JPH0627297B2 - 酸化物分散超合金およびその製造方法 - Google Patents
酸化物分散超合金およびその製造方法Info
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- JPH0627297B2 JPH0627297B2 JP1500885A JP1500885A JPH0627297B2 JP H0627297 B2 JPH0627297 B2 JP H0627297B2 JP 1500885 A JP1500885 A JP 1500885A JP 1500885 A JP1500885 A JP 1500885A JP H0627297 B2 JPH0627297 B2 JP H0627297B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は、ジェットエンジンあるいはガスタービン等に
用いられるような高温構造部材に適する酸化物分散超合
金複合材及びその製造方法に関する。
用いられるような高温構造部材に適する酸化物分散超合
金複合材及びその製造方法に関する。
従来の鋳造型超合金に比較して、Inco社の発明である機
械的合金化法による酸化物分散超合金（特開昭47-42507
号、特開昭49-49823号、特開昭49-49824号）は、９００
℃以上の高温での強度が優れている。これは高温でも安
定で、基質中に溶け込んだり互いに凝集して粗大化しな
いような酸化物微粒子が、微細均一に分散しているため
に、塑性変形しにくくなっていることに起因する。たと
えばInco社で開発された酸化物分散超合金（以下ODS 合
金と略記）のなかで最強のMA6000（商品名）の場合、１
０９３℃における１００時間クリープ破断強度は１３８
ＭＰa であり、一方向凝固MarM・200+Hf（商品名）のそ
れ６９MPa および鋳造合金では最強のIN 100（商品名）
のそれ６２MPａに比べ、極めて強力である。ただし、こ
のクリープ破断試験は、高温での静的な荷重試験であっ
て、実際にガスタービンブレード等の高温構造部材に適
用する場合には、この試験結果のみでは不充分である。
なぜならこの高温構造部材はタービンの起動停止、負荷
変動時の応力および温度変動等複雑な環境に置かれるか
らである。
械的合金化法による酸化物分散超合金（特開昭47-42507
号、特開昭49-49823号、特開昭49-49824号）は、９００
℃以上の高温での強度が優れている。これは高温でも安
定で、基質中に溶け込んだり互いに凝集して粗大化しな
いような酸化物微粒子が、微細均一に分散しているため
に、塑性変形しにくくなっていることに起因する。たと
えばInco社で開発された酸化物分散超合金（以下ODS 合
金と略記）のなかで最強のMA6000（商品名）の場合、１
０９３℃における１００時間クリープ破断強度は１３８
ＭＰa であり、一方向凝固MarM・200+Hf（商品名）のそ
れ６９MPa および鋳造合金では最強のIN 100（商品名）
のそれ６２MPａに比べ、極めて強力である。ただし、こ
のクリープ破断試験は、高温での静的な荷重試験であっ
て、実際にガスタービンブレード等の高温構造部材に適
用する場合には、この試験結果のみでは不充分である。
なぜならこの高温構造部材はタービンの起動停止、負荷
変動時の応力および温度変動等複雑な環境に置かれるか
らである。
このような考えから、本発明者らはODS 合金の機械的性
質をいろいろな角度から調査してきた結果、ODS 合金は
延性に乏しく、厳しい応力変動、温度変動が加わると、
ボイドあるいはクラックが発生した後、短い時間で破壊
に至るため、寿命の点では充分でないことが判明した。
すなわち、強度を向上させたため、延性が低下している
ことが、従来のODS 合金の本質的な欠点であることがわ
かった。
質をいろいろな角度から調査してきた結果、ODS 合金は
延性に乏しく、厳しい応力変動、温度変動が加わると、
ボイドあるいはクラックが発生した後、短い時間で破壊
に至るため、寿命の点では充分でないことが判明した。
すなわち、強度を向上させたため、延性が低下している
ことが、従来のODS 合金の本質的な欠点であることがわ
かった。
