JPH0312134B2 - - Google Patents
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- JPH0312134B2 JPH0312134B2 JP60238616A JP23861685A JPH0312134B2 JP H0312134 B2 JPH0312134 B2 JP H0312134B2 JP 60238616 A JP60238616 A JP 60238616A JP 23861685 A JP23861685 A JP 23861685A JP H0312134 B2 JPH0312134 B2 JP H0312134B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
- C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
- C22C32/0026—Matrix based on Ni, Co, Cr or alloys thereof
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Description
産業上の利用分野
ジエツトエンジンや発電設備などに用いられる
ガスタービンの出力や熱効率を上げるには、燃焼
ガス温度を上昇させるのが、最も有効である。そ
のためには、高温クリープ破断強度の大きい翼材
が必要である。本発明はこれらに有効に使用し得
られる高温におけるクリープ破断強度が優れたイ
ツトリヤ粒子分散型γ′相析出ニツケル基耐熱合金
に関する。 従来技術 高温において優れた破断強度を持つ既存の合金
としては、MA−6000（米国INCO社製、組成後
記）合金がある。 MA−6000合金は、後記の元素単体粉、合金粉
及びイツトリヤを機械的に混合し、押出し成形
し、帯域焼鈍熱処理（成形材を1232℃の最高温度
を持ち、温度匂配のある炉中を数cm／ｈの移動速
度で通して熱処置する。）を行うことによつて製
造している。そして得られる合金の基地合金はγ
とγ′相を含むNi基γ′相析出強化型合金で、イツト
リヤの微細粒子によつて分散強化された合金であ
る。 このMA−6000合金の高温域でのクリープ破断
強度は、普通鋳造及び単結晶合金のそれよりも優
れているが、合金設計上、十分に固溶強化されて
おらず、特にクロムと高融点金属（Ｗ、Ta）の
含有量のバランスについて問題点があつた。 本発明者らは、さきに、MA−6000合金に比べ
て特にCrを少なくし、Ｗ、Taを多く用いた基地
合金を用い、イツトリヤと共に、押出し成形後、
1260〜1370℃で熱処理すると、クリープ破断強度
の優れたものとなることを開発した。（特願昭59
−168761号） 発明の目的 本発明は前記本発明者らの開発した基地合金を
用い、イツトリヤを分散させた高温域におけるク
リープ破断強度の更に優れたイツトリヤ粒子分散
型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金を提出せんと
するにある。 発明の構成 本発明者らは前記目的を達成すべく更に同合金
基材を用い研究を重ねた結果、硬度軟化温度〜固
相線温度の範囲内の最高温度で帯域焼鈍熱処理を
行うと、粗大再結晶組織を有するクリープ破断強
度の優れたイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニ
ツケル基耐熱合金が得られることを究明し得た。
この知見に基いて本発明を完成した。 本発明の要旨は、 重量％で、Al3.7〜5.0、Co9.3〜10.3、Cr5.1〜
6.7、Ti0.7〜1.0、Ta4.3〜5.5、W12.0〜12.9、
Zr0.02〜0.2、Mo1.7〜2.3、C0.001〜0.1、B0.001
〜0.02、イツトリヤ（Y2O3）0.5〜1.7、O0.6以
下、残部Niからなるイツトリア粒子分散型γ′相
析出強化ニツケル基耐熱合金にある。また本発明
は、この組成の元素単体粉（カルボニルNi、Co、
Cr、Ta、Ｗ、Mo）、合金粉（Ni−Al、Ni−Ti
−Al、Ni−Zr、Ni−Ｂ）及びイツトリヤ微粉末
を、機械的に混合して複合粉末とし、この複合粉
末を押出用缶に封入して押出し成形し、該成形物
を硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内の最高温度
で帯域焼鈍熱処理を行い、結晶粒のGARが20以
上かつ短軸径が0.5mm以上の粗大再結晶組織を有
することを特徴とするイツトリヤ粒子分散型γ′相
析出強化ニツケル基耐熱合金を製造する方法をも
提供する。 本発明の耐熱合金における組成成分の作用なら
びに組成割合及び粗大再結晶組織を得る処理条件
の限定理由は次の通りである。 Alはγ′相を生成するために必要な元素であり、
