JPH0344438A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH0344438A JPH0344438A JP1179079A JP17907989A JPH0344438A JP H0344438 A JPH0344438 A JP H0344438A JP 1179079 A JP1179079 A JP 1179079A JP 17907989 A JP17907989 A JP 17907989A JP H0344438 A JPH0344438 A JP H0344438A
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- 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
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-
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- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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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
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、イツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニッ
ケル基耐熱合金に関するものである。さらに詳しくは、
こ発明は、高温クリープ破断強度に優れ、高温耐食性の
良好なイツトリア粒子分散型のニッケル基耐熱合金に関
するものである。
ケル基耐熱合金に関するものである。さらに詳しくは、
こ発明は、高温クリープ破断強度に優れ、高温耐食性の
良好なイツトリア粒子分散型のニッケル基耐熱合金に関
するものである。
（従来の技術とその課題〉
ジェッ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向上させるには燃焼ガス温度を上
昇させるのが最も有効な方策であるが、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となる。この
ような必要性にもかかわらず、これまでのところ、より
大きなタービン出力と熱効率を実現するための翼材とし
て充分に実用に供することのできるものはほとんど実現
されていないのが実情である。
ビンの出力や熱効率を向上させるには燃焼ガス温度を上
昇させるのが最も有効な方策であるが、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となる。この
ような必要性にもかかわらず、これまでのところ、より
大きなタービン出力と熱効率を実現するための翼材とし
て充分に実用に供することのできるものはほとんど実現
されていないのが実情である。
高温において比較的大きな破断強度を持つ既存の合金と
しては、ＭＡ−６０００（米国ｌＮＣ０社製）合金があ
る。このＭ Ａ −６０００合金は、元素単体粉、合金
粉及びイツトリヤ粉末を機械的に混合し、押出し成形し
た後に成形材を１２３２℃の温度を持ち、温度勾配のあ
る炉中を数（２）／ｈの移動速度で通して帯域焼鈍熱処
理を行うことにより製造されるものであり、押出し方向
に伸びた再結晶組織を有することを特徴としている。こ
の合金の基地合金は、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ｇ＆細粉粒子より分散強
化されている。
しては、ＭＡ−６０００（米国ｌＮＣ０社製）合金があ
る。このＭ Ａ −６０００合金は、元素単体粉、合金
粉及びイツトリヤ粉末を機械的に混合し、押出し成形し
た後に成形材を１２３２℃の温度を持ち、温度勾配のあ
る炉中を数（２）／ｈの移動速度で通して帯域焼鈍熱処
理を行うことにより製造されるものであり、押出し方向
に伸びた再結晶組織を有することを特徴としている。こ
の合金の基地合金は、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ｇ＆細粉粒子より分散強
化されている。
このＭ Ａ −６０００合金の高温域でのクリープ破断
強度は、普通鋳造および単結晶化した合金のそれよりも
優れているが、合金設計上、十分に固溶強化されている
とはいいがたく、特にクロムと、高融点金属であるタン
グステン、タンタルの含有量のバランスについて問題点
があった。 一方、この発明の発明者らは、ＭＡ−６０
００合金にくらべてクロムの含有量が少なく、タングス
テン、タンタルを多く用いた基地合金を用い、イツトリ
ヤ微粉末と共に機械的に混合し、押出し成形後、この成
