜６囁Ｔｉ　ｌ：ｊ析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金の高温強度を
上げるための析出相（ｒ’相）の析出に絶対必要である
。Ｔ１が４チ未満では、設計要求の強度を満足すること
ができない＠又、あまり多くすると、電性（伸び）を阻
害し、又、強度上昇も飽和してくるので、６％以下とし
た。

Ｍ：１〜４９６Ａｊは、Ｔ１と同じような効果があり　１１相（Ｎｉ、
（Ａｊ、　’［’ｌ）　ｊを生成して、高温強度を上げ
ると同時に、高温における耐腐食性（％に、耐酸化性）
ｔ−改良する・その′１には１％以上必要でろＶ、小ま
り多く添加すると、延性（伸び）を阻害し、その効果が
飽和するので、４％以下とした。

ＭＯ：　２〜５％ＭＯは、基質中に固溶して、高温強度を上昇させる効果
（固溶体強化）があると同時に、時効処理中に炭化物［
Ｃｒ！Ｉ　ＭｏＷＣｓや（ＭＯ，Ｗ）ｓ　Ｃなど］とな
って、析出する効果（弱析出強化）があり、高温強度を
上昇させる。その効果は２優未満では少なく、又、あま
り多く添加すると、延性（伸び）を阻害するので５％以
下とした。

Ｗ：Ｃｌ３〜２．５％ＷはＭＯと同様に固溶体強化と弱析出強化の作用があり
高温強度を上昇させる。その効果はα５％未満では少な
い。又、Ｗは比重の大きな元素であるため、らまジ多く
添加すると、Ｎｉ基超超耐熱合金比重を大きくシ、遠心
力の働く、タービン動翼では不利になり、コスト的にも
高くなるので、２．５％以下とした。

Ｔａ：α２５〜１．５％Ｔａは、本発明における特徴的な元素でろり、これを添
加すると、前述のＰＰＨの生成を押え、廷９：（伸び）
を大きくシ、高温における塑性加工（鍛造性）を容易に
する。

その効果は（Ｌ２５％以上のＴａが必要であるが多く添
加しても、その効果は飽和し、あまり有効でない。Ｔａ
は高温強度の上昇にも有効であるが、ＴａはＷと同様に
比重の大きな元素であり、あまり多く添加すると、Ｎｉ
基超超耐熱合金比重を大きくシ、遠心力の働く、タービ
ン動翼では不利となり、コスト的にも高価な元素である
ので、１．５％以下とした。

Ｃ：［Ｌ０１〜０．０８％Ｃは炭化ｖ！Ｊを形成し、特に結晶粒界に析出して、粒
界を強化し、高温強度を上昇させるので、（ｌＬ０１％
以上必要である。しかし、あまり多く添加すると、前述
のＰＰＢｔ−生成させる傾向を強くするので、あまり多
く添加することは望ましくなく１０８％以下とした。

Ｂ：α０８％以下Ｂは、基質を強化して、高温強度を上昇させるものであ
るが、Ｉｔ！＋多く添加しても、その効果は飽和し、又
、砥ａ（伸び）を阻害する恐れがめるので１０８％以下
に制限したが、好ましくは１００５４以上含ませること
が好ましい。

以上が本発明の粉末冶金用析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金
の必要元素である。

しかし、上記以外に、Ｚｒｔｉ靭注（靭性値）や姑性（
伸び）の向上に有効であるのでα１９６以下添加するこ
とは好ましい態様であると云える。

余り多く添加すると返って高温強度を低下させるので、
α１％以上の添加は避けるべきである。

その他、通常のＮｉ基超耐熱合金には、不純物元素とし
て原材料より、Ｓｉ　、　Ｍｎ　、　Ｆｅ　、　Ｐ　、
　Ｓ　。

Ｃｕ　が混入することが避けられないが、不可避的にこ
れらの元素が含まれることは許容される。

又、Ｍｇ　ｔ　Ｃａ　ｌ　８ｒ　　などは酸素との結合
力が大で、溶解裂諌上脱改剤として添加されることかめ
る。したがってこれらの元素は最大［ｌＬ２％までは存
在することが許容される。