γ′相を十分に析出させるためには、3.7重量％以
上含有させることが必要である。しかし、5.0重
量％を超えるとγ′相量が増加し過ぎて靭性が減少
するので、3.7〜5.0重量％であることが必要であ
る。 Coはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相
の固溶強化の作用をする。Co量が9.3重量％未満
ではその強化が十分ではなく、その量が10.3重量
％を超えるとその強度が低下するので、9.3〜
10.3重量％であることが必要である。 Crは耐硫化性を良好にする作用をする。その
量が5.1重量％より少ないと1000℃以上で長時間
使用する場合、前記作用が得られなくなる。その
量が6.7重量％を超えるとα相やμ相などの有害
相が生成してクリープ破断強度を低下するので、
5.1〜6.7重量％であることが必要である。 Ｗはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を
著しく強化する。そのためには12.0重量％以上で
あることが必要である。しかし、12.9重量％を超
えるとγ′相量が減少し、かえつて強度を劣化させ
る。 Moは、粒界に炭化物を析出させる作用をす
る。その量が1.7重量％未満では粒界に十分な炭
化物を析出し得ず粒界が弱くなり、基地材が十分
な延性を示す前に粒界破断する。その量が2.3重
量％を超えると、熱処理中に粒界に粗大な炭化物
が集積し粒界強度を著しく弱めるので、1.7〜2.3
重量％であることが必要である。 Tiはその大部分がγ′相中に固溶しγ′相を強化す
ると共に、γ′相の量を増加させて強化させる。そ
のためには0.7重量％以上を必要とするが、1.0重
量％を越えると、μ相を生じクリープ破断強度を
低下させるので、0.7〜1.0重量％であることが必
要である。 Taはその大部分がγ′相に固溶して著しく固溶
強化すると共に、γ′相の靭性を改善する。この効
果を得るためには4.3重量％以上必要である。し
かし、5.5重量％を超えるとσ相などの有害析出
物が生じてクリープ破断寿命が低下するので4.3
〜5.5重量％であることが必要である。 ＣはMC型、M23C6型、M6C型の３種類の炭化
物を作つて、主に合金の結晶の粒界を強化する作
用をする。その効果を得るにはＣは0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.1重量％を
越えると２次再結晶の際に有害な炭化物が粒界に
フイルム状に析出するので0.001〜0.1重量％であ
ることが必要である。 Ｂは粒界に偏析して高温での粒界強度を向上さ
せ、クリープ破断強度と破断延びを増加させる作
用をする。この効果を得るためには0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.02重量％を
超える２次再結晶の際、粒成長を妨げる有害なほ
う化物が粒界にフイルム状に析出するので0.001
〜0.02重量％であることが必要である。 ZrはＢと同様に粒界強化の作用をする。その
効果を得るためには0.02重量％以上必要である。
しかし、その量が0.2重量％を超えると粒界に金
属間化合物が生じ、かえつてクリープ破断強度を
低下させるので、0.02〜0.2重量％であることが
必要である。 イツトリヤに含まれる酸素以外の酸素量は、少
ないほどよい。しかし、粉末から製造するので多
少の混入は避けられない。その酸素量が0.6重量
％を超えるとTiO2、Al2O3及びこれらとY2O3の
複合体を作り、分散粒子イツトリヤのサイズを粗
大化させ、クリープ強度を低下させ、更にＣ、Ｂ
の項で述べた有害なフイルム状の炭化物やほう化
物の粒界への析出を促進させるので、0.6重量％
以下であることが必要である。 イツトリヤは基地材に均一に分散していると高
温クリープ強度を向上する。その量が0.5重量％
未満ではその効果が十分でない。その量が1.7重
量％を超えると強度がかえつて劣化するので、
0.5〜1.7重量％であることが必要である。前記成
分の残部はNiである。 この組成になるように、カーボニルNi、Co、
Cr、Ta、Ｗ、Moの元素単体粉及びイツトリヤ
微粉末を機械的に混合して、複合粉末を作る。こ
の複合粉末を押出缶例えば、軟鋼缶に封入して成
形する。 結晶粒のGAR（結晶粒の長軸（押出方向）と短
軸方向の結晶粒径の比（以下「GAR」と言う。）
が20以上になるとクリープ強度が高くなる。）が
20以上で、かつその短軸径が、0.5mm以上の粗大
再結晶組織を得るためには、押出条件及び帯域焼
鈍条件が適切であることが必要である。 押出温度及び押出比の押出成形条件は帯域焼鈍
後の再結晶組織に影響を与える。 押出温度が1000℃未満では押出加工ができず、
押出ずまりが起きる。しかし、押出温度が1100℃