形物を硬度軟化温度から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、固溶体時効熱処理をすること
により製造される、クリープ破断強度の優れたイツトリ
ヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金をすで
に提案してもいる（特開昭６２−９９４３３号公報、特
開昭６３−１１８０３８号公報、米国特許４７１７４３
５）、 ！、かしながら、これらのイツトリヤ粒子分散
型γ′相析出強化ニッケル基合金は、高温でのクリープ
破断強度は極めて優れているものの、耐食性が悪く、密
度が高いという問題点があった。
強度は、普通鋳造および単結晶化した合金のそれよりも
優れているが、合金設計上、十分に固溶強化されている
とはいいがたく、特にクロムと、高融点金属であるタン
グステン、タンタルの含有量のバランスについて問題点
があった。 一方、この発明の発明者らは、ＭＡ−６０
００合金にくらべてクロムの含有量が少なく、タングス
テン、タンタルを多く用いた基地合金を用い、イツトリ
ヤ微粉末と共に機械的に混合し、押出し成形後、この成
形物を硬度軟化温度から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、固溶体時効熱処理をすること
により製造される、クリープ破断強度の優れたイツトリ
ヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金をすで
に提案してもいる（特開昭６２−９９４３３号公報、特
開昭６３−１１８０３８号公報、米国特許４７１７４３
５）、 ！、かしながら、これらのイツトリヤ粒子分散
型γ′相析出強化ニッケル基合金は、高温でのクリープ
破断強度は極めて優れているものの、耐食性が悪く、密
度が高いという問題点があった。
この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたもので
あり、この発明者の提案した上記のニッケル基耐熱合金
の欠点を改善し、密度が小さく、高温耐食性が良好で、
しかも高温域におけるクリープ破断強度にも優れた新し
いイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱
合金を提供することを目的としている。
あり、この発明者の提案した上記のニッケル基耐熱合金
の欠点を改善し、密度が小さく、高温耐食性が良好で、
しかも高温域におけるクリープ破断強度にも優れた新し
いイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱
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）
この発明は、上記の課題を解決するものとして、組成が
重量％で、 Ａ１：３．５〜６．０ Ｃｏ ： ７．０−１０．０ Ｃｒ ： ８．０〜１０．５ Ｔｉ：０．５．〜１．５ Ｔａ ： ４．０〜６．５ Ｗニア、Ｏ〜９．０ Ｍｏ ： １．５〜２．５ Ｚ ｒ ： ０．０２〜０．２ Ｃ： ０．００１ 〜０．１ Ｂ ： ０．００１ 〜０．０２Ｙ、Ｏ，：０．
５ 〜１．７ 残部：Ｎｉ からなるイツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニッケル
基耐熱合金を提供する。
重量％で、 Ａ１：３．５〜６．０ Ｃｏ ： ７．０−１０．０ Ｃｒ ： ８．０〜１０．５ Ｔｉ：０．５．〜１．５ Ｔａ ： ４．０〜６．５ Ｗニア、Ｏ〜９．０ Ｍｏ ： １．５〜２．５ Ｚ ｒ ： ０．０２〜０．２ Ｃ： ０．００１ 〜０．１ Ｂ ： ０．００１ 〜０．０２Ｙ、Ｏ，：０．
５ 〜１．７ 残部：Ｎｉ からなるイツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニッケル
基耐熱合金を提供する。
またこの発明は、結晶粒のＧＡＲが１５以上で、その短
軸径が０．１Ｂ以上押出し方向に伸びた再結晶組織を有
する押出し成形後に熱処理してなる上記のニッケル基耐
熱合金を好ましい態様として提供する。
軸径が０．１Ｂ以上押出し方向に伸びた再結晶組織を有
する押出し成形後に熱処理してなる上記のニッケル基耐
熱合金を好ましい態様として提供する。
この合金は、たとえば、カルボニールＮｉ。
Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの元素粉末、ＮｉＡｌ、Ｎ
ｉ−Ａｌ−Ｔｉ、Ｎｉ−Ｚｒ、Ｎｉ −８の合金粉末及
びＹ２Ｏ，微粉末を機械的に混合して複合粉末とし、こ
の複合粉末を押出缶に封入して、押出し成形し、その成
型物を硬度軟化温度がら固相線温度までの範囲内の最高
温度をもつ帯域焼鈍により熱処理することで製造するこ
とができる。
ｉ−Ａｌ−Ｔｉ、Ｎｉ−Ｚｒ、Ｎｉ −８の合金粉末及
びＹ２Ｏ，微粉末を機械的に混合して複合粉末とし、こ
の複合粉末を押出缶に封入して、押出し成形し、その成
型物を硬度軟化温度がら固相線温度までの範囲内の最高
