JPH01272736A - 高靭性耐熱合金 - Google Patents
高靭性耐熱合金Info
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- JPH01272736A JPH01272736A JP10124988A JP10124988A JPH01272736A JP H01272736 A JPH01272736 A JP H01272736A JP 10124988 A JP10124988 A JP 10124988A JP 10124988 A JP10124988 A JP 10124988A JP H01272736 A JPH01272736 A JP H01272736A
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Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
この発明は、耐熱性に優れ、しかも強度および靭性にも
潰れていることが要求される部品、例えばガスタービン
ブレードやディスク等の部品の素材として利用するのに
適したＮｉ基の高靭性耐熱合金に関するものである。 （従来の技術） Ｎｉ基の耐熱合金は、耐熱性に優れ、強度および靭性に
もある程度優れているので、ガスタービンのブレード、
ベーンノズル、燃焼室などを構成する素材として多く用
いられている。このＮｉ基の耐熱合金にはかなり多くの
種類のものがあり、それらの１つとして、Ｃ，Ｃｒ、Ｇ
ｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＡＪＩ、Ｗをそれぞれ所要量含有する
Ｎｉ基の耐熱合金がＵ３２０の名称で知られている。そ
して、このＮｉ基耐熱合金は、耐熱性に優れていると共
に、高温強度が優れているので、ガスタービンのブレー
ド用素材として多く用いられている。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、上記したＮｉ基耐熱合金においてはその
靭性をさらに向上させることが要望され、タービンブレ
ードを通過する流気中に異物などが混入されていたとき
に、この異物の衝突によってもタービンブレードが容易
に破損を生じないようにすることが要望されており、耐
熱性および高温強度に優れているＮｉ基耐熱合金におＩ
／１て、その衝撃値が高く、高温靭性にさらに優れたも
のとすることが課題となっていた。 （発明の目的） この発明は、上記した従来の課題を解決し、熱間加工性
が良好であり、かつまた耐熱性および高温強度に優れ、
さらには高温靭性もより一層優れており、例えばタービ
ンブレードの素材として用いた場合において当該タービ
ンブレードが異物の衝突によって容易に破損することが
なＩ、％ようにすることが可能である高靭性耐熱合金を
提供することを目的としている。
潰れていることが要求される部品、例えばガスタービン
ブレードやディスク等の部品の素材として利用するのに
適したＮｉ基の高靭性耐熱合金に関するものである。 （従来の技術） Ｎｉ基の耐熱合金は、耐熱性に優れ、強度および靭性に
もある程度優れているので、ガスタービンのブレード、
ベーンノズル、燃焼室などを構成する素材として多く用
いられている。このＮｉ基の耐熱合金にはかなり多くの
種類のものがあり、それらの１つとして、Ｃ，Ｃｒ、Ｇ
ｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＡＪＩ、Ｗをそれぞれ所要量含有する
Ｎｉ基の耐熱合金がＵ３２０の名称で知られている。そ
して、このＮｉ基耐熱合金は、耐熱性に優れていると共
に、高温強度が優れているので、ガスタービンのブレー
ド用素材として多く用いられている。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、上記したＮｉ基耐熱合金においてはその
靭性をさらに向上させることが要望され、タービンブレ
ードを通過する流気中に異物などが混入されていたとき
に、この異物の衝突によってもタービンブレードが容易
に破損を生じないようにすることが要望されており、耐
熱性および高温強度に優れているＮｉ基耐熱合金におＩ
／１て、その衝撃値が高く、高温靭性にさらに優れたも
のとすることが課題となっていた。 （発明の目的） この発明は、上記した従来の課題を解決し、熱間加工性
が良好であり、かつまた耐熱性および高温強度に優れ、
さらには高温靭性もより一層優れており、例えばタービ