を超えると、帯域焼鈍後の再結晶組織のGARが
20より小さくなりクリープ強度が低くなるので、
押出温度は1000〜1100℃の温度範囲であることが
必要である。 押出比が12より小さいと、押出加工度が不足し
て良好な再結晶組織が得られず、GARは20未満
となり、クリープ強度が低下する。押出比が12以
上であれば、加工度が十分であり、帯域焼鈍後の
再結晶組織のGARも20以上となり、クリープ強
度は高くなる。 帯域焼鈍焼処理においては、炉の最高温度、成
形材の移動速度及び温度勾配の条件が再結晶組織
に影響を及ぼす。 成形材の最高温度が硬度軟化温度（第１図参
照）より低いと、再結晶が起らず、押出加工組織
が残り、クリープ強度が低くなる。成形材の最高
温度が固相線温度を超えると、部分溶解が起り、
組織が不均一になり、クリープ強度が低くなる。
従つて、成形材の最高温度が形成材の硬度軟化温
度〜固相線温度の範囲内であると短軸径が、0.5
mm以上の粗大再結晶粒を得ることができる。 成形材の温度勾配は高い程結晶粒のGARが大
きい組織のものが得られるが、温度勾配が200
℃／cmより少なくなると、GARが20より小さい
組織となり、クリープ強度が低くなる。従つて、
その温度勾配は200℃／cm以上あることが必要で
ある。 成形材の移動速度は、200mm／ｈを超えると成
形材の中心の組織が再結晶を起すのに十分な時間
が得られず、不均一な組織となりクリープ強度は
低くなる。またその速度が20mm／ｈより小さくな
ると、結晶粒の短軸径は大きくなるが、GARは
20未満となり、クリープ強度は低くなる。従つ
て、成形材の移動速度は20〜200mm／ｈの範囲で
あることが必要である。 以上の条件のもとで、押出加工し、帯域焼鈍熱
処理すると、GARが20以上と大きく、かつ短軸
径が0.5mm以上の粗大再結晶粒からなる組織を持
つイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基
耐熱合金が得られる。 なお、第１図は成形材を所定の焼鈍温度条件で
１時間焼鈍し、空冷した後、マイクロビツカース
硬度（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）
との関係図である。 実施例 １ ３〜7μｍのカルボニルNi粉、元素単体粉とし
て−200メツシユのCr粉、−325メツシユのＷ、
Ta、Mo、Co粉を、合金粉として、−200メツシ
ユのNi−46％Al粉、Ni−28％、Ti−15％Al粉、
Ni−30％Zr粉、Ni−14％Ｂ粉を、酸化物として
20mmのY2O3を用い、表１のTMO−２の組成にな
るように調合した。
ガスタービンの出力や熱効率を上げるには、燃焼
ガス温度を上昇させるのが、最も有効である。そ
のためには、高温クリープ破断強度の大きい翼材
が必要である。本発明はこれらに有効に使用し得
られる高温におけるクリープ破断強度が優れたイ
ツトリヤ粒子分散型γ′相析出ニツケル基耐熱合金
に関する。 従来技術 高温において優れた破断強度を持つ既存の合金
としては、MA−6000（米国INCO社製、組成後
記）合金がある。 MA−6000合金は、後記の元素単体粉、合金粉
及びイツトリヤを機械的に混合し、押出し成形
し、帯域焼鈍熱処理（成形材を1232℃の最高温度
を持ち、温度匂配のある炉中を数cm／ｈの移動速
度で通して熱処置する。）を行うことによつて製
造している。そして得られる合金の基地合金はγ
とγ′相を含むNi基γ′相析出強化型合金で、イツト
リヤの微細粒子によつて分散強化された合金であ
る。 このMA−6000合金の高温域でのクリープ破断
強度は、普通鋳造及び単結晶合金のそれよりも優
れているが、合金設計上、十分に固溶強化されて
おらず、特にクロムと高融点金属（Ｗ、Ta）の
含有量のバランスについて問題点があつた。 本発明者らは、さきに、MA−6000合金に比べ
て特にCrを少なくし、Ｗ、Taを多く用いた基地
合金を用い、イツトリヤと共に、押出し成形後、
1260〜1370℃で熱処理すると、クリープ破断強度
の優れたものとなることを開発した。（特願昭59
−168761号） 発明の目的 本発明は前記本発明者らの開発した基地合金を
用い、イツトリヤを分散させた高温域におけるク
リープ破断強度の更に優れたイツトリヤ粒子分散
型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金を提出せんと
するにある。 発明の構成 本発明者らは前記目的を達成すべく更に同合金
基材を用い研究を重ねた結果、硬度軟化温度〜固
相線温度の範囲内の最高温度で帯域焼鈍熱処理を
行うと、粗大再結晶組織を有するクリープ破断強
度の優れたイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニ
ツケル基耐熱合金が得られることを究明し得た。
