JPH1161303A - 酸化物分散強化型合金、その合金の製造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品 - Google Patents
酸化物分散強化型合金、その合金の製造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品Info
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- JPH1161303A JPH1161303A JP9216823A JP21682397A JPH1161303A JP H1161303 A JPH1161303 A JP H1161303A JP 9216823 A JP9216823 A JP 9216823A JP 21682397 A JP21682397 A JP 21682397A JP H1161303 A JPH1161303 A JP H1161303A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】次世代燃焼器である１１００〜１３００℃級ガ
スタービンにおける、燃焼器ライナなどの高温耐熱部品
として適用することができ、優れた高温強度、耐酸化性
および加工成形性を有する酸化物分散強化型合金、酸化
物分散強化型合金の製造方法および酸化物分散強化型合
金を用いた高温耐熱部品を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：１８．０〜１８．０％、
Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：７．
０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａｌ：
８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする。
スタービンにおける、燃焼器ライナなどの高温耐熱部品
として適用することができ、優れた高温強度、耐酸化性
および加工成形性を有する酸化物分散強化型合金、酸化
物分散強化型合金の製造方法および酸化物分散強化型合
金を用いた高温耐熱部品を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：１８．０〜１８．０％、
Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：７．
０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａｌ：
８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特にガスタービン
用燃焼器ライナなどのガスタービン用高温部品材料とし
て好適である酸化物分散強化型合金、酸化物分散強化型
合金の製造方法および酸化物分散強化型合金を使用した
高温耐熱部品に関するものである。
用燃焼器ライナなどのガスタービン用高温部品材料とし
て好適である酸化物分散強化型合金、酸化物分散強化型
合金の製造方法および酸化物分散強化型合金を使用した
高温耐熱部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】発電用ガスタービンはエネルギー資源の
有効利用をするため、ガスタービンの高効率化への研究
開発が積極的に行われている。ガスタービンでは、燃焼
器出口ガス温度が高いほど発電効率が向上するため、ガ
スタービン入口温度の高温化が推進されている。しか
し、ガスタービンを構成する高温部品用材料にとって、
燃焼器出口ガス温度が高くなるほど、極めて過酷な環境
となり、高温での強度低下や、著しい高温腐食および高
温酸化が問題となっている。
有効利用をするため、ガスタービンの高効率化への研究
開発が積極的に行われている。ガスタービンでは、燃焼
器出口ガス温度が高いほど発電効率が向上するため、ガ
スタービン入口温度の高温化が推進されている。しか
し、ガスタービンを構成する高温部品用材料にとって、
燃焼器出口ガス温度が高くなるほど、極めて過酷な環境
となり、高温での強度低下や、著しい高温腐食および高
温酸化が問題となっている。
【０００３】従来、１１００〜１３００℃級ガスタービ
ンでは、燃焼器ライナ基材温度は約５５０〜６５０℃で
あった。
ンでは、燃焼器ライナ基材温度は約５５０〜６５０℃で
あった。
【０００４】一方、最近では、ガスタービンの高温化が
進み、将来的には、１６００℃超級ガスタービンが実現
され、燃焼器ライナ基材温度は約１０００℃付近に達す
ると予測されている。従って、次世代燃焼器ライナ材料
として、１０００℃での耐熱性を有する材料が必要とさ
れる。しかし、従来の燃焼器用材料は、高温強度が低
く、次世代燃焼器ライナ材料として従来の燃焼器用材料
を適用することは難しいと考えられている。
進み、将来的には、１６００℃超級ガスタービンが実現
され、燃焼器ライナ基材温度は約１０００℃付近に達す
ると予測されている。従って、次世代燃焼器ライナ材料
として、１０００℃での耐熱性を有する材料が必要とさ
れる。しかし、従来の燃焼器用材料は、高温強度が低
く、次世代燃焼器ライナ材料として従来の燃焼器用材料
を適用することは難しいと考えられている。
【０００５】現在、次世代燃焼器ライナ材料として超高
温での強度を満足させる材料として、酸化物分散強化型
（Oxide Dispersion Strengthed ；以下、ＯＤＳとい
う）合金の開発および研究が検討されている。このＯＤ
Ｓ合金は高温強度を有し、また極めて安定な耐熱材料で
ある。
温での強度を満足させる材料として、酸化物分散強化型
（Oxide Dispersion Strengthed ；以下、ＯＤＳとい
う）合金の開発および研究が検討されている。このＯＤ
Ｓ合金は高温強度を有し、また極めて安定な耐熱材料で
ある。
【０００６】ＯＤＳ合金は、高温でも安定なセラミック
分散粒子を合金中に分散させることにより、高温強度を
高めた合金である。このような合金は、既に、米国特許
第３５９１３６２号明細書、第３７２３０９２号明細
書、第３７２５０８８号明細書、第３８３７９３０号明
細書および第３９２６５６８号明細書等に掲載されてい
る。ＯＤＳ合金として、２０％Ｃｒ−Ｆｅ合金にＹ２Ｏ
３を分散させたＭＡ９５６合金（Ｆｅ基合金）、２０％
Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭＡ７５４合金
および１５％Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭ
Ａ６０００合金などが製品化されている。
分散粒子を合金中に分散させることにより、高温強度を
高めた合金である。このような合金は、既に、米国特許
第３５９１３６２号明細書、第３７２３０９２号明細
書、第３７２５０８８号明細書、第３８３７９３０号明
細書および第３９２６５６８号明細書等に掲載されてい
る。ＯＤＳ合金として、２０％Ｃｒ−Ｆｅ合金にＹ２Ｏ
３を分散させたＭＡ９５６合金（Ｆｅ基合金）、２０％
Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭＡ７５４合金
および１５％Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭ
Ａ６０００合金などが製品化されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た既存のＯＤＳ合金は、高温強度および高温安定性に優
れているものの、成形性が悪いため、燃焼器ライナとし
て適用することが困難であった。また、１０００℃付近
の超高温燃焼ガスに接した場合にも、優れた耐酸化性を
有する酸化物分散強化型合金は未だ得られていない。
た既存のＯＤＳ合金は、高温強度および高温安定性に優
れているものの、成形性が悪いため、燃焼器ライナとし
て適用することが困難であった。また、１０００℃付近
の超高温燃焼ガスに接した場合にも、優れた耐酸化性を
有する酸化物分散強化型合金は未だ得られていない。
【０００８】本発明は、このような事情のもとになされ
たものであり、既存のＯＤＳ合金を更に改良することに
より、優れた高温強度、耐酸化性および加工成形性を有
する酸化物分散強化型合金を提供することを目的とす
る。
たものであり、既存のＯＤＳ合金を更に改良することに
より、優れた高温強度、耐酸化性および加工成形性を有
する酸化物分散強化型合金を提供することを目的とす
る。
【０００９】そして、前記酸化物分散強化型合金を製造
する際に、高温加圧条件などの処理条件を規定すること
により、優れた特性を得ることができる酸化物分散強化
型合金の製造方法を提供することを目的とする。
する際に、高温加圧条件などの処理条件を規定すること
により、優れた特性を得ることができる酸化物分散強化
型合金の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】さらに、前記のようにして得られた酸化物
分散強化型合金を、次世代燃焼器である１６００℃超級
ガスタービンの燃焼器ライナなどに適用することによ
り、１０００℃付近の超高温の燃焼ガス中においても、
優れた高温強度、耐酸化性を有する酸化物分散強化型合
金を用いた高温耐熱部品を提供することを目的とする。
分散強化型合金を、次世代燃焼器である１６００℃超級
ガスタービンの燃焼器ライナなどに適用することによ
り、１０００℃付近の超高温の燃焼ガス中においても、
優れた高温強度、耐酸化性を有する酸化物分散強化型合
金を用いた高温耐熱部品を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の酸化物分
散強化型合金は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０
％、Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：
７．０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａ
ｌ：８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以
下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする。
散強化型合金は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０
％、Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：
７．０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａ
ｌ：８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以
下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする。
【００１２】請求項２記載の酸化物分散強化型合金は、
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｗ：０．２〜
１．０％、Ｆｅ：１７．０〜２０．０％、Ａｌ：０．０
１〜３．０％、Ｍｎ：１．０％以下（０を含まない）、
Ｓｉ：１．０％以下（０を含まない）、Ｃ：０．０５〜
０．２％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物から
なるＮｉ基合金の母相中に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０
％分散させたことを特徴とする。
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｗ：０．２〜
１．０％、Ｆｅ：１７．０〜２０．０％、Ａｌ：０．０
１〜３．０％、Ｍｎ：１．０％以下（０を含まない）、
Ｓｉ：１．０％以下（０を含まない）、Ｃ：０．０５〜
０．２％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物から
なるＮｉ基合金の母相中に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０
％分散させたことを特徴とする。
【００１３】請求項３記載の酸化物分散強化型合金は、
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｗ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：１７．０
〜２０．０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：１．
０％以下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を
含まない）、Ｃ：０．０５〜０．２％を含み、残部がＮ
ｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相中
に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０％分散させたことを特徴
とする。
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｗ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：１７．０
〜２０．０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：１．
０％以下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を
含まない）、Ｃ：０．０５〜０．２％を含み、残部がＮ
ｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相中
に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０％分散させたことを特徴
とする。
【００１４】本発明において、請求項１〜３のように組
成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明する。
なお以下の説明において、組成を表す％は特に断らない
限り重量％とする。
成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明する。
なお以下の説明において、組成を表す％は特に断らない
限り重量％とする。
【００１５】Ｃｒ（クロム）は、耐酸化性および耐食性
を向上させるのに必要不可欠な元素である。本発明にお
いて、Ｃｒの含有量を１８．０〜２５．０％と規定した
理由は、含有量が２５．０％を超えると延性および靭性
が劣化し、また、含有量が１８．０％未満では所望の高
温耐食性を確保できないためである。本発明において望
ましいＣｒの含有量は２０．５〜２３．０％であり、こ
の場合には、さらに優れた耐酸化性および耐食性を得る
ことができる。
を向上させるのに必要不可欠な元素である。本発明にお
いて、Ｃｒの含有量を１８．０〜２５．０％と規定した
理由は、含有量が２５．０％を超えると延性および靭性
が劣化し、また、含有量が１８．０％未満では所望の高
温耐食性を確保できないためである。本発明において望
ましいＣｒの含有量は２０．５〜２３．０％であり、こ
の場合には、さらに優れた耐酸化性および耐食性を得る
ことができる。
【００１６】Ｃｏ（コバルト）は、固溶強化に寄与する
とともに、高温耐食性を向上させる特性を備えている元
素である。本発明において、Ｃｏの含有量を３．０以下
と規定した理由は、含有量が３．０％を超えると高温強
度が低下してしまうためである。本発明において望まし
いＣｏの含有量は、０．５〜２．５％であり、この場合
には、さらに優れた固溶強化および高温耐食性を得るこ
とができる。
とともに、高温耐食性を向上させる特性を備えている元
素である。本発明において、Ｃｏの含有量を３．０以下
と規定した理由は、含有量が３．０％を超えると高温強
度が低下してしまうためである。本発明において望まし
いＣｏの含有量は、０．５〜２．５％であり、この場合
には、さらに優れた固溶強化および高温耐食性を得るこ
とができる。
【００１７】Ｗ（タングステン）とＭｏ（モリブデン）
は、固溶強化元素として非常に有効な元素である。本発
明において、ＭｏとＷとを合計した含有量（以下、Ｍｏ
＋Ｗ含有量とする）を７．０〜１２．０％と規定した理
由は、過剰にＭｏとＷとを添加すると、靭性および加熱
脆化特性を著しく低下させてしまうためである。本発明
において、Ｍｏの含有量を８．０〜１０．０％含有させ
Ｗの含有量を０．２〜１．０％とした場合、もしくはＷ
の含有量を８．０〜１０．０％含有させＭｏを含まない
とした場合が望ましい。また、この場合にはさらに優れ
た固溶強化特性を得ることができる。
は、固溶強化元素として非常に有効な元素である。本発
明において、ＭｏとＷとを合計した含有量（以下、Ｍｏ
＋Ｗ含有量とする）を７．０〜１２．０％と規定した理
由は、過剰にＭｏとＷとを添加すると、靭性および加熱
脆化特性を著しく低下させてしまうためである。本発明
において、Ｍｏの含有量を８．０〜１０．０％含有させ
Ｗの含有量を０．２〜１．０％とした場合、もしくはＷ
の含有量を８．０〜１０．０％含有させＭｏを含まない
とした場合が望ましい。また、この場合にはさらに優れ
た固溶強化特性を得ることができる。
【００１８】Ｆｅ（鉄）は、固溶強化元素として有効な
役割を果たすとともに、展延性を向上させる特性を備え
る元素である。本発明において、Ｆｅの含有量を１５．
０〜２２．０％と規定した理由は、Ｆｅの含有量が２
２．０％を超えると、耐酸化性が著しく劣化してしまう
ためである。本発明において望ましいＦｅの含有量は、
１７．０〜２０．０％であり、この場合には、さらに優
れた固溶強化特性および展延性を得ることができる。
役割を果たすとともに、展延性を向上させる特性を備え
る元素である。本発明において、Ｆｅの含有量を１５．
０〜２２．０％と規定した理由は、Ｆｅの含有量が２
２．０％を超えると、耐酸化性が著しく劣化してしまう
ためである。本発明において望ましいＦｅの含有量は、
１７．０〜２０．０％であり、この場合には、さらに優
れた固溶強化特性および展延性を得ることができる。
【００１９】Ａｌ（アルミニウム）は、耐酸化性を向上
させるために有効な元素である。また、Ａｌの含有量を
低くした場合には固溶強化に寄与し、Ａｌの含有量を比
較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を形成す
る役割を果たす元素である。本発明においてＡｌの含有
量を８．０％以下と規定した理由は、Ａｌの含有量が
８．０％を超えると溶体化処理が困難になり、十分な
γ′相が形成できずに高温強度が低下してしまうためで
ある。
させるために有効な元素である。また、Ａｌの含有量を
低くした場合には固溶強化に寄与し、Ａｌの含有量を比
較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を形成す
る役割を果たす元素である。本発明においてＡｌの含有
量を８．０％以下と規定した理由は、Ａｌの含有量が
８．０％を超えると溶体化処理が困難になり、十分な
γ′相が形成できずに高温強度が低下してしまうためで
ある。
【００２０】Ｍｎ（マンガン）は、脱硫および脱酸剤と
して重要な元素であるとともに、組織を安定化する役割
を果たす元素である。本発明において、Ｍｎの含有量を
１．０％以下と規定した理由は、Ｍｎを過剰に添加する
と靭性を劣化させてしまうためである。
して重要な元素であるとともに、組織を安定化する役割
を果たす元素である。本発明において、Ｍｎの含有量を
１．０％以下と規定した理由は、Ｍｎを過剰に添加する
と靭性を劣化させてしまうためである。
【００２１】Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として添加する
元素である。本発明において、Ｓｉの含有量を１．０％
以下と規定した理由は、Ｓｉを過剰に添加すると、高温
加熱中での著しい脆化を引き起こしてしまうためであ
る。
元素である。本発明において、Ｓｉの含有量を１．０％
以下と規定した理由は、Ｓｉを過剰に添加すると、高温
加熱中での著しい脆化を引き起こしてしまうためであ
る。
【００２２】Ｃ（炭素）は、粒界強化元素であるととも
に、組織を安定化する役割を果たす元素である。本発明
において、Ｃの含有量を０．５％以下と規定した理由
は、Ｃの含有量が０．５％を超えると、靭性および加工
成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明にお
いて望ましいＣの含有量は、０．０５〜０．２％であ
り、この場合には、さらに優れた粒界強化特性および組
織安定性を得ることができる。
に、組織を安定化する役割を果たす元素である。本発明
において、Ｃの含有量を０．５％以下と規定した理由
は、Ｃの含有量が０．５％を超えると、靭性および加工
成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明にお
いて望ましいＣの含有量は、０．０５〜０．２％であ
り、この場合には、さらに優れた粒界強化特性および組
織安定性を得ることができる。
【００２３】Ｙ２Ｏ３（三酸化イットリウム）は、機械
的合金化により均一分散させることにより、クリープ強
度を向上させる役割を果たす元素である。本発明におい
て、Ｙ２Ｏ３の含有量を０．０１〜１０．０％と規定し
た理由は、含有量が１０．０％を超えると、延性および
加工成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明
において望ましいＹ２Ｏ３の含有量は、０．２〜５．０
％であり、この場合には、さらに優れたクリープ強度を
得ることができる。
的合金化により均一分散させることにより、クリープ強
度を向上させる役割を果たす元素である。本発明におい
て、Ｙ２Ｏ３の含有量を０．０１〜１０．０％と規定し
た理由は、含有量が１０．０％を超えると、延性および
加工成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明
において望ましいＹ２Ｏ３の含有量は、０．２〜５．０
％であり、この場合には、さらに優れたクリープ強度を
得ることができる。
【００２４】請求項４記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜３記載の酸化物分散強化型合金において、重
量％で、Ｔｉを８．０％含有させたことを特徴とする。
請求項１〜３記載の酸化物分散強化型合金において、重
量％で、Ｔｉを８．０％含有させたことを特徴とする。
【００２５】請求項５記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜４記載の酸化物分散強化型合金において、Ｔ
ａとＮｂとの少なくとも一種を、重量％で、各々８．０
％以下含有させたことを特徴とする。
請求項１〜４記載の酸化物分散強化型合金において、Ｔ
ａとＮｂとの少なくとも一種を、重量％で、各々８．０
％以下含有させたことを特徴とする。
【００２６】本発明において、請求項４および５のよう
に組成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明す
る。
に組成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明す
る。
【００２７】Ｔｉ（チタン）はＡｌと同様に、耐酸化性
を向上させるのに有効な元素である。また、Ｔｉは、含
有量を低くした場合には固溶強化に寄与し、Ｔｉの含有
量を比較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を
形成する役割を果たす。本発明において、Ｔｉの含有量
を８．０％以下と定めた理由は、Ｔｉの含有量が８．０
％を超えると、溶体化処理が困難になり十分なγ′相が
形成できずに高温強度が低下してしまうためである。
を向上させるのに有効な元素である。また、Ｔｉは、含
有量を低くした場合には固溶強化に寄与し、Ｔｉの含有
量を比較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を
形成する役割を果たす。本発明において、Ｔｉの含有量
を８．０％以下と定めた理由は、Ｔｉの含有量が８．０
％を超えると、溶体化処理が困難になり十分なγ′相が
形成できずに高温強度が低下してしまうためである。
【００２８】Ｔａ（タンタル）とＮｂ（ニオブ）は固溶
強化元素として非常に有効な元素である。本発明におい
て、Ｔａの含有量を８．０％以下と規定した理由は、Ｔ
ａの含有量が８．０％を超えると、靭性および加熱脆化
特性を著しく低下してしまうためである。また、本発明
において、Ｎｂの含有量を８．０％以下と規定した理由
は、Ｎｂの含有量が８．０％を超えると耐酸化性が著し
く劣化してしまうためである。
強化元素として非常に有効な元素である。本発明におい
て、Ｔａの含有量を８．０％以下と規定した理由は、Ｔ
ａの含有量が８．０％を超えると、靭性および加熱脆化
特性を著しく低下してしまうためである。また、本発明
において、Ｎｂの含有量を８．０％以下と規定した理由
は、Ｎｂの含有量が８．０％を超えると耐酸化性が著し
く劣化してしまうためである。
【００２９】請求項６記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜５記載の酸化物分散強化型合金において、Ｙ
２Ｏ３の粒径分布が０．０１〜５μｍであることを特徴
とする。
請求項１〜５記載の酸化物分散強化型合金において、Ｙ
２Ｏ３の粒径分布が０．０１〜５μｍであることを特徴
とする。
【００３０】本発明において、Ｙ２Ｏ３の粒径をできる
だけ小さくすることにより、Ｎｉ基合金の母相中に、Ｙ
２Ｏ３を均一に分散させることが可能である。
だけ小さくすることにより、Ｎｉ基合金の母相中に、Ｙ
２Ｏ３を均一に分散させることが可能である。
【００３１】請求項７記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜６記載の酸化物分散強化型合金において、Ｎ
ｉ基合金の母相中における酸素含有量が６００ｐｐｍ以
下であることを特徴とする。
請求項１〜６記載の酸化物分散強化型合金において、Ｎ
ｉ基合金の母相中における酸素含有量が６００ｐｐｍ以
下であることを特徴とする。
【００３２】本発明において、酸素含有量を６００ｐｐ
ｍ以下と規定した理由は、酸素含有量が６００ｐｐｍを
超える場合には、高温強度が低下してしまうためであ
る。
ｍ以下と規定した理由は、酸素含有量が６００ｐｐｍを
超える場合には、高温強度が低下してしまうためであ
る。
【００３３】請求項８記載の酸化物分散強化型合金の製
造方法は、請求項１〜７記載の酸化物分散強化型合金に
おいて、母相となるＮｉ基合金粉末とＹ２Ｏ３粉末とを
高エネルギーボールミルにより機械的合金化処理をする
ことを特徴とする。
造方法は、請求項１〜７記載の酸化物分散強化型合金に
おいて、母相となるＮｉ基合金粉末とＹ２Ｏ３粉末とを
高エネルギーボールミルにより機械的合金化処理をする
ことを特徴とする。
【００３４】本発明において、高エネルギーボールミル
により機械的合金化処理を行うことにより、母相となる
Ｎｉ基合金中にＹ２Ｏ３を均一に微細分散させることが
可能である。
により機械的合金化処理を行うことにより、母相となる
Ｎｉ基合金中にＹ２Ｏ３を均一に微細分散させることが
可能である。