ンブレードの素材として用いた場合において当該タービ
ンブレードが異物の衝突によって容易に破損することが
なＩ、％ようにすることが可能である高靭性耐熱合金を
提供することを目的としている。
（課題を解決するための手段）
この発明に係る高靭性耐熱合金は、重量％で、Ｃ：０．
０１〜０．２％、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｍｏ：４〜１０
％、Ｗ：０．５〜４％、ＣＯ： ８〜１５％、Ｔｉ：２
〜４％、Ａ交： １〜３％、Ｂ：０．００１〜０．０２
％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％、およびＣａ、Ｍｇの
うちから選ばれる１種または２種：０．ＯＯ１〜０．０
２％、さらにＹおよび希土類元素のうちから選ばれる１
種または２種以上：Ｏ，ＯＯ１〜０．０２％を含み、残
部Ｎｉおよび不純物からなるものであり、このようなＮ
ｉ基耐熱合金の組成としたことを上記した従来の課題を
解決するための手段としたことを特徴としている。 次に、この発明に係る高靭性Ｎｉ基耐熱合金における各
成分元素の含有量の範囲（重量％）の限定理由を述べる
。 Ｃ：０．０１−０．２％ Ｃは粒界に炭化物として析出することによって結晶粒の
成長を抑える作用を有するほかに、粒界の辷りに対する
抵抗を増加させるうえで重要な元素である。しかし、０
．０１％未満ではこのような効果は顕著でなく、０．２
％を超すとＴｉとの炭化物量が増加するために靭性が損
われるので、０．０１〜０．２％の範囲とした。 Ｃｒ：１６〜２２％ Ｃｒは耐高温酸化性の向上に有効であるため耐熱合金と
して不可欠な元素であり、高温まで強固な保護被膜を生
成させるようにするためには、少なくとも１６％の添加
が必要である。しかし、長時間使用しても組織的に安定
でかつ靭性を著しく低下させないようにするためには２
２％を超えてはいけない、したがって、Ｃｒの添加量は
１６〜２２％の範囲とした。 ＭＯ：４〜ｌＯ％ ＭＯは基地の固溶強化元素としてＷと共ド重要な元素で
あり、高温靭性の向上に有効な元素である。そして、こ
の効果が顕著に表れるのは４％以上であるが、１０％を
超えると熱間加工が著しく困難となるので、ＭＯの添加
量は４〜ｌＯ％の範囲とした。 Ｗ：０．５〜４％ ＷはＭＯと同様に基地の固溶強化に寄与し、高温靭性の
向上に有効な元素であるが、０．５％よりも少ないとそ
の効果は大きくなく、４％を超えると密度の増加のため
その効果が相殺されてしまうので、Ｗの添加量は０．５
〜４％の範囲とした。 Ｃｏ：８〜１５％ ＣＯは基地に固溶して組織を高温まで安定化し、高温強
度を向上させるとともに、クリープ強度を高めるのに効
果がある。しかし、この効果はＣＯ量が８％未満では少
なく、１５％を超えると熱間加工性が低下し、かつまた
コスト高となるので、ＣＯの添加量は８〜１５％の範囲
とした。 Ｔｉ：２〜４％ ＴｉはＡｆＬと共に金属間化合物γ’ ［＝Ｎｉ３（
ＡＭ、Ｔｉ）］を生成し、時効硬化して高温強度を向上
させるために必要な元素である。しかし、２％未満では
十分な強度が得られず、４％超過では熱間加工性を害す
るので、Ｔｉの添加量は２〜４％の範囲とした。 Ａｉ：１〜３％ ＡｎはＴｉと同様に金属間化合物γ′の生成元素であり
、γ′の析出によって基地を強化し、高温まで強度を支
えるためには少なくとも１％の添加が必要である。しか
し、Ｔ ｉ ＋ＡｆＬの合計量が７％を超すと熱間加工
性が極めて悪くなり、鍛造による成形が困難となるので
、ＡｆＬの添加量は１〜３％の範囲に限定した。 Ｂ：０．ＯＯ１〜０．０２％ ＢはＺｒと共にクリープ強度を高めるのに効果があるが
、０．００１％未満ではその効果は著しく少なく、０．
０２％を超えると熱間加工が困難となるので、Ｂの添加
量は０．００１ ＮＯ，０２％の範囲とした。 ｚｒ：ｏ、ｏｔ 〜０．５％ ＺｒもＢと同様に粒界を強化してクリープに対する抵抗
を著しく増大させる。しかし、０．０１％未満ではその
効果は著しく大きくなく、０．５％超過では熱間加工性
が損われるので、Ｚｒの添加量は０．０１〜０．５％の
範囲とした。 Ｃａ 、 Ｍ ｇのうちから選ばれる１ｓまたは２種二
０．００１〜０．０２％ Ｃａ、ＭｇはＢと共存する場合にとくに熱間加工性を著
しく向上させる。そして、この効果を発揮させるために
は０．００１％以上必要であるが０．０２％を超すと低
融点の共晶化合物を生成するため熱間加工性を害するの
で、Ｃａ、Ｍｇのうちから選ばれる１種または２種で０
