JPH02175829A - Ｎｉ―Ｃｒ―Ｗ系超耐熱合金 - Google Patents

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、特に高温ガス炉高温部構造物に使用される高
温強度、耐食性、製造性、加工性などに同時に優れた特
性を持つＮ１　−Ｃｒ　−Ｗ系超耐熱合金に関するもの
である。

［従来の技術］ 従来、高温ガス炉高湿部構造用超耐熱Ｈ料としてＮｉ　
−Ｃｒ−Ｗ合金、Ｎ１基超耐熱合金、可鍛Ｎ１基超耐熱
合金、溶接構造用耐熱合金、高温耐食性Ｎ１基合金など
のＮｌ　　−Ｃｒ−Ｗ系、ＮｉＣｒ　−Ｆｅ−Ｍｏ系及
び、Ｎｉ　−Ｃｒ　−Ｗ−Ｍ。

系合金が開発されている。しかし高温強度と耐食性（こ
こでの耐食性とは、大気のような強酸化性の雰囲気中だ
けでなく高温ガス炉−次冷却材のような微量の不純物を
含んだヘリウムのような弱酸化性の雰囲気中における耐
食性も含む）が同時に優れた特性をＨする合金は提供さ
れておらず、耐食性（特にヘリウム中における耐食性）
が犠牲になっている合金が多い。また、耐食性に優れた
特性を有する合金は高温強度特性が劣っている。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は、上述のような観点から高温強度、耐食性、製
造性、加工性などの高温ガス炉高温部構造材料に要求さ
れる全ての特性が優れ、かつそれら全ての特性の均衡が
良く取れた超耐熱合金を提供することを目的とする。

［課題を解決するための手段］ 上記課題を解決すべく、本発明の合金においては、その
組成を、 Ｃｒ　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
　１６〜２８％Ｗ　　・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・　１５〜２４％（ただし、Ｃｒ　＋Ｗ−３
９〜４４％）Ｚｒ　　・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・　０．０１〜０．１％Ｙ　　・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・　０．００１〜０．０
１５％Ｂ　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・　０．０００５〜０．０１％Ｃ・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・　０．０５％以下Ｓ１　・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・・　０．１％以
下Ｍｎ　　・・・・・・・・・・・・・・・、・・・・
・・　０．１％以下（ただし、Ｓｉ　＋Ｍ口＝０．１％
以下）ＴＩ　・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・　０．１％以下ＡΩ　・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・　０．１％以下Ｎｂ　　・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・　０．１％以下（ただ
し、Ｔｉ　＋ＡＩ＝０．１％以下及びＴｉ　＋ＡΩ＋Ｎ
ｂ　〜０．１５％以下）、残りがＮ１及び不可避不純物
（以上重量％）としている。

［作　　用］ 本発明合金の高温強度、耐食性、製造性、加工性などに
関して合金の組成的特徴を述べる。

高温強度に関しては、炙出に含有するＷとＣｒによりＮ
１基地を固溶強化すると同時に、α２Ｗ相（以下α２相
）による析出強化機構を重畳させている。さらに、Ｚｒ
及びＢの添加並びにＭｎ及びＳｉ含有量を一定量以下に
限定することによって高温強度を高めている。

耐食性に関しては、Ｃｒ含有量の調整及びＹの添加によ
って高めている。さらに、Ｔｉ、ＡΩ及びＮｂ念有量を
一定量以下に限定することにより耐食性の改善をはかっ
ている。

製造性及び加工性に関しては、Ｗの上限念有量の限定、
Ｙの添加並びにＳｌ及びＭｎを一定量以下に限定するこ
とにより向上させている。

その他、時効脆化に関しては、Ｃ及びＴｉ　＆Ｎ量を一
定量以下に限定することによって感受性を低減している
。

本発明のＮｉ　　−Ｃｒ　−Ｗ系超耐熱合金において、
各元素の金白−量を請求の範囲に限定した理由を以下に
述べる。

■Ｃｒ及びＷ Ｃｒは固溶強化元素であるが、Ｗの固溶強化能に比較す
ると低いため主として耐食性の面から限定した。Ｗは高
温強度及び製造性（加工性も含む）の面から限定した。