温度をもつ帯域焼鈍により熱処理することで製造するこ
とができる。
このようなニッケル基耐熱合金における組成成分の作用
とその組成割合等の規定は次の理由に基づいている。
とその組成割合等の規定は次の理由に基づいている。
Ａｌ： Ａｔ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、３．５重量
％以上含有させることが必要である。しかし、６．０重
量％を越えるとγ′相が増加し過ぎて靭性が低下するの
で、３．５〜６．０重量％の範囲とする。
あり、γ′相を十分に析出させるためには、３．５重量
％以上含有させることが必要である。しかし、６．０重
量％を越えるとγ′相が増加し過ぎて靭性が低下するの
で、３．５〜６．０重量％の範囲とする。
Ｃｏ： Ｃｏはγ相及びγ′相中に固溶して、これら
の相の固溶強化する。Ｃｏ量が ７．０重量％未満ではその強化が十分でなく、その量が
１０．０重量％を超えるとその強度が低下するので、７
．０〜１０．ＯｆＥ量％であることが必要である。
の相の固溶強化する。Ｃｏ量が ７．０重量％未満ではその強化が十分でなく、その量が
１０．０重量％を超えるとその強度が低下するので、７
．０〜１０．ＯｆＥ量％であることが必要である。
Ｃｒ： Ｃｒは耐硫化性を良好にする。その量が８．
０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１０．５
重量％を越えＷ ： ＭＯ＝ Ｔｌ ： るとσ相やμ相などの有害相が生成してクリープ破断強
度を低下させるので、 ８．０〜１０．５重量％の範囲内とする。
０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１０．５
重量％を越えＷ ： ＭＯ＝ Ｔｌ ： るとσ相やμ相などの有害相が生成してクリープ破断強
度を低下させるので、 ８．０〜１０．５重量％の範囲内とする。
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、７．０重量％以上添加する必
要がある。しかし、９．０重量％を越えるとαＷが生成
し、強度が劣化するので、７．０〜９．０重量％の範囲
とする。
強化する。そのためには、７．０重量％以上添加する必
要がある。しかし、９．０重量％を越えるとαＷが生成
し、強度が劣化するので、７．０〜９．０重量％の範囲
とする。
Ｍｏは粒界に炭化物を析出させる作用
をする。その重量が１．５重量％未満では粒界に十分な
炭化物が析出しないため、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２．５重量
％を越えると、熱処理中に粒界に粗悪な炭化物が集積し
粒界強度を著しく弱めるので、１．５〜２，５重量％の
範囲内にする。
炭化物が析出しないため、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２．５重量
％を越えると、熱処理中に粒界に粗悪な炭化物が集積し
粒界強度を著しく弱めるので、１．５〜２，５重量％の
範囲内にする。
Ｔ１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Ｔａ ：
Ｃ：
増加させて強化する。そのためには、
０．５重量％以上が必要であるが、１．５１Ｅ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
、０．５〜１．５１！量％の範囲内とする。
えると、μ相を生じクリープ破断強度を低下させるので
、０．５〜１．５１！量％の範囲内とする。
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。
この作用を得るためには。
４．０重量％以上必要である。しかし、６．５重量％を
越えるとび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、４．０〜６．５重量％の範囲とする
。
越えるとび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、４．０〜６．５重量％の範囲とする
。
ＣはＭＣ型、ＭｔＳＣ＆型、Ｍ、Ｃ型の三種類の炭化物
を作って、主に合金の結晶の粒界を強化する作用を持っ
ている。
を作って、主に合金の結晶の粒界を強化する作用を持っ
ている。
その作用を得るには、Ｃは、０．００１重量％以上必要
である。しかし、その重量が０．１重量％を超えると、
２次再結晶の際に有害な炭化物が粒界にフィルム状に析
出するので、０．００１〜０．１１！量％の範囲内とす
る。
である。しかし、その重量が０．１重量％を超えると、
２次再結晶の際に有害な炭化物が粒界にフィルム状に析
出するので、０．００１〜０．１１！量％の範囲内とす
る。
Ｂ： 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
。そのためには、０．００１重量％以上必要であるが、