．００１〜０．０２％の範囲とした。 Ｙおよび希土類元素のうちから選ばれる１種または２種
以上：０．０ＯＬ−０，０２％ ＹおよびＬａなどの希土類元素は、Ｃａ 、 Ｍ ｇと
同様に酸素や硫黄等と結合して安定な化合物を作り、清
浄度を上げるのに効果がある。また、ＹおよびＬａなと
の希土類元素による靭性向上は粒界の清浄化による粒界
強度の増大に帰することができ、亀裂の粒界伝播に対す
る抵抗力を増すことができる。そして、このような効果
が発揮されるのはＹおよびＬａなどの希土類元素の１種
または２種以上の合計が０．００１％以上においてであ
り、０．０２％を超すとＮｉとの低融点共晶化合物を作
り、熱間加工性を害するのみでなく、クリープ破断延性
および靭性をも低下するので、ＹおよびＬａなどの希土
類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の合計で
０．００１〜０．０２％の範囲とした。 （実施例） 夫ム勇ユ 小型の真空誘導溶解炉によって成分組成の異なるＮｉ基
耐熱合金を溶製し、ＷＩＪ１表に示す成分組成の３０Ｋ
ｇインゴットを調製した。 次いで、各インゴットに対して均熱処理および鍛伸加工
を行い、２０ｍｍ角まで鍛伸加工したのも多段熱処理を
行って衝撃試験片を作製した。ここで作製した衝撃試験
片は、サブサイズ（７，５Ｘ１０Ｘ５５ｍｍ）のもので
あり、８０２℃における衝撃エネルギーで評価した。こ
の結果を同じく第１表および第１図に示す、また、比較
例１および発明例３のものについて、熱処理後のミクロ
組織（１００倍）を調べた。この結果を第２図および第
３図に示す、さらに、比較例１および発明例３のものに
ついて、高温衝撃試験後の破面組織（５００倍）を調べ
た。この結果を第４図および第５図に示す。 第１表および第１図に示すように、希土類元素であるＬ
ａの添加量を増大させることによって、高温での衝撃値
は高くなることが確かめられ、熱間加工性を低下させな
いようにするためにＬａの添加量は０．００１〜０．０
２％の範囲とするのが良いことが確かめられた。 また、各試験片の結晶粒度番号を調べたところ、第１表
および第２図、第３図に示すように２．８〜３．５の間
にあり、希土類元素であるＬａの添加量にほとんど影響
されないことが明らかであり、Ｌａの添加による衝撃値
の向上は結晶粒度以外の要因を考える必要のあることが
わかった。 さらに、第４図および第５図に示すように、衝撃試験後
の破面に関し、Ｌａを添加しないベース合金（比較例１
：第４図）では平滑な粒界破面の占める面積が多いのに
対して、Ｌａを添加した本発明合金（発明例３；第５図
）はデインプルをともなった凹凸の著しい粒内破面が多
くなることが実１目１ス 小型の真空誘導溶解炉によって成分組成の異なるＮｉ基
耐熱合金を溶製し、第２表に示す成分組成の３０Ｋｇイ
ンゴットを調製した。 次いで、各インゴットに対して均熱処理および鍛伸加工
を行い、２０ｍｍ角まで鍛伸加工したのち多段熱処理を
行って衝撃試験片を作製した。ここで作製した衝撃試験
片は、サブサイズ（７，５Ｘ１０Ｘ５５ｍｍ）（７）も
のであり、８０２℃における衝撃エネルギーで評価した
。この結果を同じく第２表に示す。 、ノ ′Ｊ７： 第２表に示す結果より明らかなように、本発明成分を満
足する発明例５〜１３の場合にはいずれも高温での衝撃
値が高いものとなっていた。また、衝撃試験片を作製す
る際の熱間加工性も良好なものであった。 これに対して、Ｃ含有量が少なすぎる比較例２、Ｃｒ含
有量が多すぎる比較例３．Ｌａ含有量が多すぎる比較例
４はいずれも衝撃値が低いものであった。
０１〜０．２％、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｍｏ：４〜１０
％、Ｗ：０．５〜４％、ＣＯ： ８〜１５％、Ｔｉ：２
〜４％、Ａ交： １〜３％、Ｂ：０．００１〜０．０２
％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％、およびＣａ、Ｍｇの
うちから選ばれる１種または２種：０．ＯＯ１〜０．０
２％、さらにＹおよび希土類元素のうちから選ばれる１
種または２種以上：Ｏ，ＯＯ１〜０．０２％を含み、残
部Ｎｉおよび不純物からなるものであり、このようなＮ
ｉ基耐熱合金の組成としたことを上記した従来の課題を
解決するための手段としたことを特徴としている。 次に、この発明に係る高靭性Ｎｉ基耐熱合金における各
成分元素の含有量の範囲（重量％）の限定理由を述べる