この知見に基いて本発明を完成した。 本発明の要旨は、 重量％で、Al3.7〜5.0、Co9.3〜10.3、Cr5.1〜
6.7、Ti0.7〜1.0、Ta4.3〜5.5、W12.0〜12.9、
Zr0.02〜0.2、Mo1.7〜2.3、C0.001〜0.1、B0.001
〜0.02、イツトリヤ（Y2O3）0.5〜1.7、O0.6以
下、残部Niからなるイツトリア粒子分散型γ′相
析出強化ニツケル基耐熱合金にある。また本発明
は、この組成の元素単体粉（カルボニルNi、Co、
Cr、Ta、Ｗ、Mo）、合金粉（Ni−Al、Ni−Ti
−Al、Ni−Zr、Ni−Ｂ）及びイツトリヤ微粉末
を、機械的に混合して複合粉末とし、この複合粉
末を押出用缶に封入して押出し成形し、該成形物
を硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内の最高温度
で帯域焼鈍熱処理を行い、結晶粒のGARが20以
上かつ短軸径が0.5mm以上の粗大再結晶組織を有
することを特徴とするイツトリヤ粒子分散型γ′相
析出強化ニツケル基耐熱合金を製造する方法をも
提供する。 本発明の耐熱合金における組成成分の作用なら
びに組成割合及び粗大再結晶組織を得る処理条件
の限定理由は次の通りである。 Alはγ′相を生成するために必要な元素であり、
γ′相を十分に析出させるためには、3.7重量％以
上含有させることが必要である。しかし、5.0重
量％を超えるとγ′相量が増加し過ぎて靭性が減少
するので、3.7〜5.0重量％であることが必要であ
る。 Coはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相
の固溶強化の作用をする。Co量が9.3重量％未満
ではその強化が十分ではなく、その量が10.3重量
％を超えるとその強度が低下するので、9.3〜
10.3重量％であることが必要である。 Crは耐硫化性を良好にする作用をする。その
量が5.1重量％より少ないと1000℃以上で長時間
使用する場合、前記作用が得られなくなる。その
量が6.7重量％を超えるとα相やμ相などの有害
相が生成してクリープ破断強度を低下するので、
5.1〜6.7重量％であることが必要である。 Ｗはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を
著しく強化する。そのためには12.0重量％以上で
あることが必要である。しかし、12.9重量％を超
えるとγ′相量が減少し、かえつて強度を劣化させ
る。 Moは、粒界に炭化物を析出させる作用をす
る。その量が1.7重量％未満では粒界に十分な炭
化物を析出し得ず粒界が弱くなり、基地材が十分
な延性を示す前に粒界破断する。その量が2.3重
量％を超えると、熱処理中に粒界に粗大な炭化物
が集積し粒界強度を著しく弱めるので、1.7〜2.3
重量％であることが必要である。 Tiはその大部分がγ′相中に固溶しγ′相を強化す
ると共に、γ′相の量を増加させて強化させる。そ
のためには0.7重量％以上を必要とするが、1.0重
量％を越えると、μ相を生じクリープ破断強度を
低下させるので、0.7〜1.0重量％であることが必
要である。 Taはその大部分がγ′相に固溶して著しく固溶
強化すると共に、γ′相の靭性を改善する。この効
果を得るためには4.3重量％以上必要である。し
かし、5.5重量％を超えるとσ相などの有害析出
物が生じてクリープ破断寿命が低下するので4.3
〜5.5重量％であることが必要である。 ＣはMC型、M23C6型、M6C型の３種類の炭化
物を作つて、主に合金の結晶の粒界を強化する作
用をする。その効果を得るにはＣは0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.1重量％を
越えると２次再結晶の際に有害な炭化物が粒界に
フイルム状に析出するので0.001〜0.1重量％であ
ることが必要である。 Ｂは粒界に偏析して高温での粒界強度を向上さ
せ、クリープ破断強度と破断延びを増加させる作
用をする。この効果を得るためには0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.02重量％を
超える２次再結晶の際、粒成長を妨げる有害なほ
う化物が粒界にフイルム状に析出するので0.001
〜0.02重量％であることが必要である。 ZrはＢと同様に粒界強化の作用をする。その
効果を得るためには0.02重量％以上必要である。
しかし、その量が0.2重量％を超えると粒界に金
属間化合物が生じ、かえつてクリープ破断強度を
低下させるので、0.02〜0.2重量％であることが
必要である。 イツトリヤに含まれる酸素以外の酸素量は、少
ないほどよい。しかし、粉末から製造するので多
少の混入は避けられない。その酸素量が0.6重量
％を超えるとTiO2、Al2O3及びこれらとY2O3の
