JPH0441641A - 金型用ニッケル基超耐熱合金 - Google Patents
金型用ニッケル基超耐熱合金Info
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- JPH0441641A JPH0441641A JP14931290A JP14931290A JPH0441641A JP H0441641 A JPH0441641 A JP H0441641A JP 14931290 A JP14931290 A JP 14931290A JP 14931290 A JP14931290 A JP 14931290A JP H0441641 A JPH0441641 A JP H0441641A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は金型用ニッケル基超耐熱合金に関し、さらに詳
しくは、高温に加熱された金型において鍛造を行なう超
耐熱合金の恒温鍛造等に使用することが可能な金型用ニ
ッケル基超耐熱合金に関するものである。
しくは、高温に加熱された金型において鍛造を行なう超
耐熱合金の恒温鍛造等に使用することが可能な金型用ニ
ッケル基超耐熱合金に関するものである。
[従来技術]
従来から、1000℃以上の温度において使用される恒
温鍛造用の金型の材料としては、Mo基合金(TZM)
が用いられてきている。
温鍛造用の金型の材料としては、Mo基合金(TZM)
が用いられてきている。
しかし、このMo基合金は耐酸化性が劣っているので、
真空または不活性ガス中で鍛造を行なう必要がある。
真空または不活性ガス中で鍛造を行なう必要がある。
従って、恒温鍛造を行なうための設備が複雑となり、作
業性が悪く、かつ、設備費が高いという問題があった。
業性が悪く、かつ、設備費が高いという問題があった。
しかして、−船釣には超耐熱合金は耐酸化性が良好であ
るので、大気中においても使用することは可能であるが
、1000℃以上の温度においては、高温圧縮強度が不
足するため、恒温鍛造用の金型材料としては、1000
℃以下の温度で使用しなければならないという問題があ
る。
るので、大気中においても使用することは可能であるが
、1000℃以上の温度においては、高温圧縮強度が不
足するため、恒温鍛造用の金型材料としては、1000
℃以下の温度で使用しなければならないという問題があ
る。
[発明が解決しようとする課題]
本発明は上記に説明したように、従来において使用され
てきている高温度で使用される恒温鍛造用金型の材料と
しての、超耐熱合金の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研
究を行ない、検討を重ねた結果、耐酸化性および高温圧
縮強度に優れており、1000〜1150℃の温度にお
いても、また、大気中においても使用することが可能な
恒温鍛造用の金型材料として、金型用ニッケル基超耐熱
合金を開発したのである。
てきている高温度で使用される恒温鍛造用金型の材料と
しての、超耐熱合金の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研
究を行ない、検討を重ねた結果、耐酸化性および高温圧
縮強度に優れており、1000〜1150℃の温度にお
いても、また、大気中においても使用することが可能な
恒温鍛造用の金型材料として、金型用ニッケル基超耐熱
合金を開発したのである。
[問題点を解決するための手段]
本発明に係る金型用ニッケル基超耐熱合金は、(1)
A13.0〜g、5wt%、Ti 1.7〜4.8wt
%、Nb 0.87〜2.5wt% の内から選択された1種または2種以上を含有し、また
、 Mo 13〜25.Owt%、W 6.7〜13wt%
の内から選択された1種または2種 を含有し、さらに、 Zr 0.01〜0.5wt%、Mn 0.04〜0.
04〜0.2wt%、S i 0.04〜2.5wt% を含有し、かつ、体積%で、 γ相30〜88%、γ′12〜60%、α相25〜11
% の相を有し、残部実質的にNiからなることを特徴とす
る金型用ニッケル基超耐熱合金を第1の発明とし、 (2)Al 3.0〜B、5wt%、Ti 1.7〜4
.8wt%、N b 0.8?−2,5wt% の内から選択された1種または2種以上を含有し、また
、 Mo 13〜25.Owt%、W 6.7〜13wt%
の内から選択された1種または2種 を含有し、さらに、 Zr 0.01〜0.5wL%、Mn 0.04〜0.
04〜0.2wt%、Si0.04〜2.5wt% を含有し、および、 +−[0,03〜2wt%、Ta 0.3〜3wt%、
Cr 3−10wt% の1種または2種以上 を含有し、かつ、体積%で、 γ相30〜88%、γ′12〜60%、α相25〜11
% の相を有し、残部実質的にNiからなることを特徴とす
る金型用ニッケル基超耐熱合金を第2の発明とする2つ
の発明よりなるものである。
A13.0〜g、5wt%、Ti 1.7〜4.8wt
%、Nb 0.87〜2.5wt% の内から選択された1種または2種以上を含有し、また
、 Mo 13〜25.Owt%、W 6.7〜13wt%
の内から選択された1種または2種 を含有し、さらに、 Zr 0.01〜0.5wt%、Mn 0.04〜0.
04〜0.2wt%、S i 0.04〜2.5wt% を含有し、かつ、体積%で、 γ相30〜88%、γ′12〜60%、α相25〜11
% の相を有し、残部実質的にNiからなることを特徴とす
る金型用ニッケル基超耐熱合金を第1の発明とし、 (2)Al 3.0〜B、5wt%、Ti 1.7〜4
.8wt%、N b 0.8?−2,5wt% の内から選択された1種または2種以上を含有し、また
、 Mo 13〜25.Owt%、W 6.7〜13wt%
の内から選択された1種または2種 を含有し、さらに、 Zr 0.01〜0.5wL%、Mn 0.04〜0.
04〜0.2wt%、Si0.04〜2.5wt% を含有し、および、 +−[0,03〜2wt%、Ta 0.3〜3wt%、
Cr 3−10wt% の1種または2種以上 を含有し、かつ、体積%で、 γ相30〜88%、γ′12〜60%、α相25〜11
% の相を有し、残部実質的にNiからなることを特徴とす
る金型用ニッケル基超耐熱合金を第2の発明とする2つ
の発明よりなるものである。
本発明に係る金型用ニッケル基超耐熱合金について、以
下詳細に説明する。
下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る金型用ニッケル基超耐熱合金の含有
成分および成分割合について説明する。
成分および成分割合について説明する。
A1は高温強度を付与するγ′相(N13Al)を形成
して強度を上昇さU、さらに、合金表面に緻密なA1.
03の皮膜を形成して、800℃以上の高温耐酸化性を
著しく向上させる元素であり、含有量か3.0wt5未
満では耐酸化性を向上させるAl5Os皮膜の形成が少
な(、また、8.5wt%を越えて含有させるとγ′相
が過剰に形成され、さらに、β相(NiAl)が粗大化
し、共晶が品出して合金の圧縮変形応力が低下し、かつ
、鋳造性を悪化させる。よって、AI含有量は3.0〜
8.5wt%とする。
して強度を上昇さU、さらに、合金表面に緻密なA1.
03の皮膜を形成して、800℃以上の高温耐酸化性を
著しく向上させる元素であり、含有量か3.0wt5未
満では耐酸化性を向上させるAl5Os皮膜の形成が少
な(、また、8.5wt%を越えて含有させるとγ′相
が過剰に形成され、さらに、β相(NiAl)が粗大化
し、共晶が品出して合金の圧縮変形応力が低下し、かつ
、鋳造性を悪化させる。よって、AI含有量は3.0〜
8.5wt%とする。
また、γ′相はAIと同様にTi、Nbを含有させるこ
とによっても強化することができるため、AI含有量の
一部または全部をTi、Nbと置換することにより高温
強度を増加させることができ、Ti含有量は17〜4.
8wt%、Nb含有量は0.87〜2.5wt%とする
。そして、Ti含有量が1.7wt%未満、Nb含有量
が0.87wt%未満ではγ′相強化の効果は少なく、
また、Ti含有量が4.8wt%、Nb含有12.5w
t%を越えて含有させるとγ′相が過剰に形成されたり
、β相が粗大化するという悶死大がある。よって、Ti
含有量は1.7〜4.8wL%、Nb含有量は0.87
〜2,5wt%とする。
とによっても強化することができるため、AI含有量の
一部または全部をTi、Nbと置換することにより高温
強度を増加させることができ、Ti含有量は17〜4.
8wt%、Nb含有量は0.87〜2.5wt%とする
。そして、Ti含有量が1.7wt%未満、Nb含有量
が0.87wt%未満ではγ′相強化の効果は少なく、
また、Ti含有量が4.8wt%、Nb含有12.5w
t%を越えて含有させるとγ′相が過剰に形成されたり
、β相が粗大化するという悶死大がある。よって、Ti
含有量は1.7〜4.8wL%、Nb含有量は0.87
〜2,5wt%とする。
Mo5Wは母相のγ相を固溶強化すると同時に、Moも
しくはWが富化しているα相を形成し、高温強度を高く
する元素である。即ち、γ′相は950℃以上の温度に
おいて軟化し、この軟化後の高温強度を維持するために
は、高融点金属のMoもしくはWが富化しているα相を
体積率2.5〜11%を分散させなけばならなない。そ
して、α相の体積率が2.5%未満では高温強度が低下
してしまい、また、11%を越えるとα相が粗大な共晶
が晶出して合金の圧縮変形応力が低下する。
しくはWが富化しているα相を形成し、高温強度を高く
する元素である。即ち、γ′相は950℃以上の温度に
おいて軟化し、この軟化後の高温強度を維持するために
は、高融点金属のMoもしくはWが富化しているα相を
体積率2.5〜11%を分散させなけばならなない。そ
して、α相の体積率が2.5%未満では高温強度が低下
してしまい、また、11%を越えるとα相が粗大な共晶
が晶出して合金の圧縮変形応力が低下する。
従って、α相は体積率で2.5〜11%とするためには
、Mo含有量は13〜25.Owt%とするか、Mo含
有量の一部または全部を6.7〜l 3wt%のWと置
換する。そして、Mo、Wが共にこの範囲外では上記に
説明した体積率のα相を得ることができない。
、Mo含有量は13〜25.Owt%とするか、Mo含
有量の一部または全部を6.7〜l 3wt%のWと置
換する。そして、Mo、Wが共にこの範囲外では上記に
説明した体積率のα相を得ることができない。
なお、AIをTi5Nbと、また、MOをWと置換する
場合、置換する元素の含有量をAIやMOと等原子%と
すれば、γ′相やα相の体積率を所望の範囲にし易いの
である。
場合、置換する元素の含有量をAIやMOと等原子%と
すれば、γ′相やα相の体積率を所望の範囲にし易いの
である。
Zrは合金表面に形成されるAI、03皮膜の密着性を
改善し、高温耐酸化性を著しく向上させる元素であり、
含有量が0.01wt%未満では耐酸化性の向上効果は
少なく、また、0.5wt%を越えて含有させると融点
が低下する。よって、Zr含有量は0.01〜0.5w
t%とする。
改善し、高温耐酸化性を著しく向上させる元素であり、
含有量が0.01wt%未満では耐酸化性の向上効果は
少なく、また、0.5wt%を越えて含有させると融点
が低下する。よって、Zr含有量は0.01〜0.5w
t%とする。
Mnは脱酸効果を有する元素であり、含有量が0.04
wt%未満ではこの効果は少なく、また、0.2W[%
を越えて含有させると耐酸化性が劣化する。
wt%未満ではこの効果は少なく、また、0.2W[%
を越えて含有させると耐酸化性が劣化する。
よって、Mn含有最は0.04〜0.04〜0.2wt
%とする。
%とする。
Siは耐酸化性および鋳造性を改善し、かつ、溶湯を脱
酸する効果を有する元素であり、含有量が0,04wt
%未満では耐酸化性向上効果は少なく、また、2.5w
t%を越えて含有させると靭性が低下する。よって、S
i含有量は0.04〜2.5wt%とする。
酸する効果を有する元素であり、含有量が0,04wt
%未満では耐酸化性向上効果は少なく、また、2.5w
t%を越えて含有させると靭性が低下する。よって、S
i含有量は0.04〜2.5wt%とする。
Hfは合金表面にA l t O3皮膜を形成する際に
、高温耐酸化性を著しく向上させる元素であり、含有量
が0.03wt%未満では耐酸化性の向上効果は少なく
、また、2を越えて含有させると合金の融点が低下する
。よって、Hf含有量は0.03〜04〜0.2wt%
とする。
、高温耐酸化性を著しく向上させる元素であり、含有量
が0.03wt%未満では耐酸化性の向上効果は少なく
、また、2を越えて含有させると合金の融点が低下する
。よって、Hf含有量は0.03〜04〜0.2wt%
とする。
Taは高温耐酸化性を改善する元素であり、含有量が0
JvL%未満ではこのような効果は少なく、また、3w
t%を越えて含有させると高温強度が低下する。よって
、Ta含有量は0.3〜3wt%とする。
JvL%未満ではこのような効果は少なく、また、3w
t%を越えて含有させると高温強度が低下する。よって
、Ta含有量は0.3〜3wt%とする。
Crは耐酸化性および延性を改善する元素であり、3w
t%未満ではこのような効果はなく、また、10wt%
を越えて含有させるとγ相が析出し、延性が低下する。
t%未満ではこのような効果はなく、また、10wt%
を越えて含有させるとγ相が析出し、延性が低下する。
よって、Cr含有量は3〜l0wt%とする。
次に、γ相、γ′相およびα相からなる組織の、各相の
体積%について説明する。
体積%について説明する。
即ち、従来のニッケル基超耐熱合金においては、γ相お
よびγ′相からなる組織であり、γ′相は950°C以
」二の温度において軟化する問題かあるか、本発明に係
る金型用ニッケル基超耐熱合金においては、このような
問題を解消するために、γ母相中にγ′相およびα相の
二相を形成させるのであり、そして、この各相は体積%
でγ相は30〜88%、γ′相は12〜60%、α相は
25〜11%とすることにより、優れた高温強度が得ら
れる。
よびγ′相からなる組織であり、γ′相は950°C以
」二の温度において軟化する問題かあるか、本発明に係
る金型用ニッケル基超耐熱合金においては、このような
問題を解消するために、γ母相中にγ′相およびα相の
二相を形成させるのであり、そして、この各相は体積%
でγ相は30〜88%、γ′相は12〜60%、α相は
25〜11%とすることにより、優れた高温強度が得ら
れる。
しかして、γ′相およびα相はそれぞれ単独では変形応
力が高いので、γ′相は12%維以上の体積%とし、α
相は2.5%以上の体積率とする必要があり、また、γ
′相の体積%60%、α相の体積率11%をそれぞれ越
える体積%であると、粗大な共晶が晶出して強度が低下
する。そして、γ相の体積%は、γ′相およびα相との
関連において30〜80%とする。
力が高いので、γ′相は12%維以上の体積%とし、α
相は2.5%以上の体積率とする必要があり、また、γ
′相の体積%60%、α相の体積率11%をそれぞれ越
える体積%であると、粗大な共晶が晶出して強度が低下
する。そして、γ相の体積%は、γ′相およびα相との
関連において30〜80%とする。
[実 施 例]
本発明に係る金型用ニッケル基超耐熱合金の実施例を比
較例と共に説明する。
較例と共に説明する。
実施例
第1表に示す含有成分および成分割合の各種ニッケル合
金を、常法により溶解後、鋳造した。
金を、常法により溶解後、鋳造した。
この鋳造した各種合金を、温度1050℃および115
0℃において高温引張試験を行なった。
0℃において高温引張試験を行なった。
また、1200℃の温度に1時間保持後、強制空冷をl
Oサイクル繰り返す耐酸化試験を行ない、腐蝕減量を測
定することにより、耐酸化性を評価した。
Oサイクル繰り返す耐酸化試験を行ない、腐蝕減量を測
定することにより、耐酸化性を評価した。
第2表から以下説明することがわかった。
従来材No、 1 (耐熱鋼)、No、2(Ni基超超
耐熱合金、No、3TZM、No、4および比較材N0
06〜No、I7は何れも高温強度、延性、耐酸化性、
融点に問題がある。
耐熱合金、No、3TZM、No、4および比較材N0
06〜No、I7は何れも高温強度、延性、耐酸化性、
融点に問題がある。
即ち、従来材No、lはCO系耐熱鋼であるが、高温強
度が不足しており、また、従来材N002は航空機エン
ジンの材料として優れているγ−γ相の2相組織を有し
ているNi基超超耐熱合金あるが、1050℃のような
高温度においては強度が低下している。
度が不足しており、また、従来材N002は航空機エン
ジンの材料として優れているγ−γ相の2相組織を有し
ているNi基超超耐熱合金あるが、1050℃のような
高温度においては強度が低下している。
従来材No、3はMo基合金でTZMであるが、耐酸化
性に問題がある。
性に問題がある。
従来材N014、従来材N015はZrが含有されてい
ないので、粒界強度に問題があり、延性が低い。
ないので、粒界強度に問題があり、延性が低い。
比較材No、6はSiの含有量が低いので、耐酸化性に
問題がある。
問題がある。
比較材N007はZr含有量が過剰であるために、融点
が1225℃に低下している。
が1225℃に低下している。
比較材No、8はZr含有量が低いため、耐酸化性、延
性が低い。
性が低い。
比較材No、9はZr含有量が過剰であるために、融点
が1225℃に低下している。
が1225℃に低下している。
比較材No、 I OはHfの含有量が過剰であるため
、融点が低下している。
、融点が低下している。
比較材No、IIはTaの含有量が過剰であるために、
強度が低下している。
強度が低下している。
比較材No、 I 2はCrの含有量が過剰であるので
、延性が低下している。
、延性が低下している。
比較材No、 13はMoの含有量が不足しているので
、強度が不足している。
、強度が不足している。
比較材No、 + 4はMoの含有量が過剰であるので
、延性が低下している。
、延性が低下している。
比較材No、 l 5はAIの含有量が少ないので、強
度が不足している。
度が不足している。
比較材No、]6はAIの含有量が過剰であるために、
延性が低下している。
延性が低下している。
比較材No、 17はWの含有量が過剰であるために、
延性が低下している。
延性が低下している。
しかし、本発明に係る金型用ニッケル基超耐熱合金のN
o、 I 8〜24は、第2表に示しであるように、強
度、延性、耐酸化性に優れており、高温鍛造金型用ニッ
ケル基超耐熱合金として高性能を示している。
o、 I 8〜24は、第2表に示しであるように、強
度、延性、耐酸化性に優れており、高温鍛造金型用ニッ
ケル基超耐熱合金として高性能を示している。
[発明の効果]
以上説明したように、本発明に係る金型用ニッケル基超
耐熱合金は上記の構成を有しているものであるから、強
度、延性、および耐酸化性にも優れており、さらに、1
000℃以上の温度における高温強度にも優れており、
高温における鍛造に使用する金型材料として高性能を有
するものである。
耐熱合金は上記の構成を有しているものであるから、強
度、延性、および耐酸化性にも優れており、さらに、1
000℃以上の温度における高温強度にも優れており、
高温における鍛造に使用する金型材料として高性能を有
するものである。
Claims (2)
- (1)A13.0〜8.5wt%、Ti1.7〜4.8
wt%、Nb0.87〜2.5wt% の内から選択された1種または2種以上 を含有し、また、 Mo13〜25.0wt%、W6.7〜13wt%の内
から選択された1種または2種 を含有し、さらに、 Zr0.01〜0.5wt%、Mn0.04〜0.2w
t%、Si0.04〜2.5wt% を含有し、かつ、体積%で、 γ相30〜88%、γ′12〜60%、 α相2.5〜11% の相を有し、残部実質的にNiからなることを特徴とす
る金型用ニッケル基超耐熱合金。 - (2)Al3.0〜8.5wt%、Ti1.7〜4.8
wt%、Nb0.87〜2.5wt% の内から選択された1種または2種以上 を含有し、また、 Mo13〜25.0wt%、W6.7〜13wt%の内
から選択された1種または2種 を含有し、さらに、 Zr0.01〜0.5wt%、Mn0.04〜0.2w
t%、Si0.04〜2.5wt% を含有し、および、 Hf0.03〜2wt%、Ta0.3〜3wt%、Cr
3〜10wt% の1種または2種以上 を含有し、かつ、体積%で、 γ相30〜88%、γ′12〜60%、 α相2.5〜11% の相を有し、残部実質的にNiからなることを特徴とす
る金型用ニッケル基超耐熱合金。
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JP14931290A JPH0441641A (ja) | 1990-06-07 | 1990-06-07 | 金型用ニッケル基超耐熱合金 |
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