。 Ｃ：０．０１−０．２％ Ｃは粒界に炭化物として析出することによって結晶粒の
成長を抑える作用を有するほかに、粒界の辷りに対する
抵抗を増加させるうえで重要な元素である。しかし、０
．０１％未満ではこのような効果は顕著でなく、０．２
％を超すとＴｉとの炭化物量が増加するために靭性が損
われるので、０．０１〜０．２％の範囲とした。 Ｃｒ：１６〜２２％ Ｃｒは耐高温酸化性の向上に有効であるため耐熱合金と
して不可欠な元素であり、高温まで強固な保護被膜を生
成させるようにするためには、少なくとも１６％の添加
が必要である。しかし、長時間使用しても組織的に安定
でかつ靭性を著しく低下させないようにするためには２
２％を超えてはいけない、したがって、Ｃｒの添加量は
１６〜２２％の範囲とした。 ＭＯ：４〜ｌＯ％ ＭＯは基地の固溶強化元素としてＷと共ド重要な元素で
あり、高温靭性の向上に有効な元素である。そして、こ
の効果が顕著に表れるのは４％以上であるが、１０％を
超えると熱間加工が著しく困難となるので、ＭＯの添加
量は４〜ｌＯ％の範囲とした。 Ｗ：０．５〜４％ ＷはＭＯと同様に基地の固溶強化に寄与し、高温靭性の
向上に有効な元素であるが、０．５％よりも少ないとそ
の効果は大きくなく、４％を超えると密度の増加のため
その効果が相殺されてしまうので、Ｗの添加量は０．５
〜４％の範囲とした。 Ｃｏ：８〜１５％ ＣＯは基地に固溶して組織を高温まで安定化し、高温強
度を向上させるとともに、クリープ強度を高めるのに効
果がある。しかし、この効果はＣＯ量が８％未満では少
なく、１５％を超えると熱間加工性が低下し、かつまた
コスト高となるので、ＣＯの添加量は８〜１５％の範囲
とした。 Ｔｉ：２〜４％ ＴｉはＡｆＬと共に金属間化合物γ’ ［＝Ｎｉ３（
ＡＭ、Ｔｉ）］を生成し、時効硬化して高温強度を向上
させるために必要な元素である。しかし、２％未満では
十分な強度が得られず、４％超過では熱間加工性を害す
るので、Ｔｉの添加量は２〜４％の範囲とした。 Ａｉ：１〜３％ ＡｎはＴｉと同様に金属間化合物γ′の生成元素であり
、γ′の析出によって基地を強化し、高温まで強度を支
えるためには少なくとも１％の添加が必要である。しか
し、Ｔ ｉ ＋ＡｆＬの合計量が７％を超すと熱間加工
性が極めて悪くなり、鍛造による成形が困難となるので
、ＡｆＬの添加量は１〜３％の範囲に限定した。 Ｂ：０．ＯＯ１〜０．０２％ ＢはＺｒと共にクリープ強度を高めるのに効果があるが
、０．００１％未満ではその効果は著しく少なく、０．
０２％を超えると熱間加工が困難となるので、Ｂの添加
量は０．００１ ＮＯ，０２％の範囲とした。 ｚｒ：ｏ、ｏｔ 〜０．５％ ＺｒもＢと同様に粒界を強化してクリープに対する抵抗
を著しく増大させる。しかし、０．０１％未満ではその
効果は著しく大きくなく、０．５％超過では熱間加工性
が損われるので、Ｚｒの添加量は０．０１〜０．５％の
範囲とした。 Ｃａ 、 Ｍ ｇのうちから選ばれる１ｓまたは２種二
０．００１〜０．０２％ Ｃａ、ＭｇはＢと共存する場合にとくに熱間加工性を著
しく向上させる。そして、この効果を発揮させるために
は０．００１％以上必要であるが０．０２％を超すと低
融点の共晶化合物を生成するため熱間加工性を害するの
で、Ｃａ、Ｍｇのうちから選ばれる１種または２種で０
．００１〜０．０２％の範囲とした。 Ｙおよび希土類元素のうちから選ばれる１種または２種
以上：０．０ＯＬ−０，０２％ ＹおよびＬａなどの希土類元素は、Ｃａ 、 Ｍ ｇと
同様に酸素や硫黄等と結合して安定な化合物を作り、清
浄度を上げるのに効果がある。また、ＹおよびＬａなと
の希土類元素による靭性向上は粒界の清浄化による粒界
強度の増大に帰することができ、亀裂の粒界伝播に対す
る抵抗力を増すことができる。そして、このような効果
が発揮されるのはＹおよびＬａなどの希土類元素の１種
または２種以上の合計が０．００１％以上においてであ
り、０．０２％を超すとＮｉとの低融点共晶化合物を作
り、熱間加工性を害するのみでなく、クリープ破断延性
および靭性をも低下するので、ＹおよびＬａなどの希土
類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の合計で
０．００１〜０．０２％の範囲とした。 （実施例） 夫ム勇ユ 小型の真空誘導溶解炉によって成分組成の異なるＮｉ基
耐熱合金を溶製し、ＷＩＪ１表に示す成分組成の３０Ｋ
ｇインゴットを調製した。 次いで、各インゴットに対して均熱処理および鍛伸加工
を行い、２０ｍｍ角まで鍛伸加工したのも多段熱処理を