【００３５】請求項９記載の酸化物分散強化型合金の製
造方法は、請求項８記載の酸化物分散強化型合金の製造
方法において、機械的合金化処理後に得られた粉末をＨ
ＩＰ処理により固形化することを特徴とする。
造方法は、請求項８記載の酸化物分散強化型合金の製造
方法において、機械的合金化処理後に得られた粉末をＨ
ＩＰ処理により固形化することを特徴とする。
【００３６】本発明において、均一分散された粉末にＨ
ＩＰ（hot isostatic pressing）処理を施して固形化す
ることにより、緻密な酸化物分散強化型合金を得ること
ができる。
ＩＰ（hot isostatic pressing）処理を施して固形化す
ることにより、緻密な酸化物分散強化型合金を得ること
ができる。
【００３７】請求項１０記載の高温耐熱部品は、請求項
１〜７記載のいずれかの酸化物分散強化型合金によっ
て、ガスタービン用燃焼器ライナ、動翼、静翼、タービ
ンケーシングなどの高温耐熱部分に使用したことを特徴
とする。
１〜７記載のいずれかの酸化物分散強化型合金によっ
て、ガスタービン用燃焼器ライナ、動翼、静翼、タービ
ンケーシングなどの高温耐熱部分に使用したことを特徴
とする。
【００３８】本発明において、次世代燃焼器である１６
００℃超級ガスタービンにも対応可能な、燃焼器ライナ
などの高温耐熱部品を得ることができる。
００℃超級ガスタービンにも対応可能な、燃焼器ライナ
などの高温耐熱部品を得ることができる。
【００３９】
【発明の実施の形態】以下、本発明に係る実施形態につ
いて、実施例、比較例および従来例とともに説明する。
いて、実施例、比較例および従来例とともに説明する。
【００４０】第１実施形態（実施例１〜１６、比較例１
〜１５、従来例１〜５、（表１Ａ〜表１Ｃ、表２、図１
〜図３）） 本実施形態では、表１Ａに示す成分組成範囲の実施例１
〜１６を用いた。
〜１５、従来例１〜５、（表１Ａ〜表１Ｃ、表２、図１
〜図３）） 本実施形態では、表１Ａに示す成分組成範囲の実施例１
〜１６を用いた。
【００４１】
【表１】
【００４２】表１Ａに示すように、実施例１〜１６は、
本発明の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料
である。
本発明の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料
である。
【００４３】具体的な酸化物分散強化型合金材料の成分
組成範囲は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、
Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：７．
０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａｌ：
８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）、Ｙ２Ｏ３：
０．０１〜１０．０％の範囲であり、残部をＮｉおよび
不可避的不純物とした。
組成範囲は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、
Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：７．
０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａｌ：
８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）、Ｙ２Ｏ３：
０．０１〜１０．０％の範囲であり、残部をＮｉおよび
不可避的不純物とした。
【００４４】なお、表１Ａに示すように、上記組成範囲
以外の合金材料を実施例と比較する例として、比較例１
〜１５に示す。
以外の合金材料を実施例と比較する例として、比較例１
〜１５に示す。
【００４５】また、従来例として、合金中にＹ２Ｏ３を
含まない合金材料を表１Ｂに示す。
含まない合金材料を表１Ｂに示す。
【表２】
【００４６】具体的には、表１Ｂに示すように、市販品
の HS188 と Hastelloy -X を用いた。
の HS188 と Hastelloy -X を用いた。
【００４７】さらに、従来例として、Ｙ２Ｏ３を含有さ
せて分散強化させた酸化物分散強化型合金を表１Ｃに示
す。
せて分散強化させた酸化物分散強化型合金を表１Ｃに示
す。
【００４８】
【表３】
【００４９】具体的には、表１Ｃに示すように、酸化物
分散強化型合金の１つであるMA754およびMA856 を用い
た。
分散強化型合金の１つであるMA754およびMA856 を用い
た。
【００５０】表１Ａに示す組成範囲にある原料粉末を、
高エネルギーボールミル（アトライタ）を用いて、Ａｒ
（アルゴン）ガス雰囲気中で４８時間の機械的合金化処
理を行った。回収した粉末をステンレス鋼製のカプセル
に真空封入し、１０５０℃の温度で、２時間加圧保持し
てＨＩＰ処理を施し、原料粉末を焼結して固形化した。
さらに、１０５０℃の温度で熱間圧延により平鋼を作製
し、作製した平鋼から引張試験片を切り出した。なお、
表１Ｂおよび表１Ｃに示す従来例についても、同様の方
法によって試験片の作製を行った。
高エネルギーボールミル（アトライタ）を用いて、Ａｒ
（アルゴン）ガス雰囲気中で４８時間の機械的合金化処
理を行った。回収した粉末をステンレス鋼製のカプセル
に真空封入し、１０５０℃の温度で、２時間加圧保持し
てＨＩＰ処理を施し、原料粉末を焼結して固形化した。
さらに、１０５０℃の温度で熱間圧延により平鋼を作製
し、作製した平鋼から引張試験片を切り出した。なお、
表１Ｂおよび表１Ｃに示す従来例についても、同様の方
法によって試験片の作製を行った。
【００５１】本実施形態で得られた各試験片を対象とし
て高温引張試験を行い、上記引張試験結果を表２および
図１〜３に示す。
て高温引張試験を行い、上記引張試験結果を表２および
図１〜３に示す。
【００５２】
【表４】
【００５３】表２に示す高温引張試験は、温度１０００
℃の条件により試験を行った。高温強度について調査す
るために、０．２％耐力（ＹＳ）と最大引張応力（ＵＴ
Ｓ）を測定した。また、加工成形性について調査するた
めに、伸び（％）と絞り（％）を測定した。耐酸化性の
評価を行うために、１０００℃の温度で１０００時間の
大気中高温酸化試験を行い、質量増加量を測定して酸化
増量（ｍｇ／ｃｍ２）とした。
℃の条件により試験を行った。高温強度について調査す
るために、０．２％耐力（ＹＳ）と最大引張応力（ＵＴ
Ｓ）を測定した。また、加工成形性について調査するた
めに、伸び（％）と絞り（％）を測定した。耐酸化性の
評価を行うために、１０００℃の温度で１０００時間の
大気中高温酸化試験を行い、質量増加量を測定して酸化
増量（ｍｇ／ｃｍ２）とした。
【００５４】表２に示すように、上記した実施例、比較
例および従来例から以下のことが判明した。
例および従来例から以下のことが判明した。
【００５５】Ｃｒに関して、Ｃｒの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
および比較例２に比べて、高温強度（高温引張試験の
０．２％耐力（ＹＳ）および最大引張応力（ＵＴＳ））
と耐酸化性（酸化増量）が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
および比較例２に比べて、高温強度（高温引張試験の
０．２％耐力（ＹＳ）および最大引張応力（ＵＴＳ））
と耐酸化性（酸化増量）が向上した。
【００５６】Ｃｏに関して、Ｃｏの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例３
に比べて、高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例３
に比べて、高温強度が向上した。
【００５７】ＷとＭｏに関して、Ｍｏ＋Ｗ含有量が本発
明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比
較例４〜７に比べて、高温強度と耐酸化性が向上した。
明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比
較例４〜７に比べて、高温強度と耐酸化性が向上した。
【００５８】Ｆｅに関して、Ｆｅの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例８
と比較例９に比べて、高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例８
と比較例９に比べて、高温強度が向上した。
【００５９】Ａｌに関して、Ａｌの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
０に比べて、高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
０に比べて、高温強度が向上した。
【００６０】Ｍｎに関して、Ｍｎの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
１に比べて、耐酸化性が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
１に比べて、耐酸化性が向上した。
【００６１】Ｓｉに関して、Ｓｉの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
２に比べて、は高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
２に比べて、は高温強度が向上した。
【００６２】Ｃに関して、Ｃの含有量が本発明の規定範
囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１３に
比べて、高温強度が向上した。
囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１３に
比べて、高温強度が向上した。
【００６３】Ｙ２Ｏ３に関して、Ｙ２Ｏ３の含有量が本
発明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である
比較例１４および比較例１５に比べて、高温強度が向上
した。
発明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である
比較例１４および比較例１５に比べて、高温強度が向上
した。
【００６４】以上の結果、本発明における実施例合金
は、比較例および従来例の合金に比べて、高温引張試験
の０．２％耐力および最大引張応力の値が高く、高温強
度に優れていることが確認された。また、耐酸化性につ
いても、従来以上の特性を有することがわかった。さら
に、高温での伸び（％）および絞り（％）の値が低いほ
ど、高温における加工抵抗を招くことから、従来の合金
に比べて高い伸びおよび絞りを有する本発明の実施例合
金は、加工成形性（熱間加工性）に優れていることがわ
かった。
は、比較例および従来例の合金に比べて、高温引張試験
の０．２％耐力および最大引張応力の値が高く、高温強
度に優れていることが確認された。また、耐酸化性につ
いても、従来以上の特性を有することがわかった。さら
に、高温での伸び（％）および絞り（％）の値が低いほ
ど、高温における加工抵抗を招くことから、従来の合金
に比べて高い伸びおよび絞りを有する本発明の実施例合
金は、加工成形性（熱間加工性）に優れていることがわ
かった。
【００６５】従って、本発明の実施例合金は、高温強
度、耐酸化性および加工成形性のいずれも、従来例の合
金に比べて優れた特性を有していることが明らかとなっ
た。特に、実施例１〜４の合金が、非常に優れた特性を
有している。
度、耐酸化性および加工成形性のいずれも、従来例の合
金に比べて優れた特性を有していることが明らかとなっ
た。特に、実施例１〜４の合金が、非常に優れた特性を
有している。
【００６６】第２実施形態（実施例１７〜１９、比較例
１８〜２０、（表３〜表６）） 本実施形態では、表３に示す成分組成範囲の実施例１７
と表４に示す成分組成範囲の実施例１８および実施例１
９を用いた。
１８〜２０、（表３〜表６）） 本実施形態では、表３に示す成分組成範囲の実施例１７
と表４に示す成分組成範囲の実施例１８および実施例１
９を用いた。
【００６７】
【表５】
【００６８】
【表６】
【００６９】表３に示すように、実施例１７は、本発明
の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料であ
る。
の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料であ
る。
【００７０】具体的には、実施例１７による酸化物分散
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：２．０％、Ｓｉ：
０．５％、Ｃ：０．１％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残
部をＮｉおよび不可避的不純物とした。なお、比較例１
６および比較例１７では、Ｔｉの含有量を規定範囲以外
の値とした。
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：２．０％、Ｓｉ：
０．５％、Ｃ：０．１％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残
部をＮｉおよび不可避的不純物とした。なお、比較例１
６および比較例１７では、Ｔｉの含有量を規定範囲以外
の値とした。
【００７１】表４に示すように、実施例１８と実施例１
９では以下のような原料組成とした。
９では以下のような原料組成とした。
【００７２】具体的には、実施例１８による酸化物分散