〔実施例〕

表１に示す化学組成の析出硬化型Ｎｉ基耐熱合金になる
ように、各樵成分を真空高周波溶解炉で溶解し、Ａｒガ
スによるガス噴霧法によジ粉末を製造し、粉末のふるい
分けにより粘度−８０メツシユ（すなわち粒径１７５μ
ｍ以下）の粉末を集収し、これを脱ガスして真空中で容
器内に充填、密封（真空度；１０−″ＴＯｒｒ以下）し
、高温等圧プレス（通常、ＨＩＰ処理）で１１５０℃で
１．　ＯＯＯｑ／ｃｍ”　、　　２時間保持して焼結し
た。

焼結後、容器を除去し、７６ｍφの棒状のものとし、こ
れを約１，１００℃の高温下で鍛伸化２Ｓで鍛伸した。

この鍛伸し九棒材より、ｉ＠１図に示す試験片（第１図
（ａ）は本発明合金用、第１図（１））は比較合金用）
を採暖し、１０５０℃で高温引張試験機を用いて引張り
試験を実施し、爽に、試験片を１１７０℃溶体化処理×
４時間５ｋＮｍガス冷却条件の溶体化処理、１０８０℃
×４時間＆Ｎｔガス冷却条件の安定化処理、８４５℃×
２４時間後空気中放冷条件の１段時効処理、最後に７６
０℃×１６時間後時間中空気中放冷条件時効処理を行つ
ｆｃ後、クリープ破断試験（温度；８４３℃、応カニ３
５．２に９／■工）を実施した。

高温引張試験結果、クリープ破断試験結果を夫々、表２
．１表３に示す。

なお第１図における数値の単位は■で、記号Ｒは曲率半
径、φは直径、Ｍはネジ径を示す。

表２から明らかなように、本発明合金の引張破断時の伸
びは６６五６％もあり、非常にａ性が大きく、従来合金
の約７倍もあることが判明した。このことは、翼の鍛造
（恒温鍛造）など高温における塑性加工が非常に容易で
あることを示している。

また表３から明らかなように、本発明合金は破断時間も
従来合金の約２倍でるり、クリープ破断伸び及び絞りも
大きく、本発明合金は高温強度がすぐれていることが判
明した。

また、ＪＩＳＧＯ５５１に従って、熱処理後、両合金の
結晶粒度を測定したところ、本発明合金　：　粒度番号　　４．５従来合金　二　粒度番号　　五５であり、本発明合金の方が細粒（粒度番号の大きい方が
細粒）であった。

一般に、金属材料においては、結晶粒の細かい方が高サ
イクル疲れ強さは大きくなる傾向がめり、本発明合金の
方が従来合金より、結晶粒が細かいことから、本発明合
金の方が高サイクル疲れ強さも、従来合金のそれより、
大きいと推測される。

以上のように、ｃＨを低目とし、Ｔａを添加することに
より、延！：（伸び〕が非常に大きくなることが判明し
た。この両供試材について、顕微鏡組織を観察したとこ
ろ、従来合金ではＰＰＢは若干観察されたが、本発明合
金ではＰＰＢは全く検出されず、良好な顕微鏡組織でめ
った。

これは、主に、Ｔａの添加による効果であることが判明
した。一般に、ＰＰＢが生成すると、粒子の結合力を弱
くシ、き裂発生の起点となりやすく、特に延性（伸び）
を阻害する。

〔発明の効果〕

炭素量（Ｃ）　ｔ″［１０１〜α０８％の低い範囲に押
え、　Ｔａをα２５〜１．５％添加することにより、Ｐ
ＰＨの生成を阻止し、延性（伸び）の大きいものとなっ
た。このように延性が大きくなると、タービン動翼など
高温鍛造加工性が著しく大きくなり、製品の近似成形法
（Ｎｅａｒ　Ｎｅｔ　８ｈａｐｅ、略してＮＮ８技術と
称す）が可能になる。

【図面の簡単な説明】

第１図は高温引張試験、クリープ破断試験に使用する試
験片の形状を示す図で、（ａ）は本発明合金用試験片、
（１１）は比較合金用試験片を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

重量％でＣｒ：１２〜２０％、Ｃｏ：１２〜１８％、Ｔ
ｉ：４〜６％、Ａｌ：１〜４％、Ｍｏ：２〜５％、Ｗ：
０．５〜２．５％、Ｔａ：０．２５〜１．５％、Ｃ：０
．０１〜０．０８％、Ｂ：０．０８％以下及び残部Ｎｉ
と不可避的不純物元素を含有してなることを特徴とする
粉末冶金用析出硬化型Ｎｉ基超耐熱合金。