行って衝撃試験片を作製した。ここで作製した衝撃試験
片は、サブサイズ（７，５Ｘ１０Ｘ５５ｍｍ）のもので
あり、８０２℃における衝撃エネルギーで評価した。こ
の結果を同じく第１表および第１図に示す、また、比較
例１および発明例３のものについて、熱処理後のミクロ
組織（１００倍）を調べた。この結果を第２図および第
３図に示す、さらに、比較例１および発明例３のものに
ついて、高温衝撃試験後の破面組織（５００倍）を調べ
た。この結果を第４図および第５図に示す。 第１表および第１図に示すように、希土類元素であるＬ
ａの添加量を増大させることによって、高温での衝撃値
は高くなることが確かめられ、熱間加工性を低下させな
いようにするためにＬａの添加量は０．００１〜０．０
２％の範囲とするのが良いことが確かめられた。 また、各試験片の結晶粒度番号を調べたところ、第１表
および第２図、第３図に示すように２．８〜３．５の間
にあり、希土類元素であるＬａの添加量にほとんど影響
されないことが明らかであり、Ｌａの添加による衝撃値
の向上は結晶粒度以外の要因を考える必要のあることが
わかった。 さらに、第４図および第５図に示すように、衝撃試験後
の破面に関し、Ｌａを添加しないベース合金（比較例１
：第４図）では平滑な粒界破面の占める面積が多いのに
対して、Ｌａを添加した本発明合金（発明例３；第５図
）はデインプルをともなった凹凸の著しい粒内破面が多
くなることが実１目１ス 小型の真空誘導溶解炉によって成分組成の異なるＮｉ基
耐熱合金を溶製し、第２表に示す成分組成の３０Ｋｇイ
ンゴットを調製した。 次いで、各インゴットに対して均熱処理および鍛伸加工
を行い、２０ｍｍ角まで鍛伸加工したのち多段熱処理を
行って衝撃試験片を作製した。ここで作製した衝撃試験
片は、サブサイズ（７，５Ｘ１０Ｘ５５ｍｍ）（７）も
のであり、８０２℃における衝撃エネルギーで評価した
。この結果を同じく第２表に示す。 、ノ ′Ｊ７： 第２表に示す結果より明らかなように、本発明成分を満
足する発明例５〜１３の場合にはいずれも高温での衝撃
値が高いものとなっていた。また、衝撃試験片を作製す
る際の熱間加工性も良好なものであった。 これに対して、Ｃ含有量が少なすぎる比較例２、Ｃｒ含
有量が多すぎる比較例３．Ｌａ含有量が多すぎる比較例
４はいずれも衝撃値が低いものであった。
以上の説明で明らかなように、この発明に係る高靭性耐
熱合金は、その成分組成が、重量％で、Ｃ：０．０１〜
０．２％、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｍｏ：４〜１０％、Ｗ
：０．５〜４％、ＣＯ：８〜１５％、Ｔｉ：２〜４％、
ＡｆＬ：１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、Ｚｒ
：０．０１〜０．５％、およびＣａ、Ｍｇのうちから選
ばれる１種または２種：０．００１ ＮＯ，０２％、さ
らにＹおよび希土類元素のうちから選ばれる１種または
２種以上：０．００１〜０．０２％を含み、残部Ｎｉお
よび不純物からなるものであるから、熱間鍛造などによ
ってタービンブレードやノズルなどを製作する場合の熱
間加工性に優れており、耐熱性お・よび高温強度にも優
れており、さらには高温靭性にもより優れたものとなっ
ていることから１例えばタービンブレードに異物が衝突
した場合における耐損傷性を著しく向上させることが可
能になるという優れた効果がもたらされる。
熱合金は、その成分組成が、重量％で、Ｃ：０．０１〜
０．２％、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｍｏ：４〜１０％、Ｗ
：０．５〜４％、ＣＯ：８〜１５％、Ｔｉ：２〜４％、
ＡｆＬ：１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、Ｚｒ
：０．０１〜０．５％、およびＣａ、Ｍｇのうちから選
ばれる１種または２種：０．００１ ＮＯ，０２％、さ
らにＹおよび希土類元素のうちから選ばれる１種または
２種以上：０．００１〜０．０２％を含み、残部Ｎｉお
よび不純物からなるものであるから、熱間鍛造などによ
ってタービンブレードやノズルなどを製作する場合の熱
間加工性に優れており、耐熱性お・よび高温強度にも優
れており、さらには高温靭性にもより優れたものとなっ
ていることから１例えばタービンブレードに異物が衝突
した場合における耐損傷性を著しく向上させることが可
能になるという優れた効果がもたらされる。
