JPH0778272B2 - Ｃｏ基耐熱合金の延性回復法 - Google Patents
Ｃｏ基耐熱合金の延性回復法Info
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- JPH0778272B2 JPH0778272B2 JP61181845A JP18184586A JPH0778272B2 JP H0778272 B2 JPH0778272 B2 JP H0778272B2 JP 61181845 A JP61181845 A JP 61181845A JP 18184586 A JP18184586 A JP 18184586A JP H0778272 B2 JPH0778272 B2 JP H0778272B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は熱履歴をうけて不純物元素の拡散が生じ、その
結果延性が低下し、溶接性が著しく悪化したCo基耐熱合
金の材質を改善する方法に関する。
結果延性が低下し、溶接性が著しく悪化したCo基耐熱合
金の材質を改善する方法に関する。
ガスタービン、ジエツトエンジンの静翼にはCo基耐熱合
金製精密鋳造翼が使用されている。この種の翼は非常に
高価であるため、鋳造欠陥あるいは使用中に発生したき
裂はできるだけ補修して使用しようとする試みがなされ
ている。補修にあたつては、小さな欠陥あるいはき裂は
グラインデング・オフしているが、大きな欠陥あるいは
き裂は、溶接により補修する必要がある。ところで、こ
の種合金は使用前の熱処理あるいは、又使用中の熱履歴
により、第２相（炭化物、窒化物など）が析出し、不純
物元素の拡散が生じるため延性が低下し、溶接性が著し
く悪くなる。したがつて、鋳造のままの状態では比較的
容易に溶接できた翼でも、一旦熱履歴を受けると上述の
理由により溶接ができなくなり高価な製品を廃却せざる
を得なくなる。
金製精密鋳造翼が使用されている。この種の翼は非常に
高価であるため、鋳造欠陥あるいは使用中に発生したき
裂はできるだけ補修して使用しようとする試みがなされ
ている。補修にあたつては、小さな欠陥あるいはき裂は
グラインデング・オフしているが、大きな欠陥あるいは
き裂は、溶接により補修する必要がある。ところで、こ
の種合金は使用前の熱処理あるいは、又使用中の熱履歴
により、第２相（炭化物、窒化物など）が析出し、不純
物元素の拡散が生じるため延性が低下し、溶接性が著し
く悪くなる。したがつて、鋳造のままの状態では比較的
容易に溶接できた翼でも、一旦熱履歴を受けると上述の
理由により溶接ができなくなり高価な製品を廃却せざる
を得なくなる。
ガスタービン、ジエツトエンジンの静翼などに使用され
るCo基合金は非常に高価である。本発明は鋳造欠陥ある
いは使用中に発生したき裂を有する翼に適切な熱処理を
施すことにより、溶接補修を可能にし、そして廃却を余
儀なくさせられていた翼を溶接補修して使用可とするこ
とにより経済的メリツトを得ようとするものである。
るCo基合金は非常に高価である。本発明は鋳造欠陥ある
いは使用中に発生したき裂を有する翼に適切な熱処理を
施すことにより、溶接補修を可能にし、そして廃却を余
儀なくさせられていた翼を溶接補修して使用可とするこ
とにより経済的メリツトを得ようとするものである。
本発明は、使用前の熱処理あるいは使用中の熱履歴によ
り析出した第２相（炭化物、窒化物）及び不純物元素の
拡散を、再固溶あるいは再拡散するような温度で熱処理
することにより、延性を回復させ、溶接性を改善するこ
とを新規とするものである。
り析出した第２相（炭化物、窒化物）及び不純物元素の
拡散を、再固溶あるいは再拡散するような温度で熱処理
することにより、延性を回復させ、溶接性を改善するこ
とを新規とするものである。
即ち、本発明は、熱履歴を受けて延性が低下した、Cr:2
2〜35％（％は重量％、以下同じ）、Ni:8〜15％、W:5〜
10％、C:0.1〜0.8％、Ti:1％以下、Ta:5％以下、Al:0.5
％以下、Zr:1％以下、B:0.015％以下、残部Co及び不可
避的不純物よりなるCo基耐熱合金を、1180〜1220℃の範
囲の温度で熱処理した後、室温まで空冷することを特徴
とするCo基耐熱合金の延性回復法である。
2〜35％（％は重量％、以下同じ）、Ni:8〜15％、W:5〜
10％、C:0.1〜0.8％、Ti:1％以下、Ta:5％以下、Al:0.5
％以下、Zr:1％以下、B:0.015％以下、残部Co及び不可
避的不純物よりなるCo基耐熱合金を、1180〜1220℃の範
囲の温度で熱処理した後、室温まで空冷することを特徴
とするCo基耐熱合金の延性回復法である。
先ず本発明の対象となるCo基耐熱合金について説明する
に、その組成は表１に示す化学成分範囲のものであり、
その成分範囲の限定理由は下記の通りである。
に、その組成は表１に示す化学成分範囲のものであり、
その成分範囲の限定理由は下記の通りである。
Cr:耐酸化性及び耐高温腐食性の点より、是非必要な元
素である。又炭化物形成元素であり、炭化物を形成し、
強度を得るために必要な元素である。この２点を満足す
るCr量は22〜35重量％である。
素である。又炭化物形成元素であり、炭化物を形成し、
強度を得るために必要な元素である。この２点を満足す
るCr量は22〜35重量％である。
Ni:基質のオーステナイト（FCC）安定化元素であり、又
加工性を改善する元素である、Tiが含有されている場合
は金属間化合物Ni3Tiを形成し、高温強度を増す。これ
らの点よりNi量は８〜15重量％とした。
加工性を改善する元素である、Tiが含有されている場合
は金属間化合物Ni3Tiを形成し、高温強度を増す。これ
らの点よりNi量は８〜15重量％とした。
Ti:炭化物形成元素であり、炭化物を析出し、強度をあ
げる。又、一部CoあるいはNiとの間で金属間化合物を形
成し、高温強度向上に役立つ、これらの点よりTiは１重
量％以下とした。
げる。又、一部CoあるいはNiとの間で金属間化合物を形
成し、高温強度向上に役立つ、これらの点よりTiは１重
量％以下とした。
W:固溶体強化元素であり、Co基耐熱合金の強度を有する
ためには是非必要な元素である。一部は炭化物を形成
し、強度向上に寄与する。これらの点より５〜10重量％
とした。
ためには是非必要な元素である。一部は炭化物を形成
し、強度向上に寄与する。これらの点より５〜10重量％
とした。
Ta:固溶体強化元素であるとともに炭化物形成元素であ
り、Co基耐熱合金の強度向上のために寄与する。これら
の点より５重量％以下とした。
り、Co基耐熱合金の強度向上のために寄与する。これら
の点より５重量％以下とした。
C:炭化物形成元素であり、炭化物を形成し、強度に寄与
する。Ｃ量は0.1〜0.8重量％とした。
する。Ｃ量は0.1〜0.8重量％とした。
Al:ち密な酸化皮膜を形成し、耐酸化性に寄与する。Al
量は0.5重量％以下とした。
量は0.5重量％以下とした。
Zr,B:粒界デンドライト境界を強化し、高温強度向上に
寄与する。Zr量は１重量％以下、Ｂ量は0.015重量％以
下とした。
寄与する。Zr量は１重量％以下、Ｂ量は0.015重量％以
下とした。
残りはCoであるが、工業的に不可避な不純物元素、例え
ば、Fe,Si,Mn,S,P,Agなどはできる限り低いことが望ま
しい。又、上述以外にさらに耐酸化性を向上させるため
に、Ｙ、Laを少量添加することもある。
ば、Fe,Si,Mn,S,P,Agなどはできる限り低いことが望ま
しい。又、上述以外にさらに耐酸化性を向上させるため
に、Ｙ、Laを少量添加することもある。
上述の化学成分を有するCo基耐熱合金を550〜1000℃の
温度域で熱処理あるいは長時間使用すると、炭化物ある
いは又、金属間化合物が粒界、粒内に析出し、著しく延
性が低下する。このため、溶接は不可能となる。
温度域で熱処理あるいは長時間使用すると、炭化物ある
いは又、金属間化合物が粒界、粒内に析出し、著しく延
性が低下する。このため、溶接は不可能となる。
そこで、本発明においては、これらの炭化物あるいは又
金属間化合物が固溶するような高温（例えば1200℃）に
保持することにより、これらの析出物を再固溶させるこ
とにより、延性を鋳造のまゝ材のそれにほぼ回復させる
ことができる。
金属間化合物が固溶するような高温（例えば1200℃）に
保持することにより、これらの析出物を再固溶させるこ
とにより、延性を鋳造のまゝ材のそれにほぼ回復させる
ことができる。
この温度があまり高いと粒界あるいはデンドライト境界
が溶融し、機械的性質が低下する。一方、温度が低いと
析出物が十分固溶せず、延性が十分回復せず、溶接性が
悪い、したがつて1180〜1220℃の範囲の温度に保持する
のが適当である。又、その温度の保持時間としては数10
分〜数時間が好ましい。数10分以下であると元素の拡散
が十分に行なわれず材質改善が不十分であり、又余り長
くても材質改善の効果は向上しないので経済的に数時間
におさえた方が好ましい。
が溶融し、機械的性質が低下する。一方、温度が低いと
析出物が十分固溶せず、延性が十分回復せず、溶接性が
悪い、したがつて1180〜1220℃の範囲の温度に保持する
のが適当である。又、その温度の保持時間としては数10
分〜数時間が好ましい。数10分以下であると元素の拡散
が十分に行なわれず材質改善が不十分であり、又余り長
くても材質改善の効果は向上しないので経済的に数時間
におさえた方が好ましい。
表２に示す化学成分を有する供試材について以下に述べ
る実験を行なつた。
る実験を行なつた。
表２に示す化学成分を有する丸棒（φ14×85lmm）につ
いて、850℃で1700時間に及ぶ長時間時効を行なつた。
長時間時効のまま材及び長時間時効後溶体化処理材につ
いて、ミクロ組織、硬さ及び引張試験を行なつた。それ
らの結果を第１図及び表３に示す。
いて、850℃で1700時間に及ぶ長時間時効を行なつた。
長時間時効のまま材及び長時間時効後溶体化処理材につ
いて、ミクロ組織、硬さ及び引張試験を行なつた。それ
らの結果を第１図及び表３に示す。
鋳造のまゝ材の硬さはHV290、室温での引張伸び、絞り
は約10％である。850℃×1700時間時効すると硬さはHV3
86に硬化し、室温での引張伸び、絞りは約１％に低下す
る。高温での引張強さ、伸び、絞りは鋳造のまゝ材のそ
れらと同程度であるが、室温での延性が低いため著しく
溶接性が悪い。このような機械的性質の変化は、ミクロ
組織の変化、すなわち鋳造のまゝ材及び850℃×1700時
間時効材の500倍の顕微鏡写真である第１図（ａ）及び
（ｂ）に示すとおり、樹枝状境界近傍への微細な析出物
の析出と対応している。したがつて機械的性質の回復を
図るためには、微細な析出物を熱処理によつて再固溶さ
せる必要がある。
は約10％である。850℃×1700時間時効すると硬さはHV3
86に硬化し、室温での引張伸び、絞りは約１％に低下す
る。高温での引張強さ、伸び、絞りは鋳造のまゝ材のそ
れらと同程度であるが、室温での延性が低いため著しく
溶接性が悪い。このような機械的性質の変化は、ミクロ
組織の変化、すなわち鋳造のまゝ材及び850℃×1700時
間時効材の500倍の顕微鏡写真である第１図（ａ）及び
（ｂ）に示すとおり、樹枝状境界近傍への微細な析出物
の析出と対応している。したがつて機械的性質の回復を
図るためには、微細な析出物を熱処理によつて再固溶さ
せる必要がある。
そこで、850℃×1700時間時効材を1150℃、1175℃、120
0℃で各々４時間保持後空冷した。その結果の500倍の顕
微鋳写真を第２図（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）に示す。第
２図（ａ）及び（ｂ）より1150℃、1175℃では機械的性
質が回復していない。しかし、1200℃で熱処理を施すこ
とにより、第２図（ｃ）に示すようにほぼ鋳造のまゝ材
の特性まで回復した（第１図（ａ）との対比）。
0℃で各々４時間保持後空冷した。その結果の500倍の顕
微鋳写真を第２図（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）に示す。第
２図（ａ）及び（ｂ）より1150℃、1175℃では機械的性
質が回復していない。しかし、1200℃で熱処理を施すこ
とにより、第２図（ｃ）に示すようにほぼ鋳造のまゝ材
の特性まで回復した（第１図（ａ）との対比）。
そこで、850℃×1700時間時効材に1200℃×４時間／空
冷なる熱処理を施した後、表４に示す溶接材料を用い
て、溶接性試験を行なつた。
冷なる熱処理を施した後、表４に示す溶接材料を用い
て、溶接性試験を行なつた。
ビード・オンテスト材の表面組織の２倍の顕微鏡写真を
第３図に断面マクロ組織の２倍の顕微鏡写真を第４図に
示す。第３図（ａ）は850℃×1700時間時効→1200℃×
４時間後空冷→溶接（溶接棒H188）の、第３図（ｂ）は
850℃×1700時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接
（溶接棒Mar M918）の表面組織を示し、第４図（ａ）は
第３図相当の断面マクロ組織、第４図（ｂ）は第３図
（ｂ）相当の断面マクロ組織を夫々示す。いずれの溶接
材料でも溶接欠陥は認められず良好な結果が得られた。
第３図に断面マクロ組織の２倍の顕微鏡写真を第４図に
示す。第３図（ａ）は850℃×1700時間時効→1200℃×
４時間後空冷→溶接（溶接棒H188）の、第３図（ｂ）は
850℃×1700時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接
（溶接棒Mar M918）の表面組織を示し、第４図（ａ）は
第３図相当の断面マクロ組織、第４図（ｂ）は第３図
（ｂ）相当の断面マクロ組織を夫々示す。いずれの溶接
材料でも溶接欠陥は認められず良好な結果が得られた。
次に、溶接継手引張試験片を製作した。第５図に示すと
おり、断面マクロ組織では溶接欠陥は認められない。第
５図（ａ）は850℃×1700時間時効→1200℃×４時間後
空冷→溶接（溶接棒H188）の、第５図（ｂ）は850℃×1
700時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接（溶接棒Mar
M918）の溶接継手材の断面マクロ組織の倍率２倍の顕
微鏡写真を示す。また、室温と850℃での引張試験結果
を表５に示す。850℃×1700時間時効後、1200℃×４時
間後空冷材の溶接継手の引張性質は鋳造のまゝ材のそれ
と同程度であり、良好な性質を示した。
おり、断面マクロ組織では溶接欠陥は認められない。第
５図（ａ）は850℃×1700時間時効→1200℃×４時間後
空冷→溶接（溶接棒H188）の、第５図（ｂ）は850℃×1
700時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接（溶接棒Mar
M918）の溶接継手材の断面マクロ組織の倍率２倍の顕
微鏡写真を示す。また、室温と850℃での引張試験結果
を表５に示す。850℃×1700時間時効後、1200℃×４時
間後空冷材の溶接継手の引張性質は鋳造のまゝ材のそれ
と同程度であり、良好な性質を示した。
〔発明の効果〕 本発明によつて、熱履歴をうけて不純物元素の拡散が生
じ延性が低下し溶接性が悪化したCo基耐熱合金の材質の
改善がなされる。
じ延性が低下し溶接性が悪化したCo基耐熱合金の材質の
改善がなされる。
第１図（ａ），（ｂ）は鋳造のまゝ材及び850℃×1700
時間時効材の金属組織を示す500倍の顕微鏡写真、第２
図（ａ），（ｂ）及び（ｃ）は850℃×1700時間時効材
を、1150℃、1175℃及び1200℃で各々４時間保持後空冷
した時の500倍顕微鏡写真、第３図（ａ）は850℃×1700
時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接（溶接棒H188）
の、第３図（ｂ）は850℃×1700時間時効→1200℃×４
時間後空冷→溶接（溶接棒Mar M918）の表面の金属組織
を示し、第４図（ａ）は第３図相当の断面マクロ金属組
織、第４図（ｂ）は第３図（ｂ）相当の断面マクロ金属
組織を夫々示す倍率２倍の顕微鏡写真、第５図（ａ）は
850℃×1700時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接
（溶接棒H188）の、第５図（ｂ）は850℃×1700時間時
効→1200℃×４時間後空冷→溶接（溶接棒Mar M918）の
溶接継手材の断面マクロ金属組織の倍率２倍の顕微鏡写
真を示す。
時間時効材の金属組織を示す500倍の顕微鏡写真、第２
図（ａ），（ｂ）及び（ｃ）は850℃×1700時間時効材
を、1150℃、1175℃及び1200℃で各々４時間保持後空冷
した時の500倍顕微鏡写真、第３図（ａ）は850℃×1700
時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接（溶接棒H188）
の、第３図（ｂ）は850℃×1700時間時効→1200℃×４
時間後空冷→溶接（溶接棒Mar M918）の表面の金属組織
を示し、第４図（ａ）は第３図相当の断面マクロ金属組
織、第４図（ｂ）は第３図（ｂ）相当の断面マクロ金属
組織を夫々示す倍率２倍の顕微鏡写真、第５図（ａ）は
850℃×1700時間時効→1200℃×４時間後空冷→溶接
（溶接棒H188）の、第５図（ｂ）は850℃×1700時間時
効→1200℃×４時間後空冷→溶接（溶接棒Mar M918）の
溶接継手材の断面マクロ金属組織の倍率２倍の顕微鏡写
真を示す。
Claims (1)
- 【請求項１】熱履歴を受けて延性が低下した、Cr:22〜3
5％（％は重量％、以下同じ）、Ni:8〜15％、W:5〜10
％、C:0.1〜0.8％、Ti:1％以下、Ta:5％以下、Al:0.5％
以下、Zr:1％以下、B:0.015％以下、残部Co及び不可避
的不純物よりなるCo基耐熱合金を、1180〜1220℃の範囲
の温度で熱処理した後、室温まで空冷することを特徴と
するCo基耐熱合金の延性回復法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61181845A JPH0778272B2 (ja) | 1986-08-04 | 1986-08-04 | Ｃｏ基耐熱合金の延性回復法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61181845A JPH0778272B2 (ja) | 1986-08-04 | 1986-08-04 | Ｃｏ基耐熱合金の延性回復法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6338562A JPS6338562A (ja) | 1988-02-19 |
| JPH0778272B2 true JPH0778272B2 (ja) | 1995-08-23 |
Family
ID=16107821
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61181845A Expired - Lifetime JPH0778272B2 (ja) | 1986-08-04 | 1986-08-04 | Ｃｏ基耐熱合金の延性回復法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0778272B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2778818B2 (ja) * | 1990-09-27 | 1998-07-23 | 三菱重工業株式会社 | ガスタービン用耐熱鋳造合金 |
| WO1997005297A1 (en) * | 1995-07-28 | 1997-02-13 | Westinghouse Electric Corporation | Cobalt alloy |
| FR2769024A1 (fr) * | 1997-09-29 | 1999-04-02 | Saint Gobain Isover | Alliage a base de cobalt, article realise a partir de l'alliage et son procede de fabrication |
| KR20030075427A (ko) * | 2002-03-19 | 2003-09-26 | 백응률 | 스텔라이트 6비 합금 의 열간 압연조직 제어방법 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52105526A (en) * | 1976-03-03 | 1977-09-05 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Treatment of cobalt base heat-resisting alloy |
-
1986
- 1986-08-04 JP JP61181845A patent/JPH0778272B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6338562A (ja) | 1988-02-19 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |