JPH0338330B2 - - Google Patents
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- JPH0338330B2 JPH0338330B2 JP62045130A JP4513087A JPH0338330B2 JP H0338330 B2 JPH0338330 B2 JP H0338330B2 JP 62045130 A JP62045130 A JP 62045130A JP 4513087 A JP4513087 A JP 4513087A JP H0338330 B2 JPH0338330 B2 JP H0338330B2
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Description
産業上の利用分野
本発明は超塑性鍛造用耐熱Ni基合金に関する。
更に詳しくは粉末治金的な方法で得られる超塑性
の耐熱Ni基合金に関する。 従来技術 従来の粉末治金的な方法で作られたこの種の耐
熱合金としては、IN100（インターナシヨナルニ
ツケル社製）（組成後記）が知られている。しか
し、この合金は実施例の比較合金として示すよう
に、高温強度が十分でない問題点があつた。 発明の目的 本発明は既存の鍛造用耐熱Ni基合金の問題点
を解消すべくなされたもので、その目的は超塑性
特性に優れ、かつ高温強度及び延性に優れた耐熱
Ni基合金を提供するにある。 発明の構成 本発明者は前記目的を達成すべく鋭意研究の結
果、次に示す合金がその目的を達成し得られるこ
とを究明し得た。すなわち、重量％で、C0.01〜
0.02％、Co5〜10％、Cr7.1〜9.0％、W10〜14％、
Al4.5〜5.5％、Ti0.1〜1.5％、Ta3〜５％、Hf0.3
〜1.3％、B0.006〜0.018％、Zr0.01〜0.15％を含
み、Ｃ、Ｂ、ZrおよびHrの合計量が0.5％以上
で、残部は実質的にNiよりなるNi基合金は超塑
性特性、高温強度および延性に優れた特性を持つ
合金であることを究明し得た。この知見に基づい
て本発明を完成した。 本発明のNi基合金の組成元素の作用ならびに
その含有量の限定理由は次の通りである。 Ｃは粒界を強化する作用をし、鍛造時の粒界で
の割れを抑制する作用をする。この効果を得るに
はＣ量が0.01重量％（以下単に％と記載する）以
上必要がある。しかし、その量が0.02％を越える
と合金全体が脆化し、鍛造時に割れを発生し易く
なるので、Ｃ量は0.01〜0.02％であることが必要
である。 Coは合金の延性を増加させ、鍛造時の割れを
抑制する作用をする。この効果を得るには５％以
上必要である。しかし、その量が10％を越えると
有害析出物を生じて鍛造時に割れを発生し易くな
るので、Co量は５〜10％であることが必要であ
る。 Crは本発明の合金として重要な元素であり、
合金を軟化させ、鍛造を容易にする作用をする。
その量が7.1％より少いとその効果が十分でなく、
9.0％を越えると合金中にシグマ相などの有害相
が生じ、鍛造時に割れが生ずる原因となるので、
Cr量は7.1〜9.0％であることが必要である。 Ｗはガンマ相及びガンマプライム相中に固溶し
て、これらの相を著しく強化する作用をする。そ
の量が10％より少いとその効果が十分でなく、14
％を越えるとアルフアＷ相やミユー相などの有害
相が生成し、鍛造時に割れを生じ易くなるので、
Ｗ量は10〜14％であることが必要である。 Alはガンマプライム相を生成するために必要
な元素でガンマプライム相を析出させ合金を強化
する作用をする。そのためには4.5％以上のAl量
が必要である。しかし、その量が5.5％を越える
とガンマプライム相の量が過剰となつて鍛造に必
要な圧力が高くなりすぎるので、Al量は4.5〜5.5
％であることが必要である。 TiはAlと共にガンマプライム相を生成し、ガ
ンマプライム相を強化する作用をする。その量が
0.1％より少いと十分な効果が得られなく、1.5％
を越えるとイータ相を生成して鍛造時に割れを生
じ易くなるので、Ti量は0.1〜1.5％であることが
必要である。 Taはその大部分がガンマプライム相に固溶し
て固溶強化すると共にガンマプライム相の量を増
加させて析出強化する作用をする。その量が３％
より少いとその効果が十分でなく、５％を越える