第１図は実施例１で用いた組成の合金中のＬａ含有量と
衝撃値との関係（かっこ内の数値は結晶粒度番号）を示
すグラフ、第２図および第３図はそれぞれ比較例１およ
び発明例３の合金からなる試験片の熱処理後における金
属組織を示す図面代用顕微鏡写真（１００倍）、第４図
および第５図はそれぞれ比較例１ｔ３よび発明例３の合
金からなる試験片の高温衝撃試験後の破面における金属
組織を示す図面代用電子１１１！鏡写真（５００倍）で
ある。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
衝撃値との関係（かっこ内の数値は結晶粒度番号）を示
すグラフ、第２図および第３図はそれぞれ比較例１およ
び発明例３の合金からなる試験片の熱処理後における金
属組織を示す図面代用顕微鏡写真（１００倍）、第４図
および第５図はそれぞれ比較例１ｔ３よび発明例３の合
金からなる試験片の高温衝撃試験後の破面における金属
組織を示す図面代用電子１１１！鏡写真（５００倍）で
ある。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
Claims (1)
- （１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：１６
〜２２％、Ｍｏ：４〜１０％、Ｗ：０．５〜４％、Ｃｏ
：８〜１５％、Ｔｉ：２〜４％、Ａｌ：１〜３％、Ｂ：
０．００１〜０．０２％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、
およびＣａ、Ｍｇのうちから選ばれる１種または２種： ０．００１〜０．０２％、さらにＹおよび希土類元素の
うちから選ばれる１種または２種以上：０．００１〜０
．０２％を含み、残部Ｎｉおよび不純物からなることを
特徴とする高靭性耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10124988A JPH01272736A (ja) | 1988-04-26 | 1988-04-26 | 高靭性耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10124988A JPH01272736A (ja) | 1988-04-26 | 1988-04-26 | 高靭性耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01272736A true JPH01272736A (ja) | 1989-10-31 |
Family
ID=14295634
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10124988A Pending JPH01272736A (ja) | 1988-04-26 | 1988-04-26 | 高靭性耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01272736A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000502405A (ja) * | 1995-12-21 | 2000-02-29 | テレダイン インダストリーズ インコーポレイテッド | リン及び硼素の水準の調整によるニッケル―クロム―コバルト合金の応力破壊特性 |
| JP2007113057A (ja) * | 2005-10-19 | 2007-05-10 | Daido Steel Co Ltd | 高温における強度特性にすぐれた排気バルブ用耐熱合金 |
-
1988
- 1988-04-26 JP JP10124988A patent/JPH01272736A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000502405A (ja) * | 1995-12-21 | 2000-02-29 | テレダイン インダストリーズ インコーポレイテッド | リン及び硼素の水準の調整によるニッケル―クロム―コバルト合金の応力破壊特性 |
| JP2007113057A (ja) * | 2005-10-19 | 2007-05-10 | Daido Steel Co Ltd | 高温における強度特性にすぐれた排気バルブ用耐熱合金 |
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