さらに、本発明合金の重要な強化機構であるα２相析出
のためＣｒとＷの和も限定した。ＣｒとＷの和はα２相
析出領域である３９〜４４％とした。Ｗは２４％以上で
は製造性が悪くなり、１５％以下だと固溶強化による強
度の向上があまり期待できないため１５〜２４％とした
。Ｃｒは１６％以下だと強酸化性雰囲気での耐食性が低
下し、一方、２８％以上だと高温ガス炉−次冷却材のヘ
リウムのような弱酸化性雰囲気で耐食性が低下すること
から１６〜２８％とした。

（２）Ｚｒ及びＢ Ｏ，ＯＬ〜０．１％のＺｒ及び０．０００５〜０　、０
１％のＢの添加はクリープ強度及び引張延性を向上させ
る。

しかし、０．０１％以下のＺｒ及び０．０００５％以下
（７）Ｂの添加では前記性質の顕著な向上は見られない
。

また、０．１％以上のＺｒ及び０．０１％以上のＢの添
加は溶接性を低下させる。

（３）　Ｙ ０．００１〜０．０１５％のＹの添加は耐食性及び熱間
加工性を向上させる。しかし、０．００１％以下のＹの
添加では前記性質の顕著な向上は見られず、０．０１５
％以上の添加はクリープ強度及び溶接性を低下させる。

に）Ｃ Ｃは、一般的には炭化物による析出強化が期待できる元
素であるが、高温ガス炉−次冷却ｊｔＡのヘリウムの組
成によって脱炭が生じる可能性があり炭化物により強化
されている合金は、脱炭時に強度を大きく低下させる。

さらに炭化物による）１１出強化は時効脆化感受性を高
めることにもなる。したがって、本発明合金においては
Ｃは可能な限り低く抑えることとし、０．０５％以下に
限定した。

（５）８１及びＭｎ ５１及びＭｎの添加はヘリウム中の耐食性を改善する専
が熱間加工性及びクリープ強度を低下させる。しかし、
」−述のようにヘリウム中の耐食性はＹの添加によって
も改善される。したがって、Ｍｎ及びＳｌは熱間加工性
及びクリープ強度を向」ニさせるため可能な限り低く抑
える必要がある。

Ｓｌ及びＭｎ単独ではともに０．１％以下に、両元素が
同時に存在する場合には和が０．１％以下に限定した。

（６）　Ｔｉ　、　Ａ、７７及びＮｂ Ｔｌ、Ａ、Ｑ及びＮｂは耐食性を悪くするＪ特に、Ｔ１
及びＮｂｌ、ｉ結晶粒界の選択酸化を促進させる。さら
に、Ｔ１は時効脆化感受性を高める。したがって、Ｔｉ
　、　Ａ、Ｑ及びＮｂは可能な限り低く抑える必要があ
る。ＴＩ、ＡＮ及びＮｂ単独では各々０，１％以下、Ｔ
Ｉ及びＡｇが同時に存在した場合は両元素の和が０．１
％以下、及びこれら斡３元素が同時に存在した場合はそ
れらの和が０．１５％以下、に限定した。

［実　施　例］ ついで、本発明合金を実施例により比較合金と比較しな
がら説明する。

本発明合金Ａ−Ｅ及び比較合金Ｆ−Ｕに関して、第１表
に示すような最終化学組成を持つように原料を配合し、
配合原料を真空誘導炉により溶解した。得られたインゴ
ットに均質化処理を施した後、１１２０−１２００℃で
仕上げ鍛造により棒月とした。ＷＢ　（ｉ量が一番多い
合金Ｇ　（２７，５％Ｗ）は鍛造時に割れが発生し、歩
留まりが低く製造性が悪かった。

次いで、予め行った溶体化処理温度を決める試験結果か
らそれぞれの合金に適した温度を選び溶体化処理後各種
の試験片に加工した。

実施した試験は、製造性及び加工性を調べるための熱間
加工性試験、高温強度を調べるための引張試験及びクリ
ープ破断試験並びに耐食性を調べるための腐食試験であ
る。試験結果を以下に順に述べる。

（Ｄ熱間加工性試験 直接通電加″熱方式による高速高温引張試験装置を用い
て、１２００’ｃで１分間の予熱を行った後８００〜１
３００℃の温度範囲で熱間加工性試験を実施した。熱間
加工性の可否は破断絞りで５０％以Ｉ−が目安であり、
５０％以上の破断絞りを与える温度範囲（最適熱間加工
性温度範囲）が広いほど製造性及び加工性は良いことに
なる。結果を第２表に示す。この表からもわかるように
、２７．５％のＷを含有する合金Ｇを除いて最適熱間加
工性温度範囲はＷｉｉｌにはあまり依存しない。他の元
素の影響に関しては、Ｙを添加していない合金Ｈ，Ｉ、
Ｊ、Ｓ及びＵ、Ｓｌ及び？、ｉ　ｎ入りノ白金Ｈ，Ｒ及
ヒＵ（但し、合金ＩＩ及びＵはＹが無添加でもある）、
０．１３％Ｚｒ入りの白金ト１．０．０２０９６Ｙ入り
の合金０及び０．０１３％Ｂ入りの合金Ｐは他の合金と
比較して最適熱間加工性温度範囲が狭い。

（２）引張試験 引張試験は全合金の溶体化処理料並びに合金り及び合金
Ｈ−Ｑの８００℃で１０００時間時効処理材について室
温から１０５０℃までの８種類の温度で実施した。一般
的傾向として、Ｗ含有量が多い（ＣｒＡ＃−量が少ない
）はど強度は高く、延性は低くなる。しかし、高Ｗ合金
の延性の低下はＢの添加で向１−させることができる。

一方、時効Ｈについての結果の一例を第２表に示す。第
２表は８００℃で１０００時間時効後室温における引張
破断伸びである。

ｏ、ｏｅｔ％のＣを含有する合金Ｍ及びＴＩを含有する
含金Ｉ及び合金Ｑの延性低下が著しかった。

Ｇ）クリープ破断試験 ９００℃、　１ｏｏｏ℃及び１０５０℃においてクリー
プ破断試験を大気中で実施した。結果の一例を第２表に
示す。この表は温度９００　’Ｃで応力５３．９Ｍｆ’
ａ、温度１０００℃で応力２９．４）１ｒ’ａ及び温度
１０５０°Ｃで応力１９．６ＭＰａにおけるクリープ破
断寿命である。Ｗ　Ｑ首量が１２．８％と最も少ない合
金Ｆ及び２７．５％と最も多い合金Ｇのクリープ破断寿
命は他の合金と比較すると短いが、その他はほとんどＷ
含有量に依存しない。他の元素の影響に関しては、Ｚｒ
及びＢを添加していない合金Ｊ、　Ｒ及びＴ、Ｍｎ及び
Ｓｉを含釘する合金Ｈ，Ｒ及びＵ（但し合金ＲはＺｒ及
びＢが無添加でもある）及び０．０２％Ｙを添加した合
金Ｏの破断寿命は短い。

（イ）腐食試験 腐食試験は、大気中及び高温ガス炉−次冷却祠近似のヘ
リウム（Ｈｅ　−２０Ｐａ　　Ｈ２−０，ＬＰａＨ２０
−１０Ｐａ　　Ｃｏ−０，２Ｐａ　　Ｃｏ２−０．５Ｐ
ａＣＨ４）中、試験温度９００及び１０００℃で加熱時
間は最長１０００時間とし、材料にとって苛酷な条件を
与えるため１００時間ごとに試験温度と室温との間で急
激な熱サイクルを加えた。第３表に大気及びヘリウム中
で１０００℃、１０００時間試験後の酸化増量及び酸化
膜の剥離状況を示す。第１ａ図及び第１ｂ図にヘリウム
中で１０００時間試験後のＴ１及びＡｌを含有しない本
発明合金Ｄ　（０，０３％ＴＩ。

０６０２％ｌ）（第１ａ図）と０．３％のＴ１及び０．
２％のＡＩを含有する比較合金Ｑ（第１ｂ図）の表面近
傍の断面を示す。大気中では、一般的傾の合金Ｇ　（１
１，９％Ｃｒ）の酸化増量及び酸化膜のの増加に伴って
酸化増量が多くなるが、特に最大Ｃｒ含有量の合金Ｆ　
（３０，４％Ｃｒ）の酸化増量が他に比較して多く酸化
膜の剥離も観察された。他の元素の影響としては、Ｙの
添加及びＭｎとＳｉの複合添加が酸化増量及び酸化膜の
剥離を抑え耐食性を改善する。しかし、Ｔ１及びＡ、Ｑ
の含有並びにＮｂの添加は酸化増量及び酸化膜の剥離を
多くし耐食性を悪くする。特に、第１ａ図及び第１ｂ図
からも明らかなように、Ｔ１及びＡＩの含有は結晶粒界
の選択酸化を促進させ、その傾向はヘリウム中で著しい
。

［発明の効果］ 以下のごとく、本発明の合金においては、その組成が Ｃｒ　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
　１６〜２８％Ｗ　　・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・　１５〜２４％（ただし、Ｃｒ　＋Ｗ−３
９〜４４％）Ｚｒ　　・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・　０．０１〜０．１％Ｙ　　・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・　０．００１〜０．０
１５％Ｂ　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・　０．０００５〜０．０１％Ｃ・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・　０．０５％以下Ｓ１　・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・・　０゜１％以
下Ｍｌ　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・　０．１％以下（ただし、８１　＋Ｍｎ　＝０．１％
以下）Ｔｉ　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・　０．１％以下ＡΩ　・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・　０．１％以下Ｎｂ　　・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・・　０．１％以下（た
だし、Ｔｉ　＋Ａ！ｌ＝０．Ｌ％以下及びＴｉ　＋ＡΩ
＋Ｎｂ　＝Ｏ，１５％以下）残りがＮｉ及び不可避不純
物（以上重量％）とされ、その結果、高温強度、耐食性
、製造性、加工性などの全ての特性が優れ、高温ガス炉
高温部構造材料として有効である。

【図面の簡単な説明】

第１ａ図は本発明合金の酸化膜近傍の断面金属組織を示
す写真であり、 第１ｂ図は比較合金の酸化膜近傍の断面金属組織を示す
写真である。 いずれもヘリウム中で１０００℃、　１０００時間の加
熱後のものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃｒ…………………１６〜２８％ Ｗ…………………１５〜２４％ （ただし、Ｃｒ＋Ｗ＝３９〜４４％） Ｚｒ…………………０．０１〜０．１％ Ｙ…………………０．００１〜０．０１５％Ｂ…………
   ………０．０００５〜０．０１％Ｃ…………………０．
   ０５％以下 Ｓｉ…………………０．１％以下 Ｍｎ…………………０．１％以下 （ただし、Ｓｉ＋Ｍｎ＝０．１％以下） Ｔｉ…………………０．１％以下 Ａｌ…………………０．１％以下 Ｎｂ…………………０．１％以下 （ただし、Ｔｉ＋Ａｌ＝０．１％以下 及びＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＝０．１５％以下） を含有し、残りがＮｉ及び不可避不純物（以上重量％）
   からなるＮｉ−Ｃｒ−Ｗ系超耐熱合金。