複合体を作り、分散粒子イツトリヤのサイズを粗
大化させ、クリープ強度を低下させ、更にＣ、Ｂ
の項で述べた有害なフイルム状の炭化物やほう化
物の粒界への析出を促進させるので、0.6重量％
以下であることが必要である。 イツトリヤは基地材に均一に分散していると高
温クリープ強度を向上する。その量が0.5重量％
未満ではその効果が十分でない。その量が1.7重
量％を超えると強度がかえつて劣化するので、
0.5〜1.7重量％であることが必要である。前記成
分の残部はNiである。 この組成になるように、カーボニルNi、Co、
Cr、Ta、Ｗ、Moの元素単体粉及びイツトリヤ
微粉末を機械的に混合して、複合粉末を作る。こ
の複合粉末を押出缶例えば、軟鋼缶に封入して成
形する。 結晶粒のGAR（結晶粒の長軸（押出方向）と短
軸方向の結晶粒径の比（以下「GAR」と言う。）
が20以上になるとクリープ強度が高くなる。）が
20以上で、かつその短軸径が、0.5mm以上の粗大
再結晶組織を得るためには、押出条件及び帯域焼
鈍条件が適切であることが必要である。 押出温度及び押出比の押出成形条件は帯域焼鈍
後の再結晶組織に影響を与える。 押出温度が1000℃未満では押出加工ができず、
押出ずまりが起きる。しかし、押出温度が1100℃
を超えると、帯域焼鈍後の再結晶組織のGARが
20より小さくなりクリープ強度が低くなるので、
押出温度は1000〜1100℃の温度範囲であることが
必要である。 押出比が12より小さいと、押出加工度が不足し
て良好な再結晶組織が得られず、GARは20未満
となり、クリープ強度が低下する。押出比が12以
上であれば、加工度が十分であり、帯域焼鈍後の
再結晶組織のGARも20以上となり、クリープ強
度は高くなる。 帯域焼鈍焼処理においては、炉の最高温度、成
形材の移動速度及び温度勾配の条件が再結晶組織
に影響を及ぼす。 成形材の最高温度が硬度軟化温度（第１図参
照）より低いと、再結晶が起らず、押出加工組織
が残り、クリープ強度が低くなる。成形材の最高
温度が固相線温度を超えると、部分溶解が起り、
組織が不均一になり、クリープ強度が低くなる。
従つて、成形材の最高温度が形成材の硬度軟化温
度〜固相線温度の範囲内であると短軸径が、0.5
mm以上の粗大再結晶粒を得ることができる。 成形材の温度勾配は高い程結晶粒のGARが大
きい組織のものが得られるが、温度勾配が200
℃／cmより少なくなると、GARが20より小さい
組織となり、クリープ強度が低くなる。従つて、
その温度勾配は200℃／cm以上あることが必要で
ある。 成形材の移動速度は、200mm／ｈを超えると成
形材の中心の組織が再結晶を起すのに十分な時間
が得られず、不均一な組織となりクリープ強度は
低くなる。またその速度が20mm／ｈより小さくな
ると、結晶粒の短軸径は大きくなるが、GARは
20未満となり、クリープ強度は低くなる。従つ
て、成形材の移動速度は20〜200mm／ｈの範囲で
あることが必要である。 以上の条件のもとで、押出加工し、帯域焼鈍熱
処理すると、GARが20以上と大きく、かつ短軸
径が0.5mm以上の粗大再結晶粒からなる組織を持
つイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基
耐熱合金が得られる。 なお、第１図は成形材を所定の焼鈍温度条件で
１時間焼鈍し、空冷した後、マイクロビツカース
硬度（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）
との関係図である。 実施例 １ ３〜7μｍのカルボニルNi粉、元素単体粉とし
て−200メツシユのCr粉、−325メツシユのＷ、
Ta、Mo、Co粉を、合金粉として、−200メツシ
ユのNi−46％Al粉、Ni−28％、Ti−15％Al粉、
Ni−30％Zr粉、Ni−14％Ｂ粉を、酸化物として
20mmのY2O3を用い、表１のTMO−２の組成にな
るように調合した。
【表】
【表】
これをAr雰囲気中で50時間機械的に混合した。
なお、Ｃは前記のカルボニルNi紛中に含まれ
ている。機械的混合時にスチール球の原料粉の重
量比は85Kg：５Kgであつた。 得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、400℃で２
×10-3mmHgの真空下で１時間以上脱ガスした後
密閉した。これを1050℃で２時間保持した後、押
出機により押出比15：１、ラム速度400mm／secで
押出し成形した。 この成形材を、水冷ジヤケツト付高周波加熱炉
で、最高温度を1300℃とし、100mm／ｈの速度で
移動させた。その時の成形材の温度勾配は300
℃／cmであつた。再結晶粒の大きさは、１〜２mm
×数cmで、GARは30以上であつた。このように