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ｔａ：４．０％、Ｎｂ：０％、Ａｌ：１．
０％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１
％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避
的不純物とした。
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ｔａ：４．０％、Ｎｂ：０％、Ａｌ：１．
０％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１
％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避
的不純物とした。
【００７３】また、実施例１９による酸化物分散強化型
合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．２％、Ｃｏ：
１．５％、Ｍｏ：８．８％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：１
７．５％、Ｔａ：０％、Ｎｂ：２．１％、Ａｌ：１．０
％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１％、
Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避的不
純物とした。
合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．２％、Ｃｏ：
１．５％、Ｍｏ：８．８％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：１
７．５％、Ｔａ：０％、Ｎｂ：２．１％、Ａｌ：１．０
％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１％、
Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避的不
純物とした。
【００７４】なお比較例１８〜２０では、ＴａとＮｂの
含有量を規定範囲以外の値とした。上記の組成範囲にあ
る実施例と比較例についての原料粉末を、第１実施形態
と同様の方法により、試料の作製を行った。
含有量を規定範囲以外の値とした。上記の組成範囲にあ
る実施例と比較例についての原料粉末を、第１実施形態
と同様の方法により、試料の作製を行った。
【００７５】本実施形態で得られた各試験片を対象とし
て、高温引張試験を行い、０．２％耐力（ＹＳ）、最大
引張応力（ＵＴＳ）、伸び（％）および絞り（％）を測
定した。その評価試験結果を表５および表６に示す。な
お、試験条件は第１実施形態と同様の条件である。
て、高温引張試験を行い、０．２％耐力（ＹＳ）、最大
引張応力（ＵＴＳ）、伸び（％）および絞り（％）を測
定した。その評価試験結果を表５および表６に示す。な
お、試験条件は第１実施形態と同様の条件である。
【００７６】
【表７】
【００７７】
【表８】
【００７８】表５に示すように、Ｔｉに関して、Ｔｉの
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１７は、規定
範囲以外である比較例１６および比較例１７に比べて、
高温強度が向上した。
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１７は、規定
範囲以外である比較例１６および比較例１７に比べて、
高温強度が向上した。
【００７９】表６に示すように、Ｔａに関して、Ｔａの
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１８および実
施例１９は、規定範囲以外である比較例１８および比較
例１９に比べて、高温強度が向上した。またＮｂに関し
て、Ｎｂの含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１
８および実施例１９は、規定範囲以外である比較例２０
に比べて、高温強度が向上した。
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１８および実
施例１９は、規定範囲以外である比較例１８および比較
例１９に比べて、高温強度が向上した。またＮｂに関し
て、Ｎｂの含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１
８および実施例１９は、規定範囲以外である比較例２０
に比べて、高温強度が向上した。
【００８０】従って、本発明によって得られた酸化物分
散強化型合金は、高温強度および耐酸化性において優れ
た特性を有していることがわかった。
散強化型合金は、高温強度および耐酸化性において優れ
た特性を有していることがわかった。
【００８１】第３実施形態（実施例２０、比較例２１〜
２３（表７）） 本実施形態では、表７に示すように、試験片として、表
１における実施例１の成分組成範囲の酸化物分散強化型
合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条件で試験
片を作製した実施例２０を用いた。
２３（表７）） 本実施形態では、表７に示すように、試験片として、表
１における実施例１の成分組成範囲の酸化物分散強化型
合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条件で試験
片を作製した実施例２０を用いた。
【００８２】
【表９】
【００８３】表７に示すように、実施例２０は、Ｎｉ基
合金母相中におけるＹ２Ｏ３の粒径分布が本発明の規定
範囲内であり、具体的には、Ｙ２Ｏ３の粒径分布が０．
０１〜５．０μｍである。比較例２１〜２３は、それぞ
れ比較例２１は粒径分布を０．０１〜８．０μｍ、比較
例２２は粒径分布を０．５〜８．０μｍ、比較例２３は
粒径分布を０．５〜１０．０μｍとした。なお、比較例
においても、試験片として、表１における実施例１の成
分組成範囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、第１実
施形態と同様の処理条件で試験片を作製した。
合金母相中におけるＹ２Ｏ３の粒径分布が本発明の規定
範囲内であり、具体的には、Ｙ２Ｏ３の粒径分布が０．
０１〜５．０μｍである。比較例２１〜２３は、それぞ
れ比較例２１は粒径分布を０．０１〜８．０μｍ、比較
例２２は粒径分布を０．５〜８．０μｍ、比較例２３は
粒径分布を０．５〜１０．０μｍとした。なお、比較例
においても、試験片として、表１における実施例１の成
分組成範囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、第１実
施形態と同様の処理条件で試験片を作製した。
【００８４】得られた試験片について、高温引張試験
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
【００８５】表７に示すように、本発明の粒径分布の規
定範囲にある実施例２０は、規定範囲以外である比較例
２１〜２３に比べて、０．２％耐力および最大引張応力
の値が高く、高温強度が優れていることが確認された。
定範囲にある実施例２０は、規定範囲以外である比較例
２１〜２３に比べて、０．２％耐力および最大引張応力
の値が高く、高温強度が優れていることが確認された。
【００８６】第４実施形態（実施例２１、比較例２４〜
２６、（表８）） 本実施形態では、表８に示すように、試験片として、表
１における実施例１の成分組成範囲の酸化物分散強化型
合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条件で試験
片を作製した実施例２１を用いた。
２６、（表８）） 本実施形態では、表８に示すように、試験片として、表
１における実施例１の成分組成範囲の酸化物分散強化型
合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条件で試験
片を作製した実施例２１を用いた。
【００８７】
【表１０】
【００８８】表８に示すように、実施例２１は、酸素含
有量が本発明の規定範囲内であり、具体的には、酸素含
有量が５００ｐｐｍである。比較例２４〜２６は、それ
ぞれ比較例２４は酸素含有量を８００ｐｐｍ、比較例２
５は酸素含有量を１０００ｐｐｍ、比較例２６は酸素含
有量を２０００ｐｐｍとした。なお、比較例において
も、試験片として、表１における実施例１の成分組成範
囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、第１実施形態と
同様の処理条件で試験片を作製した。
有量が本発明の規定範囲内であり、具体的には、酸素含
有量が５００ｐｐｍである。比較例２４〜２６は、それ
ぞれ比較例２４は酸素含有量を８００ｐｐｍ、比較例２
５は酸素含有量を１０００ｐｐｍ、比較例２６は酸素含
有量を２０００ｐｐｍとした。なお、比較例において
も、試験片として、表１における実施例１の成分組成範
囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、第１実施形態と
同様の処理条件で試験片を作製した。
【００８９】得られた試験片について、高温引張試験
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
【００９０】表８に示すように、本発明の酸素含有量の
規定範囲にある実施例２１の合金は、比較例２４〜２６
の合金に比べて、０．２％耐力および最大引張応力の値
が高く、高温強度が優れていることが確認された。
規定範囲にある実施例２１の合金は、比較例２４〜２６
の合金に比べて、０．２％耐力および最大引張応力の値
が高く、高温強度が優れていることが確認された。
【００９１】
【発明の効果】以上で説明したように、本発明による酸
化物分散強化型合金、酸化物分散強化型合金の製造方法
および酸化物分散強化型合金を用いた高温耐熱部品によ
れば、次世代燃焼器である１６００℃超級ガスタービン
の燃焼器ライナなどに適用することにより、１０００℃
付近においても優れた高温強度、耐酸化性および加工成
形性を得ることができる。
化物分散強化型合金、酸化物分散強化型合金の製造方法
および酸化物分散強化型合金を用いた高温耐熱部品によ
れば、次世代燃焼器である１６００℃超級ガスタービン
の燃焼器ライナなどに適用することにより、１０００℃
付近においても優れた高温強度、耐酸化性および加工成
形性を得ることができる。
【図１】実施例１〜１６、比較例１〜１５および従来例
の高温引張試験結果の０．２％耐力を説明するグラフ。
の高温引張試験結果の０．２％耐力を説明するグラフ。
【図２】実施例１〜１６、比較例１〜１５および従来例
の高温引張試験結果の最大引張応力を説明するグラフ。
の高温引張試験結果の最大引張応力を説明するグラフ。
【図３】実施例１〜１６、比較例１〜１５および従来例
の酸化増量を説明するグラフ。
の酸化増量を説明するグラフ。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成９年９月１０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 酸化物分散強化型合金、その合金の製
造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品
造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特にガスタービン
用燃焼器ライナなどのガスタービン用高温部品材料とし
て好適である酸化物分散強化型合金、酸化物分散強化型
合金の製造方法および酸化物分散強化型合金を使用した
高温耐熱部品に関するものである。
用燃焼器ライナなどのガスタービン用高温部品材料とし
て好適である酸化物分散強化型合金、酸化物分散強化型
合金の製造方法および酸化物分散強化型合金を使用した
高温耐熱部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】発電用ガスタービンはエネルギー資源の
有効利用をするため、ガスタービンの高効率化への研究
開発が積極的に行われている。ガスタービンでは、燃焼
器出口ガス温度が高いほど発電効率が向上するため、ガ
スタービン入口温度の高温化が推進されている。しか
し、ガスタービンを構成する高温部品用材料にとって、
燃焼器出口ガス温度が高くなるほど、極めて過酷な環境
となり、高温での強度低下や、著しい高温腐食および高
温酸化が問題となっている。
有効利用をするため、ガスタービンの高効率化への研究
開発が積極的に行われている。ガスタービンでは、燃焼
器出口ガス温度が高いほど発電効率が向上するため、ガ
スタービン入口温度の高温化が推進されている。しか
し、ガスタービンを構成する高温部品用材料にとって、
燃焼器出口ガス温度が高くなるほど、極めて過酷な環境
となり、高温での強度低下や、著しい高温腐食および高
温酸化が問題となっている。
【０００３】従来、１１００〜１３００℃級ガスタービ
ンでは、燃焼器ライナ基材温度は約５５０〜６５０℃で
あった。
ンでは、燃焼器ライナ基材温度は約５５０〜６５０℃で
あった。
【０００４】一方、最近では、ガスタービンの高温化が
進み、将来的には、１６００℃超級ガスタービンが実現
され、燃焼器ライナ基材温度は約１０００℃付近に達す
ると予測されている。従って、次世代燃焼器ライナ材料
として、１０００℃での耐熱性を有する材料が必要とさ
れる。しかし、従来の燃焼器用材料は、高温強度が低
く、次世代燃焼器ライナ材料として従来の燃焼器用材料
を適用することは難しいと考えられている。
進み、将来的には、１６００℃超級ガスタービンが実現
され、燃焼器ライナ基材温度は約１０００℃付近に達す
ると予測されている。従って、次世代燃焼器ライナ材料
として、１０００℃での耐熱性を有する材料が必要とさ
れる。しかし、従来の燃焼器用材料は、高温強度が低
く、次世代燃焼器ライナ材料として従来の燃焼器用材料
を適用することは難しいと考えられている。
【０００５】現在、次世代燃焼器ライナ材料として超高
温での強度を満足させる材料として、酸化物分散強化型
（Oxide Dispersion Strengthed ；以下、ＯＤＳとい
う）合金の開発および研究が検討されている。このＯＤ
Ｓ合金は高温強度を有し、また極めて安定な耐熱材料で
ある。
温での強度を満足させる材料として、酸化物分散強化型
（Oxide Dispersion Strengthed ；以下、ＯＤＳとい
う）合金の開発および研究が検討されている。このＯＤ
Ｓ合金は高温強度を有し、また極めて安定な耐熱材料で
ある。
【０００６】ＯＤＳ合金は、高温でも安定なセラミック
分散粒子を合金中に分散させることにより、高温強度を
高めた合金である。このような合金は、既に、米国特許
第３５９１３６２号明細書、第３７２３０９２号明細
書、第３７２５０８８号明細書、第３８３７９３０号明
細書および第３９２６５６８号明細書等に掲載されてい
る。ＯＤＳ合金として、２０％Ｃｒ−Ｆｅ合金にＹ２Ｏ
３を分散させたＭＡ９５６合金（Ｆｅ基合金）、２０％
Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭＡ７５４合金
および１５％Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭ
Ａ６０００合金などが製品化されている。
分散粒子を合金中に分散させることにより、高温強度を
高めた合金である。このような合金は、既に、米国特許
第３５９１３６２号明細書、第３７２３０９２号明細
書、第３７２５０８８号明細書、第３８３７９３０号明
細書および第３９２６５６８号明細書等に掲載されてい
る。ＯＤＳ合金として、２０％Ｃｒ−Ｆｅ合金にＹ２Ｏ
３を分散させたＭＡ９５６合金（Ｆｅ基合金）、２０％
Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭＡ７５４合金
および１５％Ｃｒ−Ｎｉ合金にＹ２Ｏ３を分散させたＭ
Ａ６０００合金などが製品化されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た既存のＯＤＳ合金は、高温強度および高温安定性に優
れているものの、成形性が悪いため、燃焼器ライナとし
て適用することが困難であった。また、１０００℃付近
の超高温燃焼ガスに接した場合にも、優れた耐酸化性を
有する酸化物分散強化型合金は未だ得られていない。
た既存のＯＤＳ合金は、高温強度および高温安定性に優
れているものの、成形性が悪いため、燃焼器ライナとし
て適用することが困難であった。また、１０００℃付近
の超高温燃焼ガスに接した場合にも、優れた耐酸化性を
有する酸化物分散強化型合金は未だ得られていない。
【０００８】本発明は、このような事情のもとになされ
たものであり、既存のＯＤＳ合金を更に改良することに
より、優れた高温強度、耐酸化性および加工成形性を有
する酸化物分散強化型合金を提供することを目的とす
る。
たものであり、既存のＯＤＳ合金を更に改良することに
より、優れた高温強度、耐酸化性および加工成形性を有
する酸化物分散強化型合金を提供することを目的とす
る。
【０００９】そして、前記酸化物分散強化型合金を製造
する際に、高温加圧条件などの処理条件を規定すること
により、優れた特性を得ることができる酸化物分散強化
型合金の製造方法を提供することを目的とする。
する際に、高温加圧条件などの処理条件を規定すること
により、優れた特性を得ることができる酸化物分散強化
型合金の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】さらに、前記のようにして得られた酸化物
分散強化型合金を、次世代燃焼器である１６００℃超級
ガスタービンの燃焼器ライナなどに適用することによ
り、１０００℃付近の超高温の燃焼ガス中においても、
優れた高温強度、耐酸化性を有する酸化物分散強化型合
金を用いた高温耐熱部品を提供することを目的とする。
分散強化型合金を、次世代燃焼器である１６００℃超級
ガスタービンの燃焼器ライナなどに適用することによ
り、１０００℃付近の超高温の燃焼ガス中においても、
優れた高温強度、耐酸化性を有する酸化物分散強化型合
金を用いた高温耐熱部品を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の酸化物分
散強化型合金は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０
％、Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：
７．０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａ
ｌ：８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以
下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする。
散強化型合金は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０
％、Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：
７．０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａ
ｌ：８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以
下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする。
【００１２】請求項２記載の酸化物分散強化型合金は、
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｗ：０．２〜
１．０％、Ｆｅ：１７．０〜２０．０％、Ａｌ：０．０
１〜３．０％、Ｍｎ：１．０％以下（０を含まない）、
Ｓｉ：１．０％以下（０を含まない）、Ｃ：０．０５〜
０．２％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物から
なるＮｉ基合金の母相中に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０
％分散させたことを特徴とする。
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｗ：０．２〜
１．０％、Ｆｅ：１７．０〜２０．０％、Ａｌ：０．０
１〜３．０％、Ｍｎ：１．０％以下（０を含まない）、
Ｓｉ：１．０％以下（０を含まない）、Ｃ：０．０５〜
０．２％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物から
なるＮｉ基合金の母相中に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０
％分散させたことを特徴とする。
【００１３】請求項３記載の酸化物分散強化型合金は、
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｗ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：１７．０
〜２０．０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：１．
０％以下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を
含まない）、Ｃ：０．０５〜０．２％を含み、残部がＮ
ｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相中
に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０％分散させたことを特徴
とする。
重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０％、Ｃｏ：０．５
〜２．５％、Ｗ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：１７．０
〜２０．０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：１．
０％以下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を
含まない）、Ｃ：０．０５〜０．２％を含み、残部がＮ
ｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相中
に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０％分散させたことを特徴
とする。
【００１４】本発明において、請求項１〜３のように組
成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明する。
なお以下の説明において、組成を表す％は特に断らない
限り重量％とする。
成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明する。
なお以下の説明において、組成を表す％は特に断らない
限り重量％とする。
【００１５】Ｃｒ（クロム）は、耐酸化性および耐食性
を向上させるのに必要不可欠な元素である。本発明にお
いて、Ｃｒの含有量を１８．０〜２５．０％と規定した
理由は、含有量が２５．０％を超えると延性および靭性
が劣化し、また、含有量が１８．０％未満では所望の高
温耐食性を確保できないためである。本発明において望
ましいＣｒの含有量は２０．５〜２３．０％であり、こ
の場合には、さらに優れた耐酸化性および耐食性を得る
ことができる。
を向上させるのに必要不可欠な元素である。本発明にお
いて、Ｃｒの含有量を１８．０〜２５．０％と規定した
理由は、含有量が２５．０％を超えると延性および靭性
が劣化し、また、含有量が１８．０％未満では所望の高
温耐食性を確保できないためである。本発明において望
ましいＣｒの含有量は２０．５〜２３．０％であり、こ
の場合には、さらに優れた耐酸化性および耐食性を得る
ことができる。
【００１６】Ｃｏ（コバルト）は、固溶強化に寄与する
とともに、高温耐食性を向上させる特性を備えている元
素である。本発明において、Ｃｏの含有量を３．０以下
と規定した理由は、含有量が３．０％を超えると高温強
度が低下してしまうためである。本発明において望まし
いＣｏの含有量は、０．５〜２．５％であり、この場合
には、さらに優れた固溶強化および高温耐食性を得るこ
とができる。
とともに、高温耐食性を向上させる特性を備えている元
素である。本発明において、Ｃｏの含有量を３．０以下
と規定した理由は、含有量が３．０％を超えると高温強
度が低下してしまうためである。本発明において望まし
いＣｏの含有量は、０．５〜２．５％であり、この場合
には、さらに優れた固溶強化および高温耐食性を得るこ
とができる。
【００１７】Ｗ（タングステン）とＭｏ（モリブデン）
は、固溶強化元素として非常に有効な元素である。本発
明において、ＭｏとＷとを合計した含有量（以下、Ｍｏ
＋Ｗ含有量とする）を７．０〜１２．０％と規定した理
由は、過剰にＭｏとＷとを添加すると、靭性および加熱
脆化特性を著しく低下させてしまうためである。本発明
において、Ｍｏの含有量を８．０〜１０．０％含有させ
Ｗの含有量を０．２〜１．０％とした場合、もしくはＷ
の含有量を８．０〜１０．０％含有させＭｏを含まない
とした場合が望ましい。また、この場合にはさらに優れ
た固溶強化特性を得ることができる。
は、固溶強化元素として非常に有効な元素である。本発
明において、ＭｏとＷとを合計した含有量（以下、Ｍｏ
＋Ｗ含有量とする）を７．０〜１２．０％と規定した理
由は、過剰にＭｏとＷとを添加すると、靭性および加熱
脆化特性を著しく低下させてしまうためである。本発明
において、Ｍｏの含有量を８．０〜１０．０％含有させ
Ｗの含有量を０．２〜１．０％とした場合、もしくはＷ
の含有量を８．０〜１０．０％含有させＭｏを含まない
とした場合が望ましい。また、この場合にはさらに優れ
た固溶強化特性を得ることができる。
【００１８】Ｆｅ（鉄）は、固溶強化元素として有効な
役割を果たすとともに、展延性を向上させる特性を備え
る元素である。本発明において、Ｆｅの含有量を１５．
０〜２２．０％と規定した理由は、Ｆｅの含有量が２
２．０％を超えると、耐酸化性が著しく劣化してしまう
ためである。本発明において望ましいＦｅの含有量は、
１７．０〜２０．０％であり、この場合には、さらに優
れた固溶強化特性および展延性を得ることができる。
役割を果たすとともに、展延性を向上させる特性を備え
る元素である。本発明において、Ｆｅの含有量を１５．
０〜２２．０％と規定した理由は、Ｆｅの含有量が２
２．０％を超えると、耐酸化性が著しく劣化してしまう
ためである。本発明において望ましいＦｅの含有量は、
１７．０〜２０．０％であり、この場合には、さらに優
れた固溶強化特性および展延性を得ることができる。
【００１９】Ａｌ（アルミニウム）は、耐酸化性を向上
させるために有効な元素である。また、Ａｌの含有量を
低くした場合には固溶強化に寄与し、Ａｌの含有量を比
較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を形成す
る役割を果たす元素である。本発明においてＡｌの含有
量を８．０％以下と規定した理由は、Ａｌの含有量が
８．０％を超えると溶体化処理が困難になり、十分な
γ′相が形成できずに高温強度が低下してしまうためで
ある。
させるために有効な元素である。また、Ａｌの含有量を
低くした場合には固溶強化に寄与し、Ａｌの含有量を比
較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を形成す
る役割を果たす元素である。本発明においてＡｌの含有
量を８．０％以下と規定した理由は、Ａｌの含有量が
８．０％を超えると溶体化処理が困難になり、十分な
γ′相が形成できずに高温強度が低下してしまうためで
ある。
【００２０】Ｍｎ（マンガン）は、脱硫および脱酸剤と
して重要な元素であるとともに、組織を安定化する役割
を果たす元素である。本発明において、Ｍｎの含有量を
１．０％以下と規定した理由は、Ｍｎを過剰に添加する
と靭性を劣化させてしまうためである。
して重要な元素であるとともに、組織を安定化する役割
を果たす元素である。本発明において、Ｍｎの含有量を
１．０％以下と規定した理由は、Ｍｎを過剰に添加する
と靭性を劣化させてしまうためである。
【００２１】Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として添加する
元素である。本発明において、Ｓｉの含有量を１．０％
以下と規定した理由は、Ｓｉを過剰に添加すると、高温
加熱中での著しい脆化を引き起こしてしまうためであ
る。
元素である。本発明において、Ｓｉの含有量を１．０％
以下と規定した理由は、Ｓｉを過剰に添加すると、高温
加熱中での著しい脆化を引き起こしてしまうためであ
る。
【００２２】Ｃ（炭素）は、粒界強化元素であるととも
に、組織を安定化する役割を果たす元素である。本発明
において、Ｃの含有量を０．５％以下と規定した理由
は、Ｃの含有量が０．５％を超えると、靭性および加工
成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明にお
いて望ましいＣの含有量は、０．０５〜０．２％であ
り、この場合には、さらに優れた粒界強化特性および組
織安定性を得ることができる。
に、組織を安定化する役割を果たす元素である。本発明
において、Ｃの含有量を０．５％以下と規定した理由
は、Ｃの含有量が０．５％を超えると、靭性および加工
成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明にお
いて望ましいＣの含有量は、０．０５〜０．２％であ
り、この場合には、さらに優れた粒界強化特性および組
織安定性を得ることができる。
【００２３】Ｙ２Ｏ３（三酸化イットリウム）は、機械
的合金化により均一分散させることにより、クリープ強
度を向上させる役割を果たす元素である。本発明におい
て、Ｙ２Ｏ３の含有量を０．０１〜１０．０％と規定し
た理由は、含有量が１０．０％を超えると、延性および
加工成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明
において望ましいＹ２Ｏ３の含有量は、０．２〜５．０
％であり、この場合には、さらに優れたクリープ強度を
得ることができる。
的合金化により均一分散させることにより、クリープ強
度を向上させる役割を果たす元素である。本発明におい
て、Ｙ２Ｏ３の含有量を０．０１〜１０．０％と規定し
た理由は、含有量が１０．０％を超えると、延性および
加工成形性が著しく劣化してしまうためである。本発明
において望ましいＹ２Ｏ３の含有量は、０．２〜５．０
％であり、この場合には、さらに優れたクリープ強度を
得ることができる。
【００２４】請求項４記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜３記載の酸化物分散強化型合金において、重
量％で、Ｔｉを８．０％含有させたことを特徴とする。
請求項１〜３記載の酸化物分散強化型合金において、重
量％で、Ｔｉを８．０％含有させたことを特徴とする。
【００２５】請求項５記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜４記載の酸化物分散強化型合金において、Ｔ
ａとＮｂとの少なくとも一種を、重量％で、各々８．０
％以下含有させたことを特徴とする。
請求項１〜４記載の酸化物分散強化型合金において、Ｔ
ａとＮｂとの少なくとも一種を、重量％で、各々８．０
％以下含有させたことを特徴とする。
【００２６】本発明において、請求項４および５のよう
に組成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明す
る。
に組成範囲を限定した理由について、各元素毎に説明す
る。
【００２７】Ｔｉ（チタン）はＡｌと同様に、耐酸化性
を向上させるのに有効な元素である。また、Ｔｉは、含
有量を低くした場合には固溶強化に寄与し、Ｔｉの含有
量を比較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を
形成する役割を果たす。本発明において、Ｔｉの含有量
を８．０％以下と定めた理由は、Ｔｉの含有量が８．０
％を超えると、溶体化処理が困難になり十分なγ′相が
形成できずに高温強度が低下してしまうためである。
を向上させるのに有効な元素である。また、Ｔｉは、含
有量を低くした場合には固溶強化に寄与し、Ｔｉの含有
量を比較的高くした場合には、強化因子であるγ′相を
形成する役割を果たす。本発明において、Ｔｉの含有量
を８．０％以下と定めた理由は、Ｔｉの含有量が８．０
％を超えると、溶体化処理が困難になり十分なγ′相が
形成できずに高温強度が低下してしまうためである。
【００２８】Ｔａ（タンタル）とＮｂ（ニオブ）は固溶
強化元素として非常に有効な元素である。本発明におい
て、Ｔａの含有量を８．０％以下と規定した理由は、Ｔ
ａの含有量が８．０％を超えると、靭性および加熱脆化
特性を著しく低下してしまうためである。また、本発明
において、Ｎｂの含有量を８．０％以下と規定した理由
は、Ｎｂの含有量が８．０％を超えると耐酸化性が著し
く劣化してしまうためである。
強化元素として非常に有効な元素である。本発明におい
て、Ｔａの含有量を８．０％以下と規定した理由は、Ｔ
ａの含有量が８．０％を超えると、靭性および加熱脆化
特性を著しく低下してしまうためである。また、本発明
において、Ｎｂの含有量を８．０％以下と規定した理由
は、Ｎｂの含有量が８．０％を超えると耐酸化性が著し
く劣化してしまうためである。
【００２９】請求項６記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜５記載の酸化物分散強化型合金において、Ｙ
２Ｏ３の粒径分布が０．０１〜５μｍであることを特徴
とする。
請求項１〜５記載の酸化物分散強化型合金において、Ｙ
２Ｏ３の粒径分布が０．０１〜５μｍであることを特徴
とする。
【００３０】本発明において、Ｙ２Ｏ３の粒径をできる
だけ小さくすることにより、Ｎｉ基合金の母相中に、Ｙ
２Ｏ３を均一に分散させることが可能である。
だけ小さくすることにより、Ｎｉ基合金の母相中に、Ｙ
２Ｏ３を均一に分散させることが可能である。
【００３１】請求項７記載の酸化物分散強化型合金は、
請求項１〜６記載の酸化物分散強化型合金において、Ｎ
ｉ基合金の母相中における酸素含有量が６００ｐｐｍ以
下であることを特徴とする。
請求項１〜６記載の酸化物分散強化型合金において、Ｎ
ｉ基合金の母相中における酸素含有量が６００ｐｐｍ以
下であることを特徴とする。
【００３２】本発明において、酸素含有量を６００ｐｐ
ｍ以下と規定した理由は、酸素含有量が６００ｐｐｍを
超える場合には、高温強度が低下してしまうためであ
る。
ｍ以下と規定した理由は、酸素含有量が６００ｐｐｍを
超える場合には、高温強度が低下してしまうためであ
る。
【００３３】請求項８記載の酸化物分散強化型合金の製
造方法は、請求項１〜７記載の酸化物分散強化型合金に
おいて、母相となるＮｉ基合金粉末とＹ２Ｏ３粉末とを
高エネルギーボールミルにより機械的合金化処理をする
ことを特徴とする。
造方法は、請求項１〜７記載の酸化物分散強化型合金に
おいて、母相となるＮｉ基合金粉末とＹ２Ｏ３粉末とを
高エネルギーボールミルにより機械的合金化処理をする
ことを特徴とする。
【００３４】本発明において、高エネルギーボールミル
により機械的合金化処理を行うことにより、母相となる
Ｎｉ基合金中にＹ２Ｏ３を均一に微細分散させることが
可能である。
により機械的合金化処理を行うことにより、母相となる
Ｎｉ基合金中にＹ２Ｏ３を均一に微細分散させることが
可能である。
【００３５】請求項９記載の酸化物分散強化型合金の製
造方法は、請求項８記載の酸化物分散強化型合金の製造
方法において、機械的合金化処理後に得られた粉末をＨ
ＩＰ処理により固形化することを特徴とする。
造方法は、請求項８記載の酸化物分散強化型合金の製造
方法において、機械的合金化処理後に得られた粉末をＨ
ＩＰ処理により固形化することを特徴とする。
【００３６】本発明において、均一分散された粉末にＨ
ＩＰ（hot isostatic pressing）処理を施して固形化す
ることにより、緻密な酸化物分散強化型合金を得ること
ができる。
ＩＰ（hot isostatic pressing）処理を施して固形化す
ることにより、緻密な酸化物分散強化型合金を得ること
ができる。
【００３７】請求項１０記載の高温耐熱部品は、請求項
１〜７記載のいずれかの酸化物分散強化型合金によっ
て、ガスタービン用燃焼器ライナ、動翼、静翼、タービ
ンケーシングなどの高温耐熱部分に使用したことを特徴
とする。
１〜７記載のいずれかの酸化物分散強化型合金によっ
て、ガスタービン用燃焼器ライナ、動翼、静翼、タービ
ンケーシングなどの高温耐熱部分に使用したことを特徴
とする。
【００３８】本発明において、次世代燃焼器である１６
００℃超級ガスタービンにも対応可能な、燃焼器ライナ
などの高温耐熱部品を得ることができる。
００℃超級ガスタービンにも対応可能な、燃焼器ライナ
などの高温耐熱部品を得ることができる。
【００３９】
【発明の実施の形態】以下、本発明に係る実施形態につ
いて、実施例、比較例および従来例とともに説明する。
いて、実施例、比較例および従来例とともに説明する。
【００４０】第１実施形態（実施例１〜１６、比較例１
〜１５、従来例１〜５、（表１〜表３、表４、図１〜図
３）） 本実施形態では、表１に示す成分組成範囲の実施例１〜
１６を用いた。
〜１５、従来例１〜５、（表１〜表３、表４、図１〜図
３）） 本実施形態では、表１に示す成分組成範囲の実施例１〜
１６を用いた。
【００４１】
【表１】
【００４２】表１に示すように、実施例１〜１６は、本
発明の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料で
ある。
発明の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料で
ある。
【００４３】具体的な酸化物分散強化型合金材料の成分
組成範囲は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、
Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：７．
０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａｌ：
８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）、Ｙ２Ｏ３：
０．０１〜１０．０％の範囲であり、残部をＮｉおよび
不可避的不純物とした。
組成範囲は、重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、
Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：７．
０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａｌ：
８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）、Ｙ２Ｏ３：
０．０１〜１０．０％の範囲であり、残部をＮｉおよび
不可避的不純物とした。
【００４４】なお、表１に示すように、上記組成範囲以
外の合金材料を実施例と比較する例として、比較例１〜
１５に示す。
外の合金材料を実施例と比較する例として、比較例１〜
１５に示す。
【００４５】また、従来例として、合金中にＹ２Ｏ３を
含まない合金材料を表２に示す。
含まない合金材料を表２に示す。
【００４６】
【表２】
【００４７】具体的には、表２に示すように、市販品の
HS188 と Hastelloy -X を用いた。
HS188 と Hastelloy -X を用いた。
【００４８】さらに、従来例として、Ｙ２Ｏ３を含有さ
せて分散強化させた酸化物分散強化型合金を表３に示
す。
せて分散強化させた酸化物分散強化型合金を表３に示
す。
【００４９】
【表３】
【００５０】具体的には、表３に示すように、酸化物分
散強化型合金の１つであるMA754 およびMA856 を用い
た。
散強化型合金の１つであるMA754 およびMA856 を用い
た。
【００５１】表１に示す組成範囲にある原料粉末を、高
エネルギーボールミル（アトライタ）を用いて、Ａｒ
（アルゴン）ガス雰囲気中で４８時間の機械的合金化処
理を行った。回収した粉末をステンレス鋼製のカプセル
に真空封入し、１０５０℃の温度で、２時間加圧保持し
てＨＩＰ処理を施し、原料粉末を焼結して固形化した。
さらに、１０５０℃の温度で熱間圧延により平鋼を作製
し、作製した平鋼から引張試験片を切り出した。なお、
表２および表３に示す従来例についても、同様の方法に
よって試験片の作製を行った。
エネルギーボールミル（アトライタ）を用いて、Ａｒ
（アルゴン）ガス雰囲気中で４８時間の機械的合金化処
理を行った。回収した粉末をステンレス鋼製のカプセル
に真空封入し、１０５０℃の温度で、２時間加圧保持し
てＨＩＰ処理を施し、原料粉末を焼結して固形化した。
さらに、１０５０℃の温度で熱間圧延により平鋼を作製
し、作製した平鋼から引張試験片を切り出した。なお、
表２および表３に示す従来例についても、同様の方法に
よって試験片の作製を行った。
【００５２】本実施形態で得られた各試験片を対象とし
て高温引張試験を行い、上記引張試験結果を表４および
図１〜３に示す。
て高温引張試験を行い、上記引張試験結果を表４および
図１〜３に示す。
【００５３】
【表４】
【００５４】表４に示す高温引張試験は、温度１０００
℃の条件により試験を行った。高温強度について調査す
るために、０．２％耐力（ＹＳ）と最大引張応力（ＵＴ
Ｓ）を測定した。また、加工成形性について調査するた
めに、伸び（％）と絞り（％）を測定した。耐酸化性の
評価を行うために、１０００℃の温度で１０００時間の
大気中高温酸化試験を行い、質量増加量を測定して酸化
増量（ｍｇ／ｃｍ２）とした。
℃の条件により試験を行った。高温強度について調査す
るために、０．２％耐力（ＹＳ）と最大引張応力（ＵＴ
Ｓ）を測定した。また、加工成形性について調査するた
めに、伸び（％）と絞り（％）を測定した。耐酸化性の
評価を行うために、１０００℃の温度で１０００時間の
大気中高温酸化試験を行い、質量増加量を測定して酸化
増量（ｍｇ／ｃｍ２）とした。
【００５５】表４に示すように、上記した実施例、比較
例および従来例から以下のことが判明した。
例および従来例から以下のことが判明した。
【００５６】Ｃｒに関して、Ｃｒの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
および比較例２に比べて、高温強度（高温引張試験の
０．２％耐力（ＹＳ）および最大引張応力（ＵＴＳ））
と耐酸化性（酸化増量）が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
および比較例２に比べて、高温強度（高温引張試験の
０．２％耐力（ＹＳ）および最大引張応力（ＵＴＳ））
と耐酸化性（酸化増量）が向上した。
【００５７】Ｃｏに関して、Ｃｏの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例３
に比べて、高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例３
に比べて、高温強度が向上した。
【００５８】ＷとＭｏに関して、Ｍｏ＋Ｗ含有量が本発
明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比
較例４〜７に比べて、高温強度と耐酸化性が向上した。
明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比
較例４〜７に比べて、高温強度と耐酸化性が向上した。
【００５９】Ｆｅに関して、Ｆｅの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例８
と比較例９に比べて、高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例８
と比較例９に比べて、高温強度が向上した。
【００６０】Ａｌに関して、Ａｌの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
０に比べて、高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
０に比べて、高温強度が向上した。
【００６１】Ｍｎに関して、Ｍｎの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
１に比べて、耐酸化性が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
１に比べて、耐酸化性が向上した。
【００６２】Ｓｉに関して、Ｓｉの含有量が本発明の規
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
２に比べて、は高温強度が向上した。
定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１
２に比べて、は高温強度が向上した。
【００６３】Ｃに関して、Ｃの含有量が本発明の規定範
囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１３に
比べて、高温強度が向上した。
囲内にある実施例は、規定範囲以外である比較例１３に
比べて、高温強度が向上した。
【００６４】Ｙ２Ｏ３に関して、Ｙ２Ｏ３の含有量が本
発明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である
比較例１４および比較例１５に比べて、高温強度が向上
した。
発明の規定範囲内にある実施例は、規定範囲以外である
比較例１４および比較例１５に比べて、高温強度が向上
した。
【００６５】以上の結果、本発明における実施例合金
は、比較例および従来例の合金に比べて、高温引張試験
の０．２％耐力および最大引張応力の値が高く、高温強
度に優れていることが確認された。また、耐酸化性につ
いても、従来以上の特性を有することがわかった。さら
に、高温での伸び（％）および絞り（％）の値が低いほ
ど、高温における加工抵抗を招くことから、従来の合金
に比べて高い伸びおよび絞りを有する本発明の実施例合
金は、加工成形性（熱間加工性）に優れていることがわ
かった。
は、比較例および従来例の合金に比べて、高温引張試験
の０．２％耐力および最大引張応力の値が高く、高温強
度に優れていることが確認された。また、耐酸化性につ
いても、従来以上の特性を有することがわかった。さら
に、高温での伸び（％）および絞り（％）の値が低いほ
ど、高温における加工抵抗を招くことから、従来の合金
に比べて高い伸びおよび絞りを有する本発明の実施例合
金は、加工成形性（熱間加工性）に優れていることがわ
かった。
【００６６】従って、本発明の実施例合金は、高温強
度、耐酸化性および加工成形性のいずれも、従来例の合
金に比べて優れた特性を有していることが明らかとなっ
た。特に、実施例１〜４の合金が、非常に優れた特性を
有している。
度、耐酸化性および加工成形性のいずれも、従来例の合
金に比べて優れた特性を有していることが明らかとなっ
た。特に、実施例１〜４の合金が、非常に優れた特性を
有している。
【００６７】第２実施形態（実施例１７〜１９、比較例
１８〜２０、（表５〜表８）） 本実施形態では、表５に示す成分組成範囲の実施例１７
と表６に示す成分組成範囲の実施例１８および実施例１
９を用いた。
１８〜２０、（表５〜表８）） 本実施形態では、表５に示す成分組成範囲の実施例１７
と表６に示す成分組成範囲の実施例１８および実施例１
９を用いた。
【００６８】
【表５】
【００６９】
【表６】
【００７０】表５に示すように、実施例１７は、本発明
の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料であ
る。
の成分組成範囲にある酸化物分散強化型合金材料であ
る。
【００７１】具体的には、実施例１７による酸化物分散
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：２．０％、Ｓｉ：
０．５％、Ｃ：０．１％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残
部をＮｉおよび不可避的不純物とした。なお、比較例１
６および比較例１７では、Ｔｉの含有量を規定範囲以外
の値とした。
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：２．０％、Ｓｉ：
０．５％、Ｃ：０．１％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残
部をＮｉおよび不可避的不純物とした。なお、比較例１
６および比較例１７では、Ｔｉの含有量を規定範囲以外
の値とした。
【００７２】表６に示すように、実施例１８と実施例１
９では以下のような原料組成とした。
９では以下のような原料組成とした。
【００７３】具体的には、実施例１８による酸化物分散
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ｔａ：４．０％、Ｎｂ：０％、Ａｌ：１．
０％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１
％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避
的不純物とした。
強化型合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．０％、Ｃ
ｏ：１．５％、Ｍｏ：９．０％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：
１７．５％、Ｔａ：４．０％、Ｎｂ：０％、Ａｌ：１．
０％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１
％、Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避
的不純物とした。
【００７４】また、実施例１９による酸化物分散強化型
合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．２％、Ｃｏ：
１．５％、Ｍｏ：８．８％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：１
７．５％、Ｔａ：０％、Ｎｂ：２．１％、Ａｌ：１．０
％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１％、
Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避的不
純物とした。
合金の原料は、重量％で、Ｃｒ：２１．２％、Ｃｏ：
１．５％、Ｍｏ：８．８％、Ｗ：０．６％、Ｆｅ：１
７．５％、Ｔａ：０％、Ｎｂ：２．１％、Ａｌ：１．０
％、Ｍｎ：０．５％、Ｓｉ：０．５％、Ｃ：０．１％、
Ｙ２Ｏ３：３．０％とし、残部をＮｉおよび不可避的不
純物とした。
【００７５】なお比較例１８〜２０では、ＴａとＮｂの
含有量を規定範囲以外の値とした。上記の組成範囲にあ
る実施例と比較例についての原料粉末を、第１実施形態
と同様の方法により、試料の作製を行った。
含有量を規定範囲以外の値とした。上記の組成範囲にあ
る実施例と比較例についての原料粉末を、第１実施形態
と同様の方法により、試料の作製を行った。
【００７６】本実施形態で得られた各試験片を対象とし
て、高温引張試験を行い、０．２％耐力（ＹＳ）、最大
引張応力（ＵＴＳ）、伸び（％）および絞り（％）を測
定した。その評価試験結果を表７および表８に示す。な
お、試験条件は第１実施形態と同様の条件である。
て、高温引張試験を行い、０．２％耐力（ＹＳ）、最大
引張応力（ＵＴＳ）、伸び（％）および絞り（％）を測
定した。その評価試験結果を表７および表８に示す。な
お、試験条件は第１実施形態と同様の条件である。
【００７７】
【表７】
【００７８】
【表８】
【００７９】表７に示すように、Ｔｉに関して、Ｔｉの
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１７は、規定
範囲以外である比較例１６および比較例１７に比べて、
高温強度が向上した。
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１７は、規定
範囲以外である比較例１６および比較例１７に比べて、
高温強度が向上した。
【００８０】表８に示すように、Ｔａに関して、Ｔａの
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１８および実
施例１９は、規定範囲以外である比較例１８および比較
例１９に比べて、高温強度が向上した。またＮｂに関し
て、Ｎｂの含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１
８および実施例１９は、規定範囲以外である比較例２０
に比べて、高温強度が向上した。
含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１８および実
施例１９は、規定範囲以外である比較例１８および比較
例１９に比べて、高温強度が向上した。またＮｂに関し
て、Ｎｂの含有量が本発明の規定範囲内にある実施例１
８および実施例１９は、規定範囲以外である比較例２０
に比べて、高温強度が向上した。
【００８１】従って、本発明によって得られた酸化物分
散強化型合金は、高温強度および耐酸化性において優れ
た特性を有していることがわかった。
散強化型合金は、高温強度および耐酸化性において優れ
た特性を有していることがわかった。
【００８２】第３実施形態（実施例２０、比較例２１〜
２３（表９）） 本実施形態では、表９に示すように、試験片として、表
１〜表３における実施例１の成分組成範囲の酸化物分散
強化型合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条件
で試験片を作製した実施例２０を用いた。
２３（表９）） 本実施形態では、表９に示すように、試験片として、表
１〜表３における実施例１の成分組成範囲の酸化物分散
強化型合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条件
で試験片を作製した実施例２０を用いた。
【００８３】
【表９】
【００８４】表９に示すように、実施例２０は、Ｎｉ基
合金母相中におけるＹ２Ｏ３の粒径分布が本発明の規定
範囲内であり、具体的には、Ｙ２Ｏ３の粒径分布が０．
０１〜５．０μｍである。比較例２１〜２３は、それぞ
れ比較例２１は粒径分布を０．０１〜８．０μｍ、比較
例２２は粒径分布を０．５〜８．０μｍ、比較例２３は
粒径分布を０．５〜１０．０μｍとした。なお、比較例
においても、試験片として、表１〜表３における実施例
１の成分組成範囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、
第１実施形態と同様の処理条件で試験片を作製した。
合金母相中におけるＹ２Ｏ３の粒径分布が本発明の規定
範囲内であり、具体的には、Ｙ２Ｏ３の粒径分布が０．
０１〜５．０μｍである。比較例２１〜２３は、それぞ
れ比較例２１は粒径分布を０．０１〜８．０μｍ、比較
例２２は粒径分布を０．５〜８．０μｍ、比較例２３は
粒径分布を０．５〜１０．０μｍとした。なお、比較例
においても、試験片として、表１〜表３における実施例
１の成分組成範囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、
第１実施形態と同様の処理条件で試験片を作製した。
【００８５】得られた試験片について、高温引張試験
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
【００８６】表９に示すように、本発明の粒径分布の規
定範囲にある実施例２０は、規定範囲以外である比較例
２１〜２３に比べて、０．２％耐力および最大引張応力
の値が高く、高温強度が優れていることが確認された。
定範囲にある実施例２０は、規定範囲以外である比較例
２１〜２３に比べて、０．２％耐力および最大引張応力
の値が高く、高温強度が優れていることが確認された。
【００８７】第４実施形態（実施例２１、比較例２４〜
２６、（表１０）） 本実施形態では、表１０に示すように、試験片として、
表１〜表３における実施例１の成分組成範囲の酸化物分
散強化型合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条
件で試験片を作製した実施例２１を用いた。
２６、（表１０）） 本実施形態では、表１０に示すように、試験片として、
表１〜表３における実施例１の成分組成範囲の酸化物分
散強化型合金材料を用い、第１実施形態と同様の処理条
件で試験片を作製した実施例２１を用いた。
【００８８】
【表１０】
【００８９】表１０に示すように、実施例２１は、酸素
含有量が本発明の規定範囲内であり、具体的には、酸素
含有量が５００ｐｐｍである。比較例２４〜２６は、そ
れぞれ比較例２４は酸素含有量を８００ｐｐｍ、比較例
２５は酸素含有量を１０００ｐｐｍ、比較例２６は酸素
含有量を２０００ｐｐｍとした。なお、比較例において
も、試験片として、表１〜表３における実施例１の成分
組成範囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、第１実施
形態と同様の処理条件で試験片を作製した。
含有量が本発明の規定範囲内であり、具体的には、酸素
含有量が５００ｐｐｍである。比較例２４〜２６は、そ
れぞれ比較例２４は酸素含有量を８００ｐｐｍ、比較例
２５は酸素含有量を１０００ｐｐｍ、比較例２６は酸素
含有量を２０００ｐｐｍとした。なお、比較例において
も、試験片として、表１〜表３における実施例１の成分
組成範囲の酸化物分散強化型合金材料を用い、第１実施
形態と同様の処理条件で試験片を作製した。
【００９０】得られた試験片について、高温引張試験
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
（試験温度：１０００℃）を行い、０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）および最大引張応力（ＵＴＳ）を測定した。
【００９１】表１０に示すように、本発明の酸素含有量
の規定範囲にある実施例２１の合金は、比較例２４〜２
６の合金に比べて、０．２％耐力および最大引張応力の
値が高く、高温強度が優れていることが確認された。
の規定範囲にある実施例２１の合金は、比較例２４〜２
６の合金に比べて、０．２％耐力および最大引張応力の
値が高く、高温強度が優れていることが確認された。
【００９２】
【発明の効果】以上で説明したように、本発明による酸
化物分散強化型合金、酸化物分散強化型合金の製造方法
および酸化物分散強化型合金を用いた高温耐熱部品によ
れば、次世代燃焼器である１６００℃超級ガスタービン
の燃焼器ライナなどに適用することにより、１０００℃
付近においても優れた高温強度、耐酸化性および加工成
形性を得ることができる。
化物分散強化型合金、酸化物分散強化型合金の製造方法
および酸化物分散強化型合金を用いた高温耐熱部品によ
れば、次世代燃焼器である１６００℃超級ガスタービン
の燃焼器ライナなどに適用することにより、１０００℃
付近においても優れた高温強度、耐酸化性および加工成
形性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１〜１６、比較例１〜１５および従来例
の高温引張試験結果の０．２％耐力を説明するグラフ。
の高温引張試験結果の０．２％耐力を説明するグラフ。
【図２】実施例１〜１６、比較例１〜１５および従来例
の高温引張試験結果の最大引張応力を説明するグラフ。
の高温引張試験結果の最大引張応力を説明するグラフ。
【図３】実施例１〜１６、比較例１〜１５および従来例
の酸化増量を説明するグラフ。
の酸化増量を説明するグラフ。
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ：１８．０〜２５．０
％、Ｃｏ：３．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ＋Ｗ：
７．０〜１２．０％、Ｆｅ：１５．０〜２２．０％、Ａ
ｌ：８．０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：１．０％以
下（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．５％以下（０を含まない）を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相
中に、Ｙ２Ｏ３を０．０１〜１０．０％分散させたこと
を特徴とする酸化物分散強化型合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０
％、Ｃｏ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：８．０〜１０．０
％、Ｗ：０．２〜１．０％、Ｆｅ：１７．０〜２０．０
％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：１．０％以下
（０を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０を含まな
い）、Ｃ：０．０５〜０．２％を含み、残部がＮｉおよ
び不可避的不純物からなるＮｉ基合金の母相中に、Ｙ２
Ｏ３を０．２〜５．０％分散させたことを特徴とする酸
化物分散強化型合金。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃｒ：２０．５〜２３．０
％、Ｃｏ：０．５〜２．５％、Ｗ：８．０〜１０．０
％、Ｆｅ：１７．０〜２０．０％、Ａｌ：０．０１〜
３．０％、Ｍｎ：１．０％以下（０を含まない）、Ｓ
ｉ：１．０％以下（０を含まない）、Ｃ：０．０５〜
０．２％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物から
なるＮｉ基合金の母相中に、Ｙ２Ｏ３を０．２〜５．０
％分散させたことを特徴とする酸化物分散強化型合金。 - 【請求項４】 請求項１〜３記載の酸化物分散強化型合
金において、重量％で、Ｔｉを８．０％以下含有させた
ことを特徴とする酸化物分散強化型合金。 - 【請求項５】 請求項１〜４記載の酸化物分散強化型合
金において、ＴａとＮｂとの少なくとも一種を、重量％
で、各々８．０％以下含有させたことを特徴とする酸化
物分散強化型合金。 - 【請求項６】 請求項１〜５記載の酸化物分散強化型合
金において、Ｙ２Ｏ３の粒径分布が０．０１〜５μｍで
あることを特徴とする酸化物分散強化型合金。 - 【請求項７】 請求項１〜６記載の酸化物分散強化型合
金において、Ｎｉ基合金の母相中における酸素含有量が
６００ｐｐｍ以下であることを特徴とする酸化物分散強
化型合金。 - 【請求項８】 請求項１〜７記載の酸化物分散強化型合
金において、母相となるＮｉ基合金粉末とＹ２Ｏ３粉末
とを高エネルギーボールミルにより機械的合金化処理す
ることを特徴とする酸化物分散強化型合金の製造方法。 - 【請求項９】 請求項８記載の酸化物分散強化型合金の
製造方法において、機械的合金化処理後に得られた粉末
をＨＩＰ処理により固形化することを特徴とする酸化物
分散強化型合金の製造方法。 - 【請求項１０】 請求項１〜７記載のいずれかの酸化物
分散強化型合金をガスタービン用燃焼器ライナなどの高
温耐熱部分に使用したことを特徴とする高温耐熱部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9216823A JPH1161303A (ja) | 1997-08-11 | 1997-08-11 | 酸化物分散強化型合金、その合金の製造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9216823A JPH1161303A (ja) | 1997-08-11 | 1997-08-11 | 酸化物分散強化型合金、その合金の製造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161303A true JPH1161303A (ja) | 1999-03-05 |
Family
ID=16694460
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9216823A Pending JPH1161303A (ja) | 1997-08-11 | 1997-08-11 | 酸化物分散強化型合金、その合金の製造方法およびその合金を用いた高温耐熱部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1161303A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010223565A (ja) * | 2009-03-25 | 2010-10-07 | Osaka Gas Co Ltd | バーナノズル |
| JP2017529453A (ja) * | 2014-07-21 | 2017-10-05 | ヌオーヴォ ピニォーネ ソチエタ レスポンサビリタ リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | 付加製造によって機械の構成部品を製造するための方法 |
| WO2021066142A1 (ja) * | 2019-10-03 | 2021-04-08 | 東京都公立大学法人 | 耐熱合金、耐熱合金粉末、耐熱合金成形体およびその製造方法 |
| CN116287873A (zh) * | 2023-05-19 | 2023-06-23 | 北京煜鼎增材制造研究院有限公司 | 一种1100℃用镍基高温合金及其增材制造方法 |
-
1997
- 1997-08-11 JP JP9216823A patent/JPH1161303A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010223565A (ja) * | 2009-03-25 | 2010-10-07 | Osaka Gas Co Ltd | バーナノズル |
| JP2017529453A (ja) * | 2014-07-21 | 2017-10-05 | ヌオーヴォ ピニォーネ ソチエタ レスポンサビリタ リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | 付加製造によって機械の構成部品を製造するための方法 |
| US11033959B2 (en) | 2014-07-21 | 2021-06-15 | Nuovo Pignone Srl | Method for manufacturing machine components by additive manufacturing |
| WO2021066142A1 (ja) * | 2019-10-03 | 2021-04-08 | 東京都公立大学法人 | 耐熱合金、耐熱合金粉末、耐熱合金成形体およびその製造方法 |
| US11846006B2 (en) | 2019-10-03 | 2023-12-19 | Tokyo Metropolitan Public University Corporation | Heat-resistant alloy, heat-resistant alloy powder, heat-resistant alloy structural component, and manufacturing method of the same |
| CN116287873A (zh) * | 2023-05-19 | 2023-06-23 | 北京煜鼎增材制造研究院有限公司 | 一种1100℃用镍基高温合金及其增材制造方法 |
| CN116287873B (zh) * | 2023-05-19 | 2023-08-04 | 北京煜鼎增材制造研究院股份有限公司 | 一种1100℃用镍基高温合金及其增材制造方法 |
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