とガンマプライム相が多量に生じて鍛造に必要な
圧力が高くなりすぎるので、Ta量は３〜５％で
あることが必要である。 Hfは鍛造時の粒界での割れを抑制する作用を
する。その量が0.3％より少いとその効果が十分
でなく、1.3％を越えると有害相を生成して鍛造
時の割れの原因となるので、Hf量は0.3〜1.3％で
あることが必要である。 ＢはＣと同様に鍛造時の粒界での割れを抑制す
る作用をする。その量が0.006％より少ないとそ
の効果が十分でなく、0.018％を越えると合金の
融点が低下して鍛造時に部分溶融を生じ、割れを
発生するので、Ｂ量は0.006〜0.018％であること
が必要である。 ZrはＣとＢと同様に粒界強化元素として作用
し、鍛造時の割れを防止する。その事が0.01％よ
り少いとその効果が十分でなく、0.15％を超える
と有害相を生じ、鍛造時の割れを助長するので、
Zr量は0.01〜0.15％であることが必要である。 なお、以上の元素のうちの、Ｃ、Ｂ、Zrおよ
びHfについては、その合計量を0.5％以上とす
る。このＣ、Ｂ、ZrおよびHfはいずれも、粒界
を強化するためのものであるが、その合計量が
0.5％以下の場合にはその効果が十分でなく、粒
界滑りによつて高温強度が得られない。このた
め、その合計量は0.5％以上とする。 次に本発明の合金の製造方法について述べる。 前記組成割合のNi基合金粉末を、1025〜1250
℃、800〜2000気圧下で30〜200分高温高圧処理し
て固化させる。この処理温度が1025℃より低いと
十分焼結しなく、1250℃を越えると合金が一部溶
融して有害組織を生成し、製品の強度を低下させ
る。この処理圧力が800気圧未満では粉末が焼結
固化しなく、2000気圧を越えるとそれに相当する
高圧装置を必要とするので実質的に不利である。
その処理時間が、30分未満では粉末が十分焼結固
化せず、200分を越えると生産能率を低下させる。
従つて、前記条件で処理することが必要である。 このように高温高圧処理したものを鍛造する。 鍛造は型鍛造、自由鍛造でもよく、その鍛造条
件は1025〜1100℃で0.5×10-4・sec-1〜2.5×
10-4・sec-1で行うことが好ましい。 鍛造温度が1025℃未満では完全な型充満を得ら
れず、1100℃を越えると合金の結晶粒が粗大化し
て超塑性鍛造が困難となる。鍛造時の歪速度が
0.5×10-4・sec-1より小さいと生産能率が著しく
低下し、2.5×10-4・sec-1より大きいと変形応力
が大きくなり鍛造が困難となるからである。 得られた鍛造物はさらに1100〜1275℃、30〜90
分の溶体化処理して冷却し、さらに700〜800℃で
12〜24時間の時効処理することが好ましい。 本組成の合金は鍛造状態のままでも十分使用に
耐えるが、溶体化・時効処理を行えば、さらに高
温特性が向上する。 溶体化処理温度が1100℃より低いと完全溶体が
起らず、また合金の結晶粒が十分粗大化しないた
め十分な高温特性が得られず、1275℃を越えると
合金の一部が溶融するなどして高温特性が低下す
る。この温度での保持時間は30分未満では溶体化
と結晶粒の粗大化が不十分で高温特性の向上が望
めず、90分を越えると生産能率が低下する。時効
処理は使用予定温度より高い温度であることが望
ましい。 使用予定温度が700℃より低い時は処理温度が
700〜800℃であることが望ましい。処理時間は処
理温度に依存するが、700℃の処理温度では24時
間、800℃の処理温度では12時間が合金の高温特
性を十分安定させるのに好ましい。 実施例 本発明の合金と既存のIN100を用いて鍛造品を
製造した。それらの合金組成と製造条件は表１に
示す通りであつた。
更に詳しくは粉末治金的な方法で得られる超塑性
の耐熱Ni基合金に関する。 従来技術 従来の粉末治金的な方法で作られたこの種の耐
熱合金としては、IN100（インターナシヨナルニ
ツケル社製）（組成後記）が知られている。しか
し、この合金は実施例の比較合金として示すよう
に、高温強度が十分でない問題点があつた。 発明の目的 本発明は既存の鍛造用耐熱Ni基合金の問題点
を解消すべくなされたもので、その目的は超塑性
特性に優れ、かつ高温強度及び延性に優れた耐熱
Ni基合金を提供するにある。 発明の構成 本発明者は前記目的を達成すべく鋭意研究の結
果、次に示す合金がその目的を達成し得られるこ