その量が０．０２重量％を超えると２次再結晶の際に、
粒成長を妨げる有害なほう化物が粒界にフィルム状に析
出するので、 ｏ、ｏｏｉ〜０．０２重量％の範囲内とする。
、クリープ破断強度と破断延びを増加させる作用をする
。そのためには、０．００１重量％以上必要であるが、
その量が０．０２重量％を超えると２次再結晶の際に、
粒成長を妨げる有害なほう化物が粒界にフィルム状に析
出するので、 ｏ、ｏｏｉ〜０．０２重量％の範囲内とする。
Ｚｒ： ＺｒはＢと同様に粒界強化の作用をする。そ
のためには、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、クリープ破断強度を低下させるので、 ０．０２〜０．２重量％の範囲内とする。
のためには、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、クリープ破断強度を低下させるので、 ０．０２〜０．２重量％の範囲内とする。
Ｙ、０．： 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させる。その量が０．５１
１量％未満では、その作用が十分でない、また、その量
が １．７重量％を超えると強度がかえって劣化するので、
０．５〜１．７重量％の範囲内とする。
ると高温クリープ強度を向上させる。その量が０．５１
１量％未満では、その作用が十分でない、また、その量
が １．７重量％を超えると強度がかえって劣化するので、
０．５〜１．７重量％の範囲内とする。
このような組成となるように、カルボニルＮｉ゜Ｃｏ、
Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの元素単体粉、Ｎｉ−ＡＪ 、Ｎ
ｉ −ＡＮ−ＴＩ、Ｎｉ−Ｚｒ。
Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの元素単体粉、Ｎｉ−ＡＪ 、Ｎ
ｉ −ＡＮ−ＴＩ、Ｎｉ−Ｚｒ。
Ｎｉ−Ｂの合金粉およびイツトリヤ微粉末を機械的に混
合して、複合粉末を製造する。この複合粉末を押出缶、
たとえば軟鋼缶に封入して成形する。
合して、複合粉末を製造する。この複合粉末を押出缶、
たとえば軟鋼缶に封入して成形する。
次に、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という〉］が、１
５以上になるとクリープ強度が高くなり、かつ、その短
軸系が０．１Ｂ以上の粗大再結晶組織を得るためには、
押出し条件及び帯域焼鈍条件が、適切であることが必要
である。
軸方向の結晶粒径の比（以下、ＧＡＲという〉］が、１
５以上になるとクリープ強度が高くなり、かつ、その短
軸系が０．１Ｂ以上の粗大再結晶組織を得るためには、
押出し条件及び帯域焼鈍条件が、適切であることが必要
である。
すなわち、押出し温度及び押出し比の成形条件は、帯域
焼鈍後の再結晶Ｎｉ織に影響を与える。押出し温度が９
５０℃未満では押出し加工ができず、押出づまりが生じ
る。しかし、押出し温度が１０６０℃を超えると、帯域
焼鈍後の再結晶組織のＧＡＲが１５より小さくなりクリ
ープ強度が低くなる。押出し温度は、９５０〜１０６０
℃の温度範囲とするのが好ましい。
焼鈍後の再結晶Ｎｉ織に影響を与える。押出し温度が９
５０℃未満では押出し加工ができず、押出づまりが生じ
る。しかし、押出し温度が１０６０℃を超えると、帯域
焼鈍後の再結晶組織のＧＡＲが１５より小さくなりクリ
ープ強度が低くなる。押出し温度は、９５０〜１０６０
℃の温度範囲とするのが好ましい。
また、押出比が１２より小さいと、押出し加工度が不足
して、良好な再結晶組織が得られず、ＧＡＲは１５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、加工度は十分であり、帯域焼鈍後の再結晶組織
のＧＡＲも１５以上となり、クリープ強度は大きくなる
。
して、良好な再結晶組織が得られず、ＧＡＲは１５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、加工度は十分であり、帯域焼鈍後の再結晶組織
のＧＡＲも１５以上となり、クリープ強度は大きくなる
。
また、帯域焼鈍熱処理においては、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。
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より低いと再結晶が起
らず、押出し加工組織が残り、クリープ強度が低くなる
。また、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。従って、成形材の最高温度が、成形材の硬度軟
化温度から固相線温度の範囲であると、短軸径が０．１
ｍ以上の押出し方向に伸びた再結晶粒を得ることができ
る。
らず、押出し加工組織が残り、クリープ強度が低くなる
。また、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。従って、成形材の最高温度が、成形材の硬度軟
化温度から固相線温度の範囲であると、短軸径が０．１
ｍ以上の押出し方向に伸びた再結晶粒を得ることができ
る。
また、成形材の温度勾配が高いほど結晶粒のＧＡＨの大
きい！Ｉ１ｍが得られるが、温度勾配が２００℃／ａｍ
より小さくなると、ＧＡＲが１５より小さい組織となり
、クリープ強度が低くなる。従って、その温度勾配は、
２００℃１０以上であることが好ましい。
きい！Ｉ１ｍが得られるが、温度勾配が２００℃／ａｍ
より小さくなると、ＧＡＲが１５より小さい組織となり
、クリープ強度が低くなる。従って、その温度勾配は、
２００℃１０以上であることが好ましい。
また、成形材の移動速度が１５０ｍ＋／ｈを超えると、
成形材の中心組織が再結晶を越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。
成形材の中心組織が再結晶を越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３０ ｍｒ ／ ｈより小さくなると
、結晶粒の短軸径は大きくなるものの、ＧＡＲが１５未
満となりクリープ強度は低くなる。従って、成形材の移
動速度は、３０〜１５０ｇ／ｈの範囲内とするのが好ま
しい。
、結晶粒の短軸径は大きくなるものの、ＧＡＲが１５未
満となりクリープ強度は低くなる。従って、成形材の移
動速度は、３０〜１５０ｇ／ｈの範囲内とするのが好ま
しい。
以上の条件のもとで押出し加工して、帯域焼鈍熱処理す
ると、ＧＡＲが１５以上と大きく、かつ短軸系が０．１
ｍ＋以上の押出方向に伸びた再結晶粒からなる組織を持
つイヅトリャ粒子分散型γ′相析出強化ニッゲル基耐熱
合金を製造することができる。
ると、ＧＡＲが１５以上と大きく、かつ短軸系が０．１
ｍ＋以上の押出方向に伸びた再結晶粒からなる組織を持
つイヅトリャ粒子分散型γ′相析出強化ニッゲル基耐熱
合金を製造することができる。
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、全会した後、マイクロビッカース硬度（Ｈｖ）
を測定したもので、焼鈍温度と硬度（Ｈｖ ）との関係
を示している。
焼鈍し、全会した後、マイクロビッカース硬度（Ｈｖ）
を測定したもので、焼鈍温度と硬度（Ｈｖ ）との関係
を示している。
以下、実施例を示してこの発明についてさらに詳しく説
明する。
明する。
（実施例）
３〜７μｍのカルボニルＮｉ粉、元素単体粉として一２
００メツシュのＣｒ粉、−３２５メツシユのＷ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｃｏ粉、および合金粉として一２００メツシュの
Ｎｉ−４６％Ａ１粉、Ｎｉ−２８％、Ａｌ粉、Ｔｉ−１
５％Ａｌ粉、Ｎｉ−３０％Ｚｒ粉、Ｎｉ−１４％Ｂ粉を
、２０ｎｌのＹ −Ｏｓを用いて、第１表に示したＴＭ
Ｏ−１０の組成になるように調合したくなお、第１表の
ＴＭＯ−２〈参考例〉は、特開昭６２−９９４３３号に
記載されたものである。）、これをＡｒ雰囲気中で５０
時間機械的に混合した。なお、ＣはカルボニールＮｉ粉
中に含まれており、機械的混合時のスチール球と原料粉
の重合比は５０１ｑｒ：３ｋｇとした。
００メツシュのＣｒ粉、−３２５メツシユのＷ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｃｏ粉、および合金粉として一２００メツシュの
Ｎｉ−４６％Ａ１粉、Ｎｉ−２８％、Ａｌ粉、Ｔｉ−１
５％Ａｌ粉、Ｎｉ−３０％Ｚｒ粉、Ｎｉ−１４％Ｂ粉を
、２０ｎｌのＹ −Ｏｓを用いて、第１表に示したＴＭ
Ｏ−１０の組成になるように調合したくなお、第１表の
ＴＭＯ−２〈参考例〉は、特開昭６２−９９４３３号に
記載されたものである。）、これをＡｒ雰囲気中で５０
時間機械的に混合した。なお、ＣはカルボニールＮｉ粉
中に含まれており、機械的混合時のスチール球と原料粉
の重合比は５０１ｑｒ：３ｋｇとした。
得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、４００℃、２Ｘ １
０−３０−３ａ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４００ｍ／ｓｅｃで押
出し成形した。この成形材を、水冷ジャケット付高周波
加熱炉で、最高温度を１２７０℃として１００１１ＩＩ
／ｈの速度で移動させた。その際の成形材の温度勾配は
、３００℃／Ｃ−１であった。再結晶粒の大きさは、０
．２〜０．５ ｍＸ数個で、ＧＡＲは２０以上であった
。
０−３０−３ａ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４００ｍ／ｓｅｃで押
出し成形した。この成形材を、水冷ジャケット付高周波
加熱炉で、最高温度を１２７０℃として１００１１ＩＩ
／ｈの速度で移動させた。その際の成形材の温度勾配は
、３００℃／Ｃ−１であった。再結晶粒の大きさは、０
．２〜０．５ ｍＸ数個で、ＧＡＲは２０以上であった
。
このようにして得られたイツトリヤ粒子分散型γ′相析
出強化ニッケル基耐熱合金を、１０５０℃ＸＯ，５ｈ
Ａ ｃ ＋ １０８０℃Ｘ４ｈＡｃ＋８７０℃Ｘ２０ｈ
Ａｃの溶体化熱処理後、第２表に示したクリープ試験を
行った。また、高温腐食試験の結果を第３表に示した。
出強化ニッケル基耐熱合金を、１０５０℃ＸＯ，５ｈ
Ａ ｃ ＋ １０８０℃Ｘ４ｈＡｃ＋８７０℃Ｘ２０ｈ
Ａｃの溶体化熱処理後、第２表に示したクリープ試験を
行った。また、高温腐食試験の結果を第３表に示した。
第
表
（合金のクリープ特性）
第
表
（高温腐食本）
空気中９００
℃混合塩
（７５％Ｎａｔ
Ｏ４
＋２５
％ＮａＣ１
）
第２表の実油例に示されているように、この発明の合金
のクリープ破断寿命は、特開昭６３−１１８０３８号公
報、特開昭６２−９９４３３号公報に記載されている合
金（参考例〉のクリープ破断寿命と同等か、それ以上の
値を示している。また、第１表に示したように、本発明
の合金は、クロムを増加し、タングステンを減じた結果
、合金の密度が減り、特に翼材に用いる場合には、その
強度を改善する。
のクリープ破断寿命は、特開昭６３−１１８０３８号公
報、特開昭６２−９９４３３号公報に記載されている合
金（参考例〉のクリープ破断寿命と同等か、それ以上の
値を示している。また、第１表に示したように、本発明
の合金は、クロムを増加し、タングステンを減じた結果
、合金の密度が減り、特に翼材に用いる場合には、その
強度を改善する。
さらに、第３表に示したように、この発明の合金は特開
昭６２−９９４３３号公報に記載された合金よりも、高
温腐蝕性が大幅に改善されている。
昭６２−９９４３３号公報に記載された合金よりも、高
温腐蝕性が大幅に改善されている。
（発明の効果〉
以上詳しく説明したように、この発明により、合金の成
分組成のＣｒとＷとのバランスを特定の割合として、さ
らに、特定の押出条件及び帯域焼鈍条件とすることによ
り、ＧＡＨの大きい再結晶組織をもつ合金を得ることが
できる。密度も小さく、高温腐食性も改善され、しかも
クリープ破断寿命の優れた合金を提供できる。
分組成のＣｒとＷとのバランスを特定の割合として、さ
らに、特定の押出条件及び帯域焼鈍条件とすることによ
り、ＧＡＨの大きい再結晶組織をもつ合金を得ることが
できる。密度も小さく、高温腐食性も改善され、しかも
クリープ破断寿命の優れた合金を提供できる。
第１図は、この発明の押出し成形材を所定の温度で１時
間焼鈍し、次いで空冷した後の成形材のマイクロビッカ
ース硬度（Ｈｖ）と焼鈍温度との関係を示した相関図で
ある。 出 願人 科学技術庁金属材料技術研究所長 新 居 和 嘉
間焼鈍し、次いで空冷した後の成形材のマイクロビッカ
ース硬度（Ｈｖ）と焼鈍温度との関係を示した相関図で
ある。 出 願人 科学技術庁金属材料技術研究所長 新 居 和 嘉
Claims (3)
- （１）組成が重量％で、 Ａｌ：３．５〜６．０ Ｃｏ：７．０〜１０．０ Ｃｒ：８．０〜１０．５ Ｔｉ：０．５〜１．５ Ｔａ：４．０〜６．５ Ｗ：７．０〜９．０ Ｍｏ：１．５〜２．５ Ｚｒ：０．０２〜０．２ Ｃ：０．００１〜０．１ Ｂ：０．０１〜０．０２ Ｙ＿２Ｏ＿３：０．５〜１．７ 残部：Ｎｉ からなる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。 - （２）結晶粒のＧＡＲが１５以上で、その短軸径が０．
１ｍｍ以上押出し方向に伸びた再結晶組織を有する押出
し成形後に熱処理してなる請求項（１）記載のニッケル
基耐熱合金。 - （３）カルボニルＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの
元素粉末、Ｎｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ａｌ−Ｔｉ、Ｎｉ−Ｚｒ
、Ｎｉ−Ｂの合金粉末、および Ｙ＿２Ｏ＿３微粉末を機械的に混合して複合粉末とし、
これを押出し成形した後に、硬度軟化温度から固相線温
度の範囲内の最高温度をもつ帯域焼鈍熱処理してなる請
求項（１）または（２）記載のニッケル基耐熱合金
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1179079A JPH0344438A (ja) | 1989-07-13 | 1989-07-13 | 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 |
| US07/552,821 US5100616A (en) | 1989-07-13 | 1990-07-12 | Gamma-prime precipitation hardening nickel-base yttria particle-dispersion strengthened superalloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1179079A JPH0344438A (ja) | 1989-07-13 | 1989-07-13 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0344438A true JPH0344438A (ja) | 1991-02-26 |
| JPH0413415B2 JPH0413415B2 (ja) | 1992-03-09 |
Family
ID=16059717
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1179079A Granted JPH0344438A (ja) | 1989-07-13 | 1989-07-13 | 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 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5100616A (ja) |
| JP (1) | JPH0344438A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5451244A (en) * | 1994-04-06 | 1995-09-19 | Special Metals Corporation | High strain rate deformation of nickel-base superalloy compact |
| 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 |
| US20170016091A1 (en) * | 2014-05-27 | 2017-01-19 | Questek Innovations Llc | Highly processable single crystal nickel alloys |
| US11821059B2 (en) | 2019-09-06 | 2023-11-21 | Proterial, Ltd. | Ni-based alloy, Ni-based alloy powder, Ni-based alloy member, and product including Ni-based alloy member |
| CN116287872B (zh) * | 2023-05-19 | 2023-08-04 | 北京煜鼎增材制造研究院股份有限公司 | 一种粒子强化的镍基高温合金及其增材制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6353232A (ja) * | 1986-08-25 | 1988-03-07 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 酸化物分散強化超耐熱合金 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4386976A (en) * | 1980-06-26 | 1983-06-07 | Inco Research & Development Center, Inc. | Dispersion-strengthened nickel-base alloy |
| JPS6299433A (ja) * | 1985-10-26 | 1987-05-08 | Natl Res Inst For Metals | 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 |
| US4781772A (en) * | 1988-02-22 | 1988-11-01 | Inco Alloys International, Inc. | ODS alloy having intermediate high temperature strength |
-
1989
- 1989-07-13 JP JP1179079A patent/JPH0344438A/ja active Granted
-
1990
- 1990-07-12 US US07/552,821 patent/US5100616A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6353232A (ja) * | 1986-08-25 | 1988-03-07 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 酸化物分散強化超耐熱合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0413415B2 (ja) | 1992-03-09 |
| US5100616A (en) | 1992-03-31 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |