JPH0413415B2

JPH0413415B2 -

Info

Publication number: JPH0413415B2
Application number: JP1179079A
Authority: JP
Inventors: Yozo Kawasaki; Katsuyuki Kusunoki; Shizuo Nakazawa; Michio Yamazaki
Original assignee: KAGAKU GIJUTSUCHO KINZOKU ZAIRYO GIJUTSU KENKYU SHOCHO
Current assignee: KAGAKU GIJUTSUCHO KINZOKU ZAIRYO GIJUTSU KENKYU SHOCHO
Priority date: 1989-07-13
Filing date: 1989-07-13
Publication date: 1992-03-09
Also published as: JPH0344438A; US5100616A

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
化ニツケル基耐熱合金に関するものである。さら
に詳しくは、この発明は、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
型のニツ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INCO社製）
合金がある。このMA−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cm／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、イツトリヤの微細粒子により分散強化されて
いる。このMA−6000合金の高領域でのクリープ
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つた。一
方、この発明の発明者らは、MA−6000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
化ニツ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4717435）。しかしながら、これらの
イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基合
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
題点があつた。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ツ
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′相析出強化ニツ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、 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：0.001〜0.02 Y₂O₃：0.5〜1.7 残部：Ni からなるイツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニツ
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0.1mm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上
記のニツ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、Ni−Al、Ni−Al
−Ti、Ni−Zr、Ni−Ｂの合金粉末及びY₂O₃微粉
末を機械的に混合して複合粉末とし、この複合粉
末を押出缶に封入して、押出し成形し、その成型
物を硬度軟化温度か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。このようなニツ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。 Al：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、3.5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、7.0〜10.0
重量％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：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。 Mo：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。ま
た、このMoについては、この発明の必須の成
分として、Mo＋Ｗ＋Ta＝14.5〜15.5重量％と
なるように添加するのが望ましい。 Ti：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する。
そのためには、0.5重量％以上が必要であるが、
1.5重量％を越えると、μ相を生じたクリープ
破断強度を低下させるので、0.5〜1.5重量％の
範囲内とする。 Ta：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、4.0〜6.5重量％の範囲とする。Ｃ：ＣはMC型、M₂₃C₆型、M₆C型の三種類の炭
化物を作つて、主に合金の結晶の粒界を強化す
る作用を持つている。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イルム状に析出す
るので、0.001〜0.1重量％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
う化物が粒界にフイルム状に析出するので、
0.001〜0.02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。 Y₂O₃：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
0.5重量％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
えつて劣化するので、0.5〜1.7重量％の範囲内
とする。以上の成分組成とすることによりこの発明のイ
ツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱
合金が実現されるが、この場合のγ′相の割合は、
通常は45〜75容量％となる。このような組成のこの発明の合金を製造するた
めには、まず、カルボニルNi、Co、Cr、Ta、
Ｗ、Moの元素単体粉、Ni−Al、Ni−Al−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。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、15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0.1mm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組織に影響を与える。押
出し温度が950℃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。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。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。従つて、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0.1mm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
GARの大きい組織が得られるが、温度勾配が200
℃／cm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。従つて、
その温度勾配は、200℃／cm以上であることが好
ましい。また、成形材の移動速度が150mm／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。また、その速度が30mm／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。従つて、成形材の移動速度は、30〜150mm／
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0.1mm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、空令した後、マイクロビツカー
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。（実施例）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、および合金粉として−200メツ
シユのNi−46％Al粉、Ni−28％、Al粉、Ti−15
％Al粉、Ni−30％Zr粉、Ni−14％Ｂ粉を、20n
ｍのY₂O₃を用いて、第１表に示したTMO−10の
組成になるように調合した（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50Kg：３Kgとした。得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、400℃、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1270℃として
100mm／ｈの速度で移動させた。その際の成形材
の温度勾配は、300℃／cmであつた。再結晶粒の
大きさは、0.2〜0.5mm×数cmで、GARは20以上で
あつた。また、この合金（TMO−10）のγ′相の
割合は55容量％であつた。このようにして得られたイツトリヤ粒子分散型
γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金を、1050℃×
0.5hAc＋1080℃×4hAc＋870℃×20hAcの溶体化
熱処理後、第２表に示したクリープ試験を行つ
た。また、高温腐食試験の結果を第３表に示し
た。

【表】

【表】第２表の実施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。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。（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、GAR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。

【図面の簡単な説明】

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
マイクロビツカース硬度（Hv）と焼鈍温度との
関係を示した相関図である。

Claims

【特許請求の範囲】１合金の組成が重量％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：0.001〜0.02 Y₂O₃：0.5〜1.7 残部：Ni からなるイツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニツ
ケル基耐熱合金。２結晶粒のGARが15以上で、その短軸径が0.1
mm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記載のニツ
ケル基耐熱合金。