とを究明し得た。すなわち、重量％で、C0.01〜
0.02％、Co5〜10％、Cr7.1〜9.0％、W10〜14％、
Al4.5〜5.5％、Ti0.1〜1.5％、Ta3〜５％、Hf0.3
〜1.3％、B0.006〜0.018％、Zr0.01〜0.15％を含
み、Ｃ、Ｂ、ZrおよびHrの合計量が0.5％以上
で、残部は実質的にNiよりなるNi基合金は超塑
性特性、高温強度および延性に優れた特性を持つ
合金であることを究明し得た。この知見に基づい
て本発明を完成した。 本発明のNi基合金の組成元素の作用ならびに
その含有量の限定理由は次の通りである。 Ｃは粒界を強化する作用をし、鍛造時の粒界で
の割れを抑制する作用をする。この効果を得るに
はＣ量が0.01重量％（以下単に％と記載する）以
上必要がある。しかし、その量が0.02％を越える
と合金全体が脆化し、鍛造時に割れを発生し易く
なるので、Ｃ量は0.01〜0.02％であることが必要
である。 Coは合金の延性を増加させ、鍛造時の割れを
抑制する作用をする。この効果を得るには５％以
上必要である。しかし、その量が10％を越えると
有害析出物を生じて鍛造時に割れを発生し易くな
るので、Co量は５〜10％であることが必要であ
る。 Crは本発明の合金として重要な元素であり、
合金を軟化させ、鍛造を容易にする作用をする。
その量が7.1％より少いとその効果が十分でなく、
9.0％を越えると合金中にシグマ相などの有害相
が生じ、鍛造時に割れが生ずる原因となるので、
Cr量は7.1〜9.0％であることが必要である。 Ｗはガンマ相及びガンマプライム相中に固溶し
て、これらの相を著しく強化する作用をする。そ
の量が10％より少いとその効果が十分でなく、14
％を越えるとアルフアＷ相やミユー相などの有害
相が生成し、鍛造時に割れを生じ易くなるので、
Ｗ量は10〜14％であることが必要である。 Alはガンマプライム相を生成するために必要
な元素でガンマプライム相を析出させ合金を強化
する作用をする。そのためには4.5％以上のAl量
が必要である。しかし、その量が5.5％を越える
とガンマプライム相の量が過剰となつて鍛造に必
要な圧力が高くなりすぎるので、Al量は4.5〜5.5
％であることが必要である。 TiはAlと共にガンマプライム相を生成し、ガ
ンマプライム相を強化する作用をする。その量が
0.1％より少いと十分な効果が得られなく、1.5％
を越えるとイータ相を生成して鍛造時に割れを生
じ易くなるので、Ti量は0.1〜1.5％であることが
必要である。 Taはその大部分がガンマプライム相に固溶し
て固溶強化すると共にガンマプライム相の量を増
加させて析出強化する作用をする。その量が３％
より少いとその効果が十分でなく、５％を越える
とガンマプライム相が多量に生じて鍛造に必要な
圧力が高くなりすぎるので、Ta量は３〜５％で
あることが必要である。 Hfは鍛造時の粒界での割れを抑制する作用を
する。その量が0.3％より少いとその効果が十分
でなく、1.3％を越えると有害相を生成して鍛造
時の割れの原因となるので、Hf量は0.3〜1.3％で
あることが必要である。 ＢはＣと同様に鍛造時の粒界での割れを抑制す
る作用をする。その量が0.006％より少ないとそ
の効果が十分でなく、0.018％を越えると合金の
融点が低下して鍛造時に部分溶融を生じ、割れを
発生するので、Ｂ量は0.006〜0.018％であること
が必要である。 ZrはＣとＢと同様に粒界強化元素として作用
し、鍛造時の割れを防止する。その事が0.01％よ
り少いとその効果が十分でなく、0.15％を超える
と有害相を生じ、鍛造時の割れを助長するので、
Zr量は0.01〜0.15％であることが必要である。 なお、以上の元素のうちの、Ｃ、Ｂ、Zrおよ
びHfについては、その合計量を0.5％以上とす
る。このＣ、Ｂ、ZrおよびHfはいずれも、粒界
を強化するためのものであるが、その合計量が
0.5％以下の場合にはその効果が十分でなく、粒
界滑りによつて高温強度が得られない。このた
め、その合計量は0.5％以上とする。 次に本発明の合金の製造方法について述べる。 前記組成割合のNi基合金粉末を、1025〜1250
℃、800〜2000気圧下で30〜200分高温高圧処理し
て固化させる。この処理温度が1025℃より低いと
十分焼結しなく、1250℃を越えると合金が一部溶