して、イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケ
ル基耐熱合金を得た。 実施例 ２ 実施例１と同様にしてTMO−２の機械的混合
粉を作り、押出条件を、1080℃で２時間保持、押
出比15：１、ラム速度400mm／secで行い、帯域焼
鈍を実施例１と同一条件で行つた。 実施例１及び２における合金のクリープ特性は
次の表２の通りであつた。
ている。機械的混合時にスチール球の原料粉の重
量比は85Kg：５Kgであつた。 得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、400℃で２
×10-3mmHgの真空下で１時間以上脱ガスした後
密閉した。これを1050℃で２時間保持した後、押
出機により押出比15：１、ラム速度400mm／secで
押出し成形した。 この成形材を、水冷ジヤケツト付高周波加熱炉
で、最高温度を1300℃とし、100mm／ｈの速度で
移動させた。その時の成形材の温度勾配は300
℃／cmであつた。再結晶粒の大きさは、１〜２mm
×数cmで、GARは30以上であつた。このように
して、イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケ
ル基耐熱合金を得た。 実施例 ２ 実施例１と同様にしてTMO−２の機械的混合
粉を作り、押出条件を、1080℃で２時間保持、押
出比15：１、ラム速度400mm／secで行い、帯域焼
鈍を実施例１と同一条件で行つた。 実施例１及び２における合金のクリープ特性は
次の表２の通りであつた。
【表】
【表】
＊ ラーソン・ミラー曲線から計算した値
この表が示すように、本発明の合金は、等温焼
鈍材に比べて、1050℃×16Kgｆ／mm2のクリープ条
件では、クリープ寿命は2.5倍長くなり、伸びも
3.7％から4.5％へと改善された。 なお、ローソンミラー曲線から計算すると、本
発明の合金は、1050℃×16Kgｆ／mm2のクリープ条
件では、その寿命は9100時間となる。 また、従来のMA−6000合金のクリープ特性を
示すと表３の通りである。
この表が示すように、本発明の合金は、等温焼
鈍材に比べて、1050℃×16Kgｆ／mm2のクリープ条
件では、クリープ寿命は2.5倍長くなり、伸びも
3.7％から4.5％へと改善された。 なお、ローソンミラー曲線から計算すると、本
発明の合金は、1050℃×16Kgｆ／mm2のクリープ条
件では、その寿命は9100時間となる。 また、従来のMA−6000合金のクリープ特性を
示すと表３の通りである。
【表】
表２と表３を比較すると、1050℃×16Kgｆ／mm2
のクリープ条件で、本発明合金は、MA−6000の
約6.5倍の破断寿命を有し、伸びも2.5倍改善され
ていることが分かる。 発明の効果 本発明の耐熱合金によると、その成分組成によ
り、γ相とγ′相を特定割合にし、特に特定の帯域
焼鈍条件とすることにより、粗大結晶粒のGAR
の大きい組織を持つものとなし得、これによりク
リープ破断寿命及び伸びが従来のものに比べて極
めて優れたものとなし得る優れた効果を有する。
のクリープ条件で、本発明合金は、MA−6000の
約6.5倍の破断寿命を有し、伸びも2.5倍改善され
ていることが分かる。 発明の効果 本発明の耐熱合金によると、その成分組成によ
り、γ相とγ′相を特定割合にし、特に特定の帯域
焼鈍条件とすることにより、粗大結晶粒のGAR
の大きい組織を持つものとなし得、これによりク
リープ破断寿命及び伸びが従来のものに比べて極
めて優れたものとなし得る優れた効果を有する。
図面は本発明の押出成形材を所定温度で１時間
焼鈍、空冷した後、マイクロビツカース硬度
（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）との
関係図である。
焼鈍、空冷した後、マイクロビツカース硬度
（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）との
関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Al：3.7〜5.0 Co：9.3〜10.3 Cn：5.1〜6.7 Ti：0.7〜1.0 Ta：4.3〜5.5 Ｗ：12.0〜12.9 Zr：0.02〜0.2 Mo：1.7〜2.3 Ｃ：0.001〜0.1 Ｂ：0.001〜0.02 イツトリア （Y2O3）：0.5〜1.7 Ｏ：0.6以下 残部：Ni からなることを特徴とするイツトリア粒子分散型
γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金。 ２ カルボニルNi、Co、Cr、Ta、ＷおよびMo
の元素単体粉、Ni−Al、Ni−Ti−Al、Ni−Zr
およびNi−Ｂの合金粉、さらにイツトリア
（Y2O3）微粉末を機械的に混合して複合粉末と