本発明の目的は、高温で極めて強度の大きな従来のODS
合金の特性を生かし、その本質的な従来の欠点である延
性不足を改善した新しい構造のODS 合金及びその製造方
法を提供することにある。
合金の特性を生かし、その本質的な従来の欠点である延
性不足を改善した新しい構造のODS 合金及びその製造方
法を提供することにある。
本発明者らは特に９００℃以上の高温での強度に優れ、
かつ室温から高温までの延性も十分であるような構造の
新しいODS （酸化物分散超合金）を発明した。
かつ室温から高温までの延性も十分であるような構造の
新しいODS （酸化物分散超合金）を発明した。
すなわち本発明の酸化物分散超合金は第１相と第２相と
からなり、第１相はニッケル、コバルトおよび鉄の少な
くとも１つの基本成分とする合金基質中に耐熱性酸化物
微粒子が０．８〜５．０vol% 均一に分散した金属−酸
化物複合合金からなり、第２相は前記第１相と同一の合
金基質中に耐熱性酸化物微粒子が０〜0.5vol％均一に分
散した金属−酸化物複合合金からなり、該第２相は第１
相中に針状に一方向に伸長しており、かつその割合は２
〜５０vol％である。
からなり、第１相はニッケル、コバルトおよび鉄の少な
くとも１つの基本成分とする合金基質中に耐熱性酸化物
微粒子が０．８〜５．０vol% 均一に分散した金属−酸
化物複合合金からなり、第２相は前記第１相と同一の合
金基質中に耐熱性酸化物微粒子が０〜0.5vol％均一に分
散した金属−酸化物複合合金からなり、該第２相は第１
相中に針状に一方向に伸長しており、かつその割合は２
〜５０vol％である。
本発明者らは前記本発明の目的を達成するために、Ni基
超合金中に各種の酸化物微粒子を分散させ、その種類、
粒子径および分散密度と機械的強度、延性の関係を調べ
た結果、以下のことがわかった。
超合金中に各種の酸化物微粒子を分散させ、その種類、
粒子径および分散密度と機械的強度、延性の関係を調べ
た結果、以下のことがわかった。
(1)分散させる酸化物の種類としては、室温での生成自
由エネルギーが−１００kcal/mol 以下のものが好まし
い。なぜなら、室温での生成自由エネルギが−１００kc
al/mol以上の物質は、1000℃以上の高温で放置すると凝
集粗大化が進行し、強度に寄与しなくなるからである。
従って、分散させる酸化物としては、Al2O3（室温での
生成自由エネルギー３８０kcal/mol）、Y2O3（−435kca
l/mol）、La2O3（−４２０kcal/mol ）、ThO２（−２８
０kcal/mol ）、BeO（−１３６kcal/mol ）等が用いら
れるのがよい。
由エネルギーが−１００kcal/mol 以下のものが好まし
い。なぜなら、室温での生成自由エネルギが−１００kc
al/mol以上の物質は、1000℃以上の高温で放置すると凝
集粗大化が進行し、強度に寄与しなくなるからである。
従って、分散させる酸化物としては、Al2O3（室温での
生成自由エネルギー３８０kcal/mol）、Y2O3（−435kca
l/mol）、La2O3（−４２０kcal/mol ）、ThO２（−２８
０kcal/mol ）、BeO（−１３６kcal/mol ）等が用いら
れるのがよい。
(2)分散させる酸化物微粒子の径は１０００Å以下が好
ましく、これ以上では酸化物添加による強度向上の効果
が少ない。
ましく、これ以上では酸化物添加による強度向上の効果
が少ない。
(3)酸化物微粒子径が５０〜１０００Åの範囲では、分
散密度（合金中の上記微粒子の体積率）が１．５〜３．
０ vol% のとき、強度がピークとなる。第３図に酸化物
分散Ni基合金中の粒子径４００Åの酸化物微粒子分散密
度とクリープ破断強度（９８０℃、１００時間）との関
係を示す。第３図において分散密度が１．５〜３．０ v
ol% のとき、強度がピークとなる。
散密度（合金中の上記微粒子の体積率）が１．５〜３．
０ vol% のとき、強度がピークとなる。第３図に酸化物
分散Ni基合金中の粒子径４００Åの酸化物微粒子分散密
度とクリープ破断強度（９８０℃、１００時間）との関
係を示す。第３図において分散密度が１．５〜３．０ v
ol% のとき、強度がピークとなる。
(4)酸化物微粒子の分散密度をゼロから増加させてゆく
と、延性の尺度である室温及び高温引張試験及びクリー
プラプチャ試験の伸び量は減少してゆく。第４図に酸化
物分散Ni基合金の粒子径４００Åの酸化物微粒子の分散
密度と室温での引張伸びとの関係を示す。第４図におい
て分散密度が増加すると引張伸びが小さくなっている。
と、延性の尺度である室温及び高温引張試験及びクリー
プラプチャ試験の伸び量は減少してゆく。第４図に酸化
物分散Ni基合金の粒子径４００Åの酸化物微粒子の分散
密度と室温での引張伸びとの関係を示す。第４図におい
て分散密度が増加すると引張伸びが小さくなっている。
上記の知見を考慮して本発明はなされたものである。本
発明による新規な酸化物分散超合金は、酸化物分散密度
が0.8 〜5.0 vol ％であって強度を受持つ第１の相と、
酸化物を含まないか、あるいは酸化物分散密度が０．５
vol％以下であって延性を受持つ第２の相との複合構造
である。この酸化物分散密度の限界値は第２の相の体積
率（後述）と関連あるが、第１相において０．８vol%
以下では強度向上の効果が少なく、第２相において０．
５vol% 以上では延性向上の効果が少ない。これらの酸
化物は、室温での生成自由エネルギが−100kcal/mol 以
下であることが好ましく、例えばAl2O3，Y2O3，La2O3，
ThO2，BeO等が用いられる。両相の存在状態は、第１相
中に第２相が針状（繊維状）に一方向に伸長した構造を
なしている。この針状の長径と短径の比は１０：１〜50
0：１であることが好ましい。
発明による新規な酸化物分散超合金は、酸化物分散密度
が0.8 〜5.0 vol ％であって強度を受持つ第１の相と、
酸化物を含まないか、あるいは酸化物分散密度が０．５
vol％以下であって延性を受持つ第２の相との複合構造
である。この酸化物分散密度の限界値は第２の相の体積
率（後述）と関連あるが、第１相において０．８vol%
以下では強度向上の効果が少なく、第２相において０．
５vol% 以上では延性向上の効果が少ない。これらの酸
化物は、室温での生成自由エネルギが−100kcal/mol 以
下であることが好ましく、例えばAl2O3，Y2O3，La2O3，
ThO2，BeO等が用いられる。両相の存在状態は、第１相
中に第２相が針状（繊維状）に一方向に伸長した構造を
なしている。この針状の長径と短径の比は１０：１〜50
0：１であることが好ましい。
第１相と第２相の体積率について述べると、複合材料の
強度は一般に、いわゆる複合則に従う。すなわち複合材
の強度σCは次式で与えられる。
強度は一般に、いわゆる複合則に従う。すなわち複合材
の強度σCは次式で与えられる。
σＣ＝σAVA＋σBVB …(1) ここでσＡ，σＢはそれぞれの構成相の強度、VA，VBは
その体積率でVB＝１−VAである。本発明においても、
VA，VBを何点か選んで複合材の強度を調べたところ(1)
式に従がうことが明らかとなった。ところで、延性に関
しては、(1)式の形には従がわず、第２相の体積率を増
加させてゆくと、２vol%程度から急激に延性が改善され
ることがわかった。従って、このカーブと(1)式から、
材料の設計値（強度、延性）に合わせて複合材を製造す
ることができる。第２相の体積率は延性改善のため２vo
l% 以上がよい。また５０vol% 以上にした場合は複合材
の延性が良好な割に強度が十分でないので、第２相の体
積率は２〜５０vol% とする。
その体積率でVB＝１−VAである。本発明においても、
VA，VBを何点か選んで複合材の強度を調べたところ(1)
式に従がうことが明らかとなった。ところで、延性に関
しては、(1)式の形には従がわず、第２相の体積率を増
加させてゆくと、２vol%程度から急激に延性が改善され
ることがわかった。従って、このカーブと(1)式から、
材料の設計値（強度、延性）に合わせて複合材を製造す
ることができる。第２相の体積率は延性改善のため２vo
l% 以上がよい。また５０vol% 以上にした場合は複合材
の延性が良好な割に強度が十分でないので、第２相の体
積率は２〜５０vol% とする。
以上のように本発明のODS 合金は強度と延性を兼ね備え
たものであるが、その製造方法は次に述べるように４つ
の工程からなり、比較的容易である。
たものであるが、その製造方法は次に述べるように４つ
の工程からなり、比較的容易である。
まず、第２相に酸化物微粒子を分散させた酸化物分散超
合金の製造方法について述べる。
合金の製造方法について述べる。
第１の工程は、合金の基質とする粉末（Ni，Coあるいは
Feを主体とする超合金）と分散粒子（酸化物微粒子）
０．８〜５．０vol%を混合し、酸化物微粒子の分散密度
の高い第１相を形成するための複合粉末を製造する工程
である。具体的には、たとえばNi基超合金粉末とY2O3微
粒子０．８〜５．０vol%とを高エネルギボールミル（at
tritor）中で混合すること等によって達成される。この
際超合金粉末は、ボールとボールとの衝突によって塑性
変形して引き伸ばされ、酸化物微粒子が埋め込まれてゆ
くと同時に、ボール間の衝突によるエネルギによって圧
着が進む。混合は出発超合金粉末の粒径に依存するが、
細かい粒径（５０μｍ以下）であれば、２０時間程度の
処理で十分均一に酸化物粒子が分散したような複合粉末
が得られる。
Feを主体とする超合金）と分散粒子（酸化物微粒子）
０．８〜５．０vol%を混合し、酸化物微粒子の分散密度
の高い第１相を形成するための複合粉末を製造する工程
である。具体的には、たとえばNi基超合金粉末とY2O3微
粒子０．８〜５．０vol%とを高エネルギボールミル（at
tritor）中で混合すること等によって達成される。この
際超合金粉末は、ボールとボールとの衝突によって塑性
変形して引き伸ばされ、酸化物微粒子が埋め込まれてゆ
くと同時に、ボール間の衝突によるエネルギによって圧
着が進む。混合は出発超合金粉末の粒径に依存するが、
細かい粒径（５０μｍ以下）であれば、２０時間程度の
処理で十分均一に酸化物粒子が分散したような複合粉末
が得られる。
第２の工程は、第１の工程と同様な処理により、合金の
基質とする粉末と分散粒子０．５vol%以下を混合し、酸
化物微粒子の分散密度の低い第２の相を形成するための
複合粉末を製造する工程である。
基質とする粉末と分散粒子０．５vol%以下を混合し、酸
化物微粒子の分散密度の低い第２の相を形成するための
複合粉末を製造する工程である。
第３の工程は、第１の工程で得られた複合粉末に第２の
工程で得られた複合粉末を適量（２〜50vol%）混合する
工程である。この混合処理は、Ｖ型ミキサーあるいは従
来型のボールミルを用いて行なうことが出来る。２種類
の粉末を均一に混合するのが主目的で、第１、第２の工
程のように酸化物微粒子の分散状態は変化させない。
工程で得られた複合粉末を適量（２〜50vol%）混合する
工程である。この混合処理は、Ｖ型ミキサーあるいは従
来型のボールミルを用いて行なうことが出来る。２種類
の粉末を均一に混合するのが主目的で、第１、第２の工
程のように酸化物微粒子の分散状態は変化させない。
第４の工程は、第３の工程で得られた混合粉末を圧密化
する工程である。混合粉末を円筒型の軟鋼製容器に充填
し、容器内を真空脱ガスした後、密閉する。この粉末の
入った容器をそのまま熱間押出し、あるいは熱間静水圧
プレス（HIP ）と熱間鍛造の組み合せによって、十分な
塑性変形を加え、圧密化する。この十分な塑性変形を合
金中に与えるためには、Ni，CoあるいはFeを主体とする
超合金の場合、1000〜1200℃の温度域で加工する必要が
ある。１０００℃以下では、合金の塑性変形抵抗が大き
すぎて、十分に圧密化されない。１２００℃以上では、
加工中に再結晶して結晶粒が粗大化してしまったり、分
散粒子も粗大化しやすく、合金の性質を劣化させてしま
う。この工程の主目的は、第２相を針状に伸長させ、長
径と短径の比を１０：１以上にすることである。これ以
下では本発明の効果が発現しない。断面積比は一般に押
出し比と一致し、断面積比を約５：１にすることによっ
て、第２相の長径と短径の比は約１０：１以上になる。
なお、長径と短径の比を５００：１以上にすることは、
実質上加工が困難であり、意味がない。
する工程である。混合粉末を円筒型の軟鋼製容器に充填
し、容器内を真空脱ガスした後、密閉する。この粉末の
入った容器をそのまま熱間押出し、あるいは熱間静水圧
プレス（HIP ）と熱間鍛造の組み合せによって、十分な
塑性変形を加え、圧密化する。この十分な塑性変形を合
金中に与えるためには、Ni，CoあるいはFeを主体とする
超合金の場合、1000〜1200℃の温度域で加工する必要が
ある。１０００℃以下では、合金の塑性変形抵抗が大き
すぎて、十分に圧密化されない。１２００℃以上では、
加工中に再結晶して結晶粒が粗大化してしまったり、分
散粒子も粗大化しやすく、合金の性質を劣化させてしま
う。この工程の主目的は、第２相を針状に伸長させ、長
径と短径の比を１０：１以上にすることである。これ以
下では本発明の効果が発現しない。断面積比は一般に押
出し比と一致し、断面積比を約５：１にすることによっ
て、第２相の長径と短径の比は約１０：１以上になる。
なお、長径と短径の比を５００：１以上にすることは、
実質上加工が困難であり、意味がない。
次に、第２相に酸化物微粒子を分散させない酸化物分散
超合金の製造方法について述べる。第１、第３、第４工
程については、酸化物微粒子を分散させる場合の製造方
法と同様である。
超合金の製造方法について述べる。第１、第３、第４工
程については、酸化物微粒子を分散させる場合の製造方
法と同様である。
第２工程は、合金粉末を粒子径２０μｍ以下に細粒化す
る工程とする。これは、粒子径２０μｍ以上の合金粉末
を、第１工程で得た複合粉末と第３工程で混合した場
合、最終的に粗大な第２相が残ってしまい、合金の性質
を劣化させてしまうからである。合金粉末を細粒化する
方法としては、高エネルギーボールミルを湿式で行なう
等の粉砕法や、合金を不活性ガス中で蒸発させる方法等
がある。後者の方法では、合金は原子状に蒸発した後、
不活性ガス分子と衝突して冷却され、原子どおしが凝集
して、粒子径２０μｍ以下の合金微粒子が得られる。
る工程とする。これは、粒子径２０μｍ以上の合金粉末
を、第１工程で得た複合粉末と第３工程で混合した場
合、最終的に粗大な第２相が残ってしまい、合金の性質
を劣化させてしまうからである。合金粉末を細粒化する
方法としては、高エネルギーボールミルを湿式で行なう
等の粉砕法や、合金を不活性ガス中で蒸発させる方法等
がある。後者の方法では、合金は原子状に蒸発した後、
不活性ガス分子と衝突して冷却され、原子どおしが凝集
して、粒子径２０μｍ以下の合金微粒子が得られる。
押出比は十分な強度・延性を得るには５：１以上が好ま
しい。
しい。
以下本発明の実施例を説明する。
原料粉として、Ni基超合金IN738LC（商品名）の真空ア
トマイズ粉のうち４７μｍ以下の粉末を分級して使用し
た。分散させる酸化物微粒子は平均粒径２５nmのY2O3を
用いた。IN738LCの化学組成（重量％）を第１表に示
す。
トマイズ粉のうち４７μｍ以下の粉末を分級して使用し
た。分散させる酸化物微粒子は平均粒径２５nmのY2O3を
用いた。IN738LCの化学組成（重量％）を第１表に示
す。
IN738LC粉末を高エネルギボールミル（attritor）中に
装入し、２vol% のY2O3微粒子とともにAr雰囲気中で撹
拌した。この処理によってIN738LC粉末は、ボールとボ
ールとの衝突の間で塑性変形し、破壊が進行すると同時
に、発生する熱で互いに圧着される過程をたどる。この
間に、Y2O3微粒子はIN738LC粉末中に埋め込まれ、均一
に分散してゆく。この処理４８時間続けてODS 合金粉末
を製造した。この粉末の中に湿式の高エネルギボールミ
ル処理（１２時間）によって微粉砕したIN738LC粉末を
１０vol% 添加し、さらにボールミル処理を８時間続け
た。得られた混合粉末を６００℃において、Ar＋H2混合
ガス雰囲気で還元処理をし、余分の酸素分を取り除い
た。この清浄化された粉末を、SUS 製の筒状容器に圧粉
した。容器内を３５０℃にて真空排気し、密閉した後、
１１００℃にて１６：１の押出し比で熱間押出しした。
得られた棒状試片のSUS 製表面層を除去した後、１２２
０℃に保持した幅の狭い温度領域を、１．５mm/minの速
度で通過させて一方向再結晶熱処理し、結晶粒を粗大化
させた。
装入し、２vol% のY2O3微粒子とともにAr雰囲気中で撹
拌した。この処理によってIN738LC粉末は、ボールとボ
ールとの衝突の間で塑性変形し、破壊が進行すると同時
に、発生する熱で互いに圧着される過程をたどる。この
間に、Y2O3微粒子はIN738LC粉末中に埋め込まれ、均一
に分散してゆく。この処理４８時間続けてODS 合金粉末
を製造した。この粉末の中に湿式の高エネルギボールミ
ル処理（１２時間）によって微粉砕したIN738LC粉末を
１０vol% 添加し、さらにボールミル処理を８時間続け
た。得られた混合粉末を６００℃において、Ar＋H2混合
ガス雰囲気で還元処理をし、余分の酸素分を取り除い
た。この清浄化された粉末を、SUS 製の筒状容器に圧粉
した。容器内を３５０℃にて真空排気し、密閉した後、
１１００℃にて１６：１の押出し比で熱間押出しした。
得られた棒状試片のSUS 製表面層を除去した後、１２２
０℃に保持した幅の狭い温度領域を、１．５mm/minの速
度で通過させて一方向再結晶熱処理し、結晶粒を粗大化
させた。
以上と全く同様な方法で、IN738粉末を２０vol% 加えた
もの、すなわち第２相の体積率を２０vol% とした試料
も作製した。
もの、すなわち第２相の体積率を２０vol% とした試料
も作製した。
これらの試料を組織観察したところ、ODS 合金中に、第
２相（酸化物微粒子が分散していない相が長さ方向に繊
維状に伸長したような構造となっており、その体積率も
ほぼ予測どおりであった。第２相が１０vol% の場合の
組織を第１図に示す。
２相（酸化物微粒子が分散していない相が長さ方向に繊
維状に伸長したような構造となっており、その体積率も
ほぼ予測どおりであった。第２相が１０vol% の場合の
組織を第１図に示す。
得られた試料から引張試片を機械研削し、引張強さと伸
びを測定した。その結果を第２図に示す。１００％ODS
合金（第２相が０％）すなわち従来のODS 合金、および
第１相のみ、すなわちIN738LC鋳造材のデータもプロッ
トしてある。これにより、本発明の構造の合金は強度が
鋳造材に比較して極めて大きく、さらに延びが従来のOD
S 合金に比較して著しく大きく、優れていることがわか
る。
びを測定した。その結果を第２図に示す。１００％ODS
合金（第２相が０％）すなわち従来のODS 合金、および
第１相のみ、すなわちIN738LC鋳造材のデータもプロッ
トしてある。これにより、本発明の構造の合金は強度が
鋳造材に比較して極めて大きく、さらに延びが従来のOD
S 合金に比較して著しく大きく、優れていることがわか
る。
本発明によれば、強度を十分保ちながら延性に優れる酸
化物分散超合金が得られ、これによって、ジェットエン
ジン、ガスタービンのブレード材等の高温耐熱部材の信
頼性が飛躍的に向上させることができる。
化物分散超合金が得られ、これによって、ジェットエン
ジン、ガスタービンのブレード材等の高温耐熱部材の信
頼性が飛躍的に向上させることができる。
第１図は本発明の実施例による合金の金属組織を示す写
真である。第２図は本発明による合金の引張強さと伸び
の関係を示す図である。第３図はNi基合金の酸化物微粒
子分散密度とクリープ破断強度との関係を示す図であ
り、第４図はNi基合金の酸化物微粒子分散密度と引張伸
びとの関係を示す図である。
真である。第２図は本発明による合金の引張強さと伸び
の関係を示す図である。第３図はNi基合金の酸化物微粒
子分散密度とクリープ破断強度との関係を示す図であ
り、第４図はNi基合金の酸化物微粒子分散密度と引張伸
びとの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０４
Claims (6)
- 【請求項１】第１相と第２相とからなる酸化物分散超合
金であって、第１相はニッケル、コバルトおよび鉄の少
なくとも１つを基本成分とする合金基質中に耐熱性酸化
物微粒子が0.8 〜5.0 vol ％均一に分散した金属−酸化
物複合合金からなり、第２相は前記第１相と同一の合金
基質中で耐熱性酸化物微粒子が０〜0.5 vol ％均一に分
散した金属−酸化物複合合金からなり、該第２相は第１
相中に針状に一方向に伸長しており、かつその割合は２
〜５０vol ％であることを特徴とする酸化物分散超合
金。 - 【請求項２】第２相の金属−酸化物複合合金の長径と短
径の比が１０：１〜５００：１である特許請求の範囲第
１項記載の酸化物分散超合金。 - 【請求項３】第１相及び第２相の耐熱性酸化物微粒子
は、室温での生成自由エネルギが−１００kcal/mol 以
下である特許請求の範囲第１項又は第２項記載の酸化物
分散超合金。 - 【請求項４】ニッケル、コバルトおよび鉄の少なくとも
１つを基本成分とする合金粉末中に、耐熱性酸化物微粒
子を0.8 〜5.0 vol ％添加し、これを均一に分散させて
金属−酸化物複合合金粉末を製造する第１の工程、該第
１の工程において用いるのと同一の合金粉末に、耐熱性
酸化物微粒子を０〜0.5 vol ％の範囲で添加し、これを
均一に分散させて第２の金属−酸化物複合合金粉末を製
造する第２の工程、前記第１の工程において得られた複
合合金粉末５０〜９８vol ％と、前記第２の工程におい
て得られた第２の複合合金粉末２〜５０vol％とを混合
する第３の工程、該第３の工程において得られた混合粉
末を1000〜1200℃の温度域で塑性変形を加え圧密化しな
がら断面積を減少させる第４の工程の４工程を包含する
酸化物分散超合金の製造方法。 - 【請求項５】第４の工程は熱間押出しによる特許請求の
範囲第４項記載の酸化物分散超合金の製造方法。 - 【請求項６】第４工程はHIP （ホット・イソスタティッ
ク・プレス）処理と熱間鍛造との組み合わせによる特許
請求の範囲第４項記載の酸化物分散超合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1500885A JPH0627297B2 (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 酸化物分散超合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1500885A JPH0627297B2 (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 酸化物分散超合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61174348A JPS61174348A (ja) | 1986-08-06 |
| JPH0627297B2 true JPH0627297B2 (ja) | 1994-04-13 |
Family
ID=11876857
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1500885A Expired - Lifetime JPH0627297B2 (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 酸化物分散超合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0627297B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4231508C1 (de) * | 1992-09-21 | 1994-03-24 | Pm Hochtemperatur Metall Gmbh | Verfahren zur Herstellung einer Nietverbindung mit einem Niet aus einer ODS-Superlegierung |
| JP5604981B2 (ja) * | 2009-05-28 | 2014-10-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 粉末冶金用鉄基混合粉末 |
| KR20120039862A (ko) * | 2010-10-18 | 2012-04-26 | 한국원자력연구원 | 산화물 분산강화 합금의 제조방법 |
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-
1985
- 1985-01-29 JP JP1500885A patent/JPH0627297B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61174348A (ja) | 1986-08-06 |
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