融して有害組織を生成し、製品の強度を低下させ
る。この処理圧力が800気圧未満では粉末が焼結
固化しなく、2000気圧を越えるとそれに相当する
高圧装置を必要とするので実質的に不利である。
その処理時間が、30分未満では粉末が十分焼結固
化せず、200分を越えると生産能率を低下させる。
従つて、前記条件で処理することが必要である。 このように高温高圧処理したものを鍛造する。 鍛造は型鍛造、自由鍛造でもよく、その鍛造条
件は1025〜1100℃で0.5×10-4・sec-1〜2.5×
10-4・sec-1で行うことが好ましい。 鍛造温度が1025℃未満では完全な型充満を得ら
れず、1100℃を越えると合金の結晶粒が粗大化し
て超塑性鍛造が困難となる。鍛造時の歪速度が
0.5×10-4・sec-1より小さいと生産能率が著しく
低下し、2.5×10-4・sec-1より大きいと変形応力
が大きくなり鍛造が困難となるからである。 得られた鍛造物はさらに1100〜1275℃、30〜90
分の溶体化処理して冷却し、さらに700〜800℃で
12〜24時間の時効処理することが好ましい。 本組成の合金は鍛造状態のままでも十分使用に
耐えるが、溶体化・時効処理を行えば、さらに高
温特性が向上する。 溶体化処理温度が1100℃より低いと完全溶体が
起らず、また合金の結晶粒が十分粗大化しないた
め十分な高温特性が得られず、1275℃を越えると
合金の一部が溶融するなどして高温特性が低下す
る。この温度での保持時間は30分未満では溶体化
と結晶粒の粗大化が不十分で高温特性の向上が望
めず、90分を越えると生産能率が低下する。時効
処理は使用予定温度より高い温度であることが望
ましい。 使用予定温度が700℃より低い時は処理温度が
700〜800℃であることが望ましい。処理時間は処
理温度に依存するが、700℃の処理温度では24時
間、800℃の処理温度では12時間が合金の高温特
性を十分安定させるのに好ましい。 実施例 本発明の合金と既存のIN100を用いて鍛造品を
製造した。それらの合金組成と製造条件は表１に
示す通りであつた。
【表】
【表】
なお、表１中の引張特性値は、引張試験片（平
行部直径3.0mm、平行部長さ15mm）を用いて、760
℃で0.2％耐力まで0.05mm／分、0.2％耐力以降破
断まで1.0mm／分の速度で引張変形させたときの
値である。 表１の結果が示すように、本発明合金の鍛造の
ままでも引張強度が107.3Kgｆ／mm2、0.2％耐力が
9.21Kgｆ／mm2と優れている。また、これをさらに
熱処理すると、引張強度が122.8Kgｆ／mm2、0.2％
耐力が102.5Kgｆ／mm2、伸びが7.3％と優れた特性
を有するものとなる。 これを既存のIN100と比べると、格段と優れて
いることがわかる。 発明の効果 本発明のNi基合金は超塑性鍛造が可能であり、
かつ得られる鍛造品の高温強度ならびに延性に優
れた特性を持つものとなし得る。また大型製品や
複雑な形状品も容易に鍛造し得られるので、ジエ
ツトエンジンや発電設備などの各種ガスタービン
などの高効率化が可能となる等の優れた効果が得
られる。
行部直径3.0mm、平行部長さ15mm）を用いて、760
℃で0.2％耐力まで0.05mm／分、0.2％耐力以降破
断まで1.0mm／分の速度で引張変形させたときの
値である。 表１の結果が示すように、本発明合金の鍛造の
ままでも引張強度が107.3Kgｆ／mm2、0.2％耐力が
9.21Kgｆ／mm2と優れている。また、これをさらに
熱処理すると、引張強度が122.8Kgｆ／mm2、0.2％
耐力が102.5Kgｆ／mm2、伸びが7.3％と優れた特性
を有するものとなる。 これを既存のIN100と比べると、格段と優れて
いることがわかる。 発明の効果 本発明のNi基合金は超塑性鍛造が可能であり、
かつ得られる鍛造品の高温強度ならびに延性に優
れた特性を持つものとなし得る。また大型製品や
複雑な形状品も容易に鍛造し得られるので、ジエ
ツトエンジンや発電設備などの各種ガスタービン
などの高効率化が可能となる等の優れた効果が得
られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、C0.01〜0.02％、Co5〜10％、
Cr7.1〜9.0％、W10〜14％、Al4.5〜5.5％、Ti0.1
〜1.5％、Ta3〜５％、Hf0.3〜1.3％、B0.006〜
0.018％、Zr0.01〜0.15％を含み、Ｃ、Ｂ、Zrおよ
びHfの合計量が0.5％以上で、残部は実質的にNi
よりなる超塑性鍛造用耐熱Ni基合金。 ２ 重量％で、C0.01〜0.02％、Co5〜10％、
Cr7.1〜9.0％、W10〜14％、Al4.5〜5.5％、Ti0.1
〜1.5％、Ta3〜５％、Hf0.3〜1.3％、B0.006〜
0.018％、Zr0.01〜0.15％を含み、Ｃ、Ｂ、Zrおよ
びHfの合計量が0.5％以上で、残部は実質的にNi
よりなる粉末を、1025〜1250℃、800〜2000気圧
下で30〜200分で高温高圧処理して固化させるこ
とを特徴とする超塑性鍛造用耐熱Ni基合金の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4513087A JPS63213632A (ja) | 1987-03-02 | 1987-03-02 | 超塑性鍛造用耐熱Ｎｉ基合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4513087A JPS63213632A (ja) | 1987-03-02 | 1987-03-02 | 超塑性鍛造用耐熱Ｎｉ基合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63213632A JPS63213632A (ja) | 1988-09-06 |
| JPH0338330B2 true JPH0338330B2 (ja) | 1991-06-10 |
Family
ID=12710687
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4513087A Granted JPS63213632A (ja) | 1987-03-02 | 1987-03-02 | 超塑性鍛造用耐熱Ｎｉ基合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63213632A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110076181A1 (en) | 2009-09-30 | 2011-03-31 | General Electric Company | Nickel-Based Superalloys and Articles |
| CN111254317B (zh) * | 2020-01-19 | 2021-04-09 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种镍基铸造合金及其制备方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5839760A (ja) * | 1981-09-03 | 1983-03-08 | Natl Res Inst For Metals | Ｎｉ基耐熱合金 |
| JPS62235450A (ja) * | 1986-04-03 | 1987-10-15 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 単結晶ニツケル基超合金及びその異方性を低減する方法 |
-
1987
- 1987-03-02 JP JP4513087A patent/JPS63213632A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5839760A (ja) * | 1981-09-03 | 1983-03-08 | Natl Res Inst For Metals | Ｎｉ基耐熱合金 |
| JPS62235450A (ja) * | 1986-04-03 | 1987-10-15 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 単結晶ニツケル基超合金及びその異方性を低減する方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63213632A (ja) | 1988-09-06 |
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