JPS58193335A - 分散強化型ニツケル基耐熱焼結合金およびその製造法 - Google Patents
分散強化型ニツケル基耐熱焼結合金およびその製造法Info
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- JPS58193335A JPS58193335A JP57076079A JP7607982A JPS58193335A JP S58193335 A JPS58193335 A JP S58193335A JP 57076079 A JP57076079 A JP 57076079A JP 7607982 A JP7607982 A JP 7607982A JP S58193335 A JPS58193335 A JP S58193335A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は酸化イツトリウムおよび／または酸化ジルコニ
ウムを分散させたニッケル基耐熱合金に関するものであ
る。
ウムを分散させたニッケル基耐熱合金に関するものであ
る。
分散強化型ニッケル基耐熱合金は、金属・合金に高温で
安定な酸化物などの微細粒子を均一に分散させたもので
、高温強度が高く焼鈍軟化しにくいなど耐熱性にすぐれ
ている上に酸化物などの添加による耐高温劣化は極めて
少ないなどの長所を有する。
安定な酸化物などの微細粒子を均一に分散させたもので
、高温強度が高く焼鈍軟化しにくいなど耐熱性にすぐれ
ている上に酸化物などの添加による耐高温劣化は極めて
少ないなどの長所を有する。
このような耐熱合金を得るために各種の酸化物分散強化
型耐熱合金が研究されており、中でもイツトリアを機械
的に合金化させたニッケル基の耐熱合金は航空機のジェ
ットエンジン用や発電機の／ ガスタニビン用の耐熱材料として使用されている。
型耐熱合金が研究されており、中でもイツトリアを機械
的に合金化させたニッケル基の耐熱合金は航空機のジェ
ットエンジン用や発電機の／ ガスタニビン用の耐熱材料として使用されている。
上記のイツトリア分散強化型ニッケル基耐熱合金は約９
００℃以下の温度域では主としてＣｏａｃｔなどの固溶
強化とγ相（Ｎｉ ａ （ＴｉＡＪ） ）析出による析
出強化が働き、９００℃〜１０５０℃の温度域ては主と
してイツトリア分散による分散強化が働いている。
００℃以下の温度域では主としてＣｏａｃｔなどの固溶
強化とγ相（Ｎｉ ａ （ＴｉＡＪ） ）析出による析
出強化が働き、９００℃〜１０５０℃の温度域ては主と
してイツトリア分散による分散強化が働いている。
近年の航空機用燃料の高騰はジェット・エンジンの燃料
消費率の低下す、なわち、熱効率と推進効率の大きくす
ることを求めている。このことはエンジンのタービン入
口置戸の高温化を意味し、さらに高温に耐えうる耐熱合
金を必要としている。
消費率の低下す、なわち、熱効率と推進効率の大きくす
ることを求めている。このことはエンジンのタービン入
口置戸の高温化を意味し、さらに高温に耐えうる耐熱合
金を必要としている。
従来のイツトリア分散強化型ニッケル基耐熱材料は１０
５０℃以上では十分な強度をもたない。又、７００℃以
下では通常の酸化物を含有しない耐熱材料いわゆる超合
金に比較して強度に若干力る欠点がある。
５０℃以上では十分な強度をもたない。又、７００℃以
下では通常の酸化物を含有しない耐熱材料いわゆる超合
金に比較して強度に若干力る欠点がある。
本発明は上記のような点に鑑み、従来の酸化物分散強化
型ニッケル基耐熱合金よりもすぐれた耐高温特性、特に
１０５０℃以上の高温でも十分な強度をもち、かつ約７
００°Ｃ以下の温度域でもすぐれた強度を有する分散強
化型ニッケル基耐熱合金を得るべく鋭意研究した結果、
重量％で Ｃｒ −−−１０〜２０％ Ｃｏ・・・ ２〜１０％ Ｍｏ・・・ ６１０％ １ Ｗ ・・・ ≦ ４％ Ｔａおよび／またはＮｂ ・・・ ≦５％Ａ７
４〜８％ Ｔｉ ２〜６％ ＣＯ，０５〜Ｏ６２％ 約２ｏｏｏＸ 以下の粒子サイズのＺｒＯ２ふ・よび／
またはＹ２Ｏ３０，１〜７％ Ｎｉおよび不可避不純物・・・残り からなる組成の合金は１０５０℃以上の高温において安
定した十分な強度と耐熱性を持ち、又約７００℃以下の
温度域でもすぐれた強度を有することを見出した。
型ニッケル基耐熱合金よりもすぐれた耐高温特性、特に
１０５０℃以上の高温でも十分な強度をもち、かつ約７
００°Ｃ以下の温度域でもすぐれた強度を有する分散強
化型ニッケル基耐熱合金を得るべく鋭意研究した結果、
重量％で Ｃｒ −−−１０〜２０％ Ｃｏ・・・ ２〜１０％ Ｍｏ・・・ ６１０％ １ Ｗ ・・・ ≦ ４％ Ｔａおよび／またはＮｂ ・・・ ≦５％Ａ７
４〜８％ Ｔｉ ２〜６％ ＣＯ，０５〜Ｏ６２％ 約２ｏｏｏＸ 以下の粒子サイズのＺｒＯ２ふ・よび／
またはＹ２Ｏ３０，１〜７％ Ｎｉおよび不可避不純物・・・残り からなる組成の合金は１０５０℃以上の高温において安
定した十分な強度と耐熱性を持ち、又約７００℃以下の
温度域でもすぐれた強度を有することを見出した。
以下、本発明について詳細に説明する。
分散強化型ニッケル基耐熱合金の耐熱特性を改善するた
めに分散する酸化物（７Ｊ ｖｏ１９６を高めかつ微細
均一に分散することが重要であると考えた。
めに分散する酸化物（７Ｊ ｖｏ１９６を高めかつ微細
均一に分散することが重要であると考えた。
又比較的低温域７００℃以下での強度を改善するた゛
めにγ相（Ｎｉ ａ （Ｔｉ ＡＸ） 、］の量を増加
させた。
めにγ相（Ｎｉ ａ （Ｔｉ ＡＸ） 、］の量を増加
させた。
本発明において合金元素の含有量を上記範囲に限定した
理由について述べる。
理由について述べる。
（１） Ｃｒ
Ｃｒ は固溶体強化元素であり多量添加することによ
り特に耐酸化性を向上させる。その含有量を１０％以上
としたのは高温で十分な耐熱・耐食性をもたすためであ
り、上限を２０％としたのはこれ以上含有すると高温で
の機械的強度が劣化してくるからである。
り特に耐酸化性を向上させる。その含有量を１０％以上
としたのは高温で十分な耐熱・耐食性をもたすためであ
り、上限を２０％としたのはこれ以上含有すると高温で
の機械的強度が劣化してくるからである。
（２） Ｃ。
Ｃｏ は固溶体を強化するが、２ｗｔ％以下ではその
効果が小さい。添加量の増加とともに析出相γ′の硬さ
とビ相とマトリックス相聞の整合度に影響を与え高温強
度を高める。しかしコバルト添加増加とともに高温域、
特に１１００°Ｃ以上において析出相ビ相の固溶量を増
加させるため、１０ｗｔ％以上添加しても高温特性の改
善効果は著しくない。又原料費の高価をまねく。
効果が小さい。添加量の増加とともに析出相γ′の硬さ
とビ相とマトリックス相聞の整合度に影響を与え高温強
度を高める。しかしコバルト添加増加とともに高温域、
特に１１００°Ｃ以上において析出相ビ相の固溶量を増
加させるため、１０ｗｔ％以上添加しても高温特性の改
善効果は著しくない。又原料費の高価をまねく。
（３） Ｍｏ 、Ｗ
ＭｏｅＷともに固溶体強化元素であり、強力な炭化物生
成元素である。それぞれの元素の上限を１０ｗｔ％、
４ｗｔ％ と定めたのはこれ以上含有すると加工性の劣
化と耐酸化性の劣化が著しくなるからである。ＭＯ量を
Ｗ量より多くした理由はＭＯの方が密度がＷの約半分で
あるからである。
成元素である。それぞれの元素の上限を１０ｗｔ％、
４ｗｔ％ と定めたのはこれ以上含有すると加工性の劣
化と耐酸化性の劣化が著しくなるからである。ＭＯ量を
Ｗ量より多くした理由はＭＯの方が密度がＷの約半分で
あるからである。
（４） Ｔａ 、 Ｎｂ
Ｔａ、Ｎｂ はγ′相生成元素であり、又強力な炭化
物生成元素である。Ｔａ、 ＮｂはＮｉ５Ｎｂ など
のような強化析出物を形成させてγ′相の固溶温度を高
めて高温強度を増加させる。しかしＴａ および／ま
たはＮｂを５ ｗｔ％以上含むとＴａＣ，ＮｂＣとして
結晶粒界に析出し、熱疲労の際のクラックの発生原因と
なる。
物生成元素である。Ｔａ、 ＮｂはＮｉ５Ｎｂ など
のような強化析出物を形成させてγ′相の固溶温度を高
めて高温強度を増加させる。しかしＴａ および／ま
たはＮｂを５ ｗｔ％以上含むとＴａＣ，ＮｂＣとして
結晶粒界に析出し、熱疲労の際のクラックの発生原因と
なる。
（５）Ａｚ７．Ｔｉ
＾１．Ｔｉ はγ′相生成元素であり、その下限、４
ｅ ２ ｗｔ％はこれ以下であるとγ′相の量がすく
なくなり、７００℃以下ですぐれた強度が得られな／ い。その上限、８ Ｔ ６ ｗｔ％はＡｌ は高温で
の耐食性を向上させるがこれ以上加えると加工性が悪化
する。Ｔｉ もこれ以上増加させるとＴａＣ量の増加
をまねきクラック発生原因となり、その高温特性改善効
果は小さくなる。
ｅ ２ ｗｔ％はこれ以下であるとγ′相の量がすく
なくなり、７００℃以下ですぐれた強度が得られな／ い。その上限、８ Ｔ ６ ｗｔ％はＡｌ は高温で
の耐食性を向上させるがこれ以上加えると加工性が悪化
する。Ｔｉ もこれ以上増加させるとＴａＣ量の増加
をまねきクラック発生原因となり、その高温特性改善効
果は小さくなる。
（６）Ｃ
ＣはＮｂ５Ｔａ Ｔｉ Ｍｏ Ｗなどの炭化物を形成す
るが、その含有量が０．０５ｗｔ９６以下では良好なり
リーブ破断強さが得られない。しかしその含有量が０．
２ｗｔ％を越えると粒界の脆化が著しくなる。
るが、その含有量が０．０５ｗｔ９６以下では良好なり
リーブ破断強さが得られない。しかしその含有量が０．
２ｗｔ％を越えると粒界の脆化が著しくなる。
（７）ＺｒＯ２・Ｙ２Ｏ８
Ｚｒ０２ Ｙ２Ｏ３は高温強度を高めるため必要であ）
）０．１ｗｔ％ではその効果は小さく、７ｗｔ％をこえ
ると、微細均一分散さすことが困難になってきてクラッ
クの原因、加工性の低下をまねく。
）０．１ｗｔ％ではその効果は小さく、７ｗｔ％をこえ
ると、微細均一分散さすことが困難になってきてクラッ
クの原因、加工性の低下をまねく。
以上、本発明の合金は通常の粉末冶金法によってつくら
れる。すなわち、湿式乾式アトライター・ボールミルで
混合し、成形・焼結さらに熱間静水圧成形また押出・鍛
造などの高温塑性加工によって緻密化する。得られる合
金は十分な高温特性を有し、又約７００℃以下でもすぐ
れた強度を有する利点がある。
れる。すなわち、湿式乾式アトライター・ボールミルで
混合し、成形・焼結さらに熱間静水圧成形また押出・鍛
造などの高温塑性加工によって緻密化する。得られる合
金は十分な高温特性を有し、又約７００℃以下でもすぐ
れた強度を有する利点がある。
次に超急冷粉末の使用について説明する。
高温強度を高めるために均一に各合金元素を分布させる
必要がある。特に微細結晶粒を有する超急冷粉末、約５
ミクロン以下の結晶粒径をもつ粉末は各元素が均一に分
布し焼結性がよく粉末の混合時間も短縮できうる。結晶
粒が微細なためより均一で加工性もよい。又１０４〜ｂ 却速度で