し、この複合粉末を押出用缶に封入して押出し成
形し、成形物を硬度軟化温度〜固相線温度の範囲
内の最高温度を持つ帯域焼鈍熱処理し、結晶粒の
GARが20以上で、その短軸径が0.5mm以上の粗大
再結晶組織を有し、かつ重量％で、 Al：3.7〜5.0 Co：9.3〜10.3 Cr：5.1〜6.7 Ti：0.7〜1.0 Ta：4.3〜5.5 Ｗ：12.0〜12.9 Zr：0.02〜0.2 Mo：1.7〜2.3 Ｃ：0.001〜0.1 Ｂ：0.001〜0.02 イツトリア （Y2O3）：0.5〜1.7 Ｏ：0.6以下 残部：Ni の組成からなる合金を形成することを特徴とする
イツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐
熱合金の製造法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60238616A JPS6299433A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
| US06/903,135 US4717435A (en) | 1985-10-26 | 1986-09-03 | Gamma-prime precipitation hardening nickel-base yttria particle-dispersion-strengthened superalloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60238616A JPS6299433A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6299433A JPS6299433A (ja) | 1987-05-08 |
| JPH0312134B2 true JPH0312134B2 (ja) | 1991-02-19 |
Family
ID=17032812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60238616A Granted JPS6299433A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4717435A (ja) |
| JP (1) | JPS6299433A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9091676B2 (en) | 2010-06-09 | 2015-07-28 | Optiscan Biomedical Corp. | Systems and methods for measuring multiple analytes in a sample |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63118038A (ja) * | 1986-11-06 | 1988-05-23 | Natl Res Inst For Metals | イットリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金とその製造法 |
| JPH0344438A (ja) * | 1989-07-13 | 1991-02-26 | Natl Res Inst For Metals | イットリア粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金 |
| US5120350A (en) * | 1990-07-03 | 1992-06-09 | The Standard Oil Company | Fused yttria reinforced metal matrix composites and method |
| US5712050A (en) * | 1991-09-09 | 1998-01-27 | General Electric Company | Superalloy component with dispersion-containing protective coating |
| DE59205180D1 (de) * | 1992-05-11 | 1996-03-07 | New Sulzer Diesel Ag | Düsenkopf für eine Kraftstoff-Einspritzvorrichtung |
| US5451244A (en) * | 1994-04-06 | 1995-09-19 | Special Metals Corporation | High strain rate deformation of nickel-base superalloy compact |
| JP4519582B2 (ja) * | 2004-09-02 | 2010-08-04 | 富士通コンポーネント株式会社 | コネクタ部付き平衡伝送用平坦状ケーブル |
| US8216509B2 (en) * | 2009-02-05 | 2012-07-10 | Honeywell International Inc. | Nickel-base superalloys |
| GB201017692D0 (en) * | 2010-10-20 | 2010-12-01 | Materials Solutions | Heat treatments of ALM formed metal mixes to form super alloys |
| US8986604B2 (en) | 2010-10-20 | 2015-03-24 | Materials Solutions | Heat treatments of ALM formed metal mixes to form super alloys |
| JPWO2015020007A1 (ja) | 2013-08-05 | 2017-03-02 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 酸化物粒子分散強化型Ｎｉ基超合金 |
| CN113025848B (zh) * | 2021-05-24 | 2021-08-17 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法和应用 |
Citations (1)
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|---|---|---|---|---|
| JPS6230037A (ja) * | 1985-05-09 | 1987-02-09 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 耐酸化性を有する物品 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3776704A (en) * | 1968-03-01 | 1973-12-04 | Int Nickel Co | Dispersion-strengthened superalloys |
| US3591362A (en) * | 1968-03-01 | 1971-07-06 | Int Nickel Co | Composite metal powder |
| BE794801A (fr) * | 1972-01-31 | 1973-07-31 | Int Nickel Ltd | Procede de recuit en zones d'alliages |
| US3926568A (en) * | 1972-10-30 | 1975-12-16 | Int Nickel Co | High strength corrosion resistant nickel-base alloy |
| US4386976A (en) * | 1980-06-26 | 1983-06-07 | Inco Research & Development Center, Inc. | Dispersion-strengthened nickel-base alloy |
-
1985
- 1985-10-26 JP JP60238616A patent/JPS6299433A/ja active Granted
-
1986
- 1986-09-03 US US06/903,135 patent/US4717435A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6230037A (ja) * | 1985-05-09 | 1987-02-09 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 耐酸化性を有する物品 |
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| US9091676B2 (en) | 2010-06-09 | 2015-07-28 | Optiscan Biomedical Corp. | Systems and methods for measuring multiple analytes in a sample |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6299433A (ja) | 1987-05-08 |
| US4717435A (en) | 1988-01-05 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |