JPH09157779A

JPH09157779A - 低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法

Info

Publication number: JPH09157779A
Application number: JP26299796A
Authority: JP
Inventors: Susumu Katsuragi; 進桂木; Takehiro Oono; 丈博大野
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1995-10-05
Filing date: 1996-10-03
Publication date: 1997-06-17
Anticipated expiration: 2016-10-03
Also published as: JP4037929B2

Abstract

(57)【要約】【課題】フェライト系耐熱鋼と同等あるいは、それよ
り低い熱膨張係数を有しながら、フェライト系耐熱鋼を
大幅に上回る高温強度と良好な耐酸化性、および切り欠
き感受性を兼備し、コスト的に安価で、かつ製造の容易
なγ'析出強化型超耐熱合金およびその製造方法を提供
する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０.２％以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、および
Ｍｏ,Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１/２)×Ｗ：５〜１
７％、Ａｌ：０.５〜２％、Ｔｉ：１〜３％、Ｆｅ：１
０％以下、およびＢ：０.０２％以下を含有し、Ｚｒ：
０．２％以下の１種または２種を含有し、残部Ｎｉと不
可避的不純物からなる低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金であ
り、上記組成は、必要に応じてＣｏ：５％以下、Ｎｂ：
１．０％以下の範囲で添加することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主にスチームター
ビンブレード等の高温で使用され、高い強度および低い
熱膨張係数を必要とする材料に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、スチームタービンのブレード、デ
ィスクには、１２Ｃｒ系のフェライト系耐熱鋼が使用さ
れてきたが、スチームタービンの蒸気温度は効率向上の
ため、従来の６００℃未満の温度から近年は、６００〜
６３０℃の温度に上昇しつつある。このような蒸気温度
の高温化に伴ない、一部オーステナイト系のγ'析出強
化型超耐熱合金が使用されるようになってきた。ところ
が、γ'析出強化型超耐熱合金は、フェライト系耐熱鋼
より一段と高い高温強度を有するものの、熱膨張係数が
フェライト系より高いため、他のフェライト系の部材と
の熱膨張差の問題、さらに熱疲労強度が劣る等の問題が
ある。そのため超耐熱合金の中では、フェライト系に近
い比較的低い熱膨張係数を有するＭ２５２等の使用が検
討されている。また低熱膨張超耐熱合金として、特開昭
４７−１３３０２号、特開昭５３−６２２５号および特
開昭５３−５８４２７号などが提案されている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】Ｍ２５２は、比較的低
い熱膨張係数と、高い強度を有するが、一方高価なＣｏ
を約１０％も含むために非常に高価であるという問題が
ある。また、クリープ破断時の延性が比較的小さな値で
あるため、長時間使用後の切り欠き感受性が低下するお
それがある。また特開昭４７−１３３０２号および特開
昭５３−６２２５号に開示される合金は、低熱膨張合金
として知られるいわゆるインバー合金と同じメカニズム
で低熱膨張を得ている。すなわち、ＦｅとＮｉのバラン
スによりキュリー点を調整して、強磁性状態での低い熱
膨張を利用している。

【０００４】しかしながら、このタイプの合金の場合、
Ｃｒ添加により熱膨張係数が増加するので、高温強度や
耐酸化性を向上させる目的でＣｒを高めることができ
ず、またＦｅ−Ｎｉ(またはＣｏ)のバランスが重要なた
めに、相当量のＦｅを含有させる必要がある。したがっ
て、本系統の合金の場合は、低Ｃｒ、高Ｆｅのため、高
温強度や耐酸化性が劣り、耐熱用途に適さないという問
題がある。さらに切り欠き感受性が高くクリープラプチ
ャー試験において、ノッチ部で破断しやすいという欠点
がある。一方、特開昭５３−５８４２７号に開示される
合金は、Ｍｏを多量に含むことにより、低い熱膨張係数
が得られるが、Ｍｏに加えＮｂも含むことにより熱間加
工性が低下する問題がある。

【０００５】本発明は、かかる点に鑑み、フェライト系
耐熱鋼に近い熱膨張係数を有しながら、フェライト系耐
熱鋼を大幅に上回る高温強度と良好な耐酸化性、および
切り欠き感受性ならびにラプチャー破断延性を兼備し、
コスト的に安価で、かつ製造の容易なγ'析出強化型超
耐熱合金を提供することである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】発明者は、かかる問題点
を解決すべく、種種の検討を行ない、以下に示す考え方
を採用した。まず、Ｃｏは非常に高価であるので、Ｃｏ
を含まないか、または含んでも少量とした。次に高温で
十分な耐酸化性を有し、切り欠きクリープラプチャーの
感受性を低めるため、Ｃｒを１０％以上とした。また、
合金の熱膨張係数を低くするにはＭｏおよびＷが重要で
あるが、Ｍｏ，Ｗの多量の添加は熱間加工性を低下させ
るので最小限度にとどめ、さらにＮｂを無添加、または
添加する場合でも少量添加にすることにより、実用上製
造可能な合金とした。

【０００７】さらにクリープ破断時の延性を良好な値と
するために、次の２点を見出した。まず、第１点は、Ａ
ｌとＴｉ量のバランスである。ＡｌとＴｉは両方共に析
出強化相であるγ′（ガンマプライム）相を形成する元
素であるが、Ａｌの割合が高くなるほどクリープ破断時
の延性が高くなることを見出し、強度とのバランスで最
適割合としてＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされ
る値を０．４５〜０．８の範囲とした。第２点は、熱処
理による延性向上であり、本合金に溶体化処理後、８２
０〜８８０℃の１段目時効処理を施すことにより、大幅
に延性が向上することを見出した。

【０００８】すなわち本発明の第１発明は、重量％で、
Ｃ：０.２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、
Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭｏ,Ｗの１種または２種
をＭｏ＋(１/２)×Ｗ：５〜１７％、Ａｌ：０.５〜２
％、Ｔｉ：１〜３％、Ｆｅ：１０％以下、Ｂ：０.０２
％以下を含有し、残部Ｎｉと不可避的不純物からなる低
熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金である。また第２発明は、重量
％で、Ｃ：０.２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％
以下、Ｃｒ：１０〜２４％、およびＭｏ,Ｗの１種また
は２種をＭｏ＋(１/２)×Ｗ：５〜１７％、Ｃｏ：５％
以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ａｌ：０.５〜２％、Ｔ
ｉ：１〜３％、Ｆｅ：１０％以下、およびＢ：０.０２
％以下、Ｚｒ：０．２％以下の１種または２種を含有
し、残部Ｎｉと不可避的不純物からなる低熱膨張Ｎｉ基
超耐熱合金である。

【０００９】さらに第１発明の望ましい組成は、重量％
で、Ｃ：０.０８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２２％、およびＭｏ,Ｗの
１種または２種をＭｏ＋(１/２)×Ｗ：５〜１２％、Ａ
ｌ：１．０〜１．８％、Ｔｉ：１．２〜２．５％、Ｆ
ｅ：２％以下、およびＢ：０.０２％以下、Ｚｒ：０．
２％以下の１種または２種を含有し、さらにＡｌ／（Ａ
ｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされる値が０．４５〜０．７
０であり、残部Ｎｉと不可避的不純物からなる低熱膨張
Ｎｉ基超耐熱合金である。上記合金の特性は、常温から
６００℃までの平均熱膨張係数が、１３．８×１０マイ
ナス６乗／℃以下であり、かつ６００℃における引張強
度が１０００Ｎ／ｍｍ²以上、および試験温度６５０
℃、荷重応力：６８６Ｎ／ｍｍ²の条件下で、切り欠き
−平滑複合クリープラプチャー試験を行なった後の破断
寿命が５０時間以上で、かつ破断時の絞りが３０％以上
であることが好ましい。また、上記合金のうち、高強度
と高延性とを同時に満足させるには、溶解後、熱間鍛造
を行なったのち、９８０〜１０８０℃での溶体化処理を
施し、次いで８２０〜８８０℃での第１段時効処理、お
よび６００〜８００℃での第２段時効処理を行なう製造
方法を実施するのが好ましい。

【００１０】

【発明の実施の形態】以下に本発明合金の成分限定理由
について述べる。Ｃは、炭化物形成により結晶粒粗大化
を防止する効果を有する。しかし、多すぎると、炭化物
がストリンガー状に析出しやすくなり、加工方向に対す
る直角方向の延性が低下し、さらにＴｉと結合して炭化
物を形成するため、本来Ｎｉと結び付いて析出強化相と
なるγ'を形成するＴｉ量が確保できなくなるため、Ｃ
は０.２％以下に限定する。望ましいＣの範囲は０．１
５％以下であり、より望ましくは０．０８％以下であ
る。ＭｎとＳｉは、合金溶製時に脱酸剤として用いられ
るが、過度に含有すると熱間加工性の低下や使用時の靭
性を損なうため、それぞれＭｎ：１％以下、Ｓｉ：１％
以下に限定する。望ましくは、Ｍｎ，Ｓｉそれぞれ０．
５％以下である。

【００１１】Ｃｒは、基地に固溶して、合金の耐酸化性
を向上させるとともに切り欠きラプチャー感受性を大幅
に緩和させる効果を有する。１０％未満では、上記効果
が得られず、また過度の添加は合金の塑性加工が困難と
なるため、Ｃｒは１０〜２４％に限定する。望ましいＣ
ｒの範囲は１５〜２２％である。ＭｏおよびＷは、合金
の熱膨張係数を下げる効果があり、１種または２種を添
加する。Ｍｏ＋(１/２)×Ｗ量で５％未満では、上記効
果が得られず、また１７％を越えると、合金の塑性加工
が困難となるため、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋
(１/２)×Ｗで５〜１７％に限定する。ＭｏとＷの望ま
しい範囲はＭｏ＋(１/２)×Ｗで５〜１２％である。

【００１２】Ａｌは、γ'相と呼ばれる金属間化合物(Ｎ
ｉ₃Ａｌ)を形成し、合金の高温強度を高めるために添加
する。上記効果を得るため０.５％以上が必要である
が、２％を越えると熱間加工が困難となるのでＡｌは
０.５〜２％に限定する。望ましいＡｌの範囲は１〜
１．８％である。Ｔｉは、Ａｌと共にγ'相(Ｎｉ₃(Ａ
ｌ,Ｔｉ))を形成する。Ａｌ単独のγ'相よりもＡｌ，Ｔ
ｉからなるγ'の方が、さらに高い高温強度が得られ
る。そのためＴｉは、１％以上が必要であるが、３％を
越えるとγ'相が不安定になり、また熱間加工性の面で
も好ましくないので、１〜３％に限定する。望ましいた
Ｔｉの範囲は、１．２〜２．５％である。

【００１３】前述のように、本合金においてＡｌとＴｉ
のバランスは重要である。γ′相中のＡｌの割合が多く
なるほど、延性は向上するが、逆に強度は低下する。本
発明合金においては、十分な延性を確保することが重要
であり、γ′相中のＡｌの割合を原子量の比として表わ
すため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）なる数値を設定
した。この値が０．４５より低いと十分な延性が得られ
ない。逆に０．８を越えると強度が不足する。Ｂおよび
Ｚｒは、粒界を強化し、合金の高温における延性を高め
る効果があるため、１種または２種を添加する。しかし
過度に添加すると、かえって熱間加工性を劣化させるた
め、Ｂは０．０２％以下、Ｚｒは０．２％以下に限定し
た。

【００１４】Ｆｅは、必ずしも添加する必要はないが、
合金の熱間加工性を改善する作用があるため、必要に応
じて添加することができる。１０％を越えると、合金の
熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性が劣化するた
め、上限を１０％に限定するのがよい。望ましくは２％
以下である。Ｃｏは、合金に固溶して、合金の引張強度
およびクリープ破断強度を向上させる効果があり、必要
に応じて添加することができる。Ｃｏはコスト的に高価
な元素であるため添加する場合には、上限を５％とする
のがよい。

【００１５】Ｎｂは、ＡｌやＴｉとともにγ'相である
Ｎｉ₃(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)を形成し、高温強度向上に寄与
するため、必要に応じて添加することができる。しか
し、多すぎるとＮｉ₂Ｎｂを主体とするＬａｖｅｓ相を
形成しやすく、強度上昇に寄与しないばかりか延性も低
下させる。特に多量のＭｏ、あるいはＭｏとＦｅ含有量
が多い場合にはＬａｖｅｓ相が形成されやすくなる。少
量のＬａｖｅｓ相の場合、熱処理等で消失させることも
可能であるが、製造工程が繁雑となり好ましくない。し
たがって、Ｎｂを添加する場合でも、Ｎｂの上限は１．
０％が好ましい。より好ましいＮｂの上限は０．８％で
ある。

【００１６】なお、上記以外の元素に関しては、以下に
示す範囲内であれば、本発明合金の特性が何らそこなわ
れるものではない。Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％
以下、Ｃｕ：５％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、Ｃａ：
０.０１％以下。次に熱処理方法について述べる。本発
明による合金は、熱処理条件によって、炭化物を粒界に
析出させ、クリープ破断時の延性を向上させることがで
きる。本発明者らは、本発明合金の熱処理条件について
鋭意検討を行なった結果、溶体化処理後、２段時効処理
を行なうことにより、炭化物を析出させて安定化させ、
高温強度を劣化させることなく、安定した延性が得られ
る知見を得たものである。

【００１７】上記組成範囲内の合金元素を適正に組み合
わせることにより、常温から６００℃までの平均熱膨張
係数が、１３．８×１０マイナス６乗／℃以下の低熱膨
張と、６００℃における引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ²
以上および試験温度６５０℃、荷重応力：６８６Ｎ／ｍ
ｍ²条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャー
試験を行なった後の破断寿命が５０時間以上でかつ破断
時の絞りが３０％以上である高い高温強度を兼備させる
ことができる。

【００１８】

【実施例】表１に示す組成の合金を、それぞれ１０ｋｇ
真空溶解して造塊し、続いて３０ｍｍ角に熱間鍛造し
た。次いで２種類の熱処理を施した。熱処理Ａは、１０
６６℃で４時間加熱後空冷し、さらに７２０℃で８時間
加熱後、１時間に約５５℃の速度で６２０℃まで冷却
し、さらに６２０℃で８時間加熱後空冷の熱処理であ
る。次に熱処理Ｂは、第１段時効処理として、８５０℃
で４時間加熱後、空冷し、第２段時効処理として、７６
０℃で１６時間加熱後、空冷の熱処理である。なお、鍛
造時に割れ等は発生せず、鍛造性は良好であった。さら
に本発明合金と以下に示す特性を比較するため、従来合
金(Ｍ２５２相当)も作製した。表２に本発明合金、従来
合金の常温から各温度までの平均熱膨張係数を示す。本
発明合金が通常使用される温度は、６００〜７００℃で
あるが、２０℃から６００℃および７００℃までの熱膨
張係数は、従来合金とほぼ同様の、フェライト系耐熱鋼
並みの低い熱膨張係数を示している。

【００１９】

【表１】

【００２０】

【表２】

【００２１】表３に本発明合金、従来合金の常温におけ
る引張試験結果を、表４に６００℃における引張試験結
果を示す。本発明合金は従来合金とほぼ同等の高い強度
を示している。表５に本発明合金のうちの１７合金を選
び、試験温度:６５０℃、荷重応力:６８６Ｎ／ｍｍ²の
条件で切り欠き−平滑複合クリープラプチャー試験を行
なった結果を示す。表５から本発明合金は、すべて平滑
部で破断し、切り欠き感受性も良好であり、また寿命も
十分長いことがわかる。

【００２２】また、本発明合金のうち、特にＡｌ／（Ａ
ｌ＋０．５６Ｔｉ）の値が０．４５を越えるＮｏ．１４
〜３１の延性が高い。さらに熱処理Ｂを行なうことで、
クリープ破断延性は、一段と向上しており、いずれの合
金も３０％以上の絞りが出ているのがわかる。しかし、
Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）値が０．７を越えるＮ
ｏ．３１合金は、延性は高いものの、破断時間がやや低
下している。したがって、良好なクリープ破断特性と強
度を両立させるため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）値
を０．４５〜０．７に制限し、かつ熱処理Ｂを施すこと
が有効であることがわかる。

【００２３】

【表３】

【００２４】

【表４】

【００２５】

【表５】

【００２６】

【発明の効果】以上のように本発明合金は、室温から７
００℃までの温度変化に対して、熱膨張係数が小さく、
また６００℃における引張特性も良好で、かつ６５０℃
におけるラプチャー寿命も十分長く、また破断時の延性
も良好である。このように、本発明のＮｉ基低熱膨張合
金は、従来のフェライト系の耐熱鋼より高い高温強度を
有し、かつフェライト系に近い熱膨張係数を有したもの
で、スチームタービンの高温化が進むことに対応し、そ
のブレード、ディスク等に適しているので、その効果は
非常に大きい。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０.２％以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、および
Ｍｏ,Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１/２)×Ｗ：５〜１
７％、Ａｌ：０.５〜２％、Ｔｉ：１〜３％、Ｆｅ：１
０％以下、およびＢ：０.０２％以下、Ｚｒ：０．２％
以下の１種または２種を含有し、残部Ｎｉと不可避的不
純物からなる低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
【請求項２】重量％で、Ｃ：０.２％以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、および
Ｍｏ,Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１/２)×Ｗ：５〜１
７％、Ｃｏ：５％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ａｌ：
０.５〜２％、Ｔｉ：１〜３％、Ｆｅ：１０％以下、お
よびＢ：０.０２％以下、Ｚｒ：０．２％以下の１種ま
たは２種を含有し、残部Ｎｉと不可避的不純物からなる
低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
【請求項３】重量％で、Ｃ：０.０８％以下、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２２
％、およびＭｏ,Ｗの１種または２種をＭｏ＋(１/２)×
Ｗ：５〜１２％、Ａｌ：１．０〜１．８％、Ｔｉ：１．
２〜２．５％、Ｆｅ：２％以下、およびＢ：０.０２％
以下、Ｚｒ：０．２％以下の１種または２種を含有し、
さらにＡｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表わされる値が
０．４５〜０．７０であり、残部Ｎｉと不可避的不純物
からなる低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
【請求項４】請求項１ないし４のいずれかに記載の組
成からなる合金の常温から６００℃までの平均熱膨張係
数が、１３．８×１０マイナス６乗／℃以下であり、か
つ６００℃における引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ²以
上、および試験温度６５０℃、荷重応力：６８６Ｎ／ｍ
ｍ²の条件下で、切り欠き−平滑複合クリープラプチャ
ー試験を行なった後の破断寿命が５０時間以上で、かつ
破断時の絞りが３０％以上であることを特徴とする低熱
膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
【請求項５】溶解後、熱間鍛造を行なったのち、９８
０〜１０８０℃での溶体化処理を施し、次いで８２０〜
８８０℃での第１段時効処理、および６００〜８００℃
での第２段時効処理を行なうことを特徴とする請求項１
ないし４のいずれかに記載の低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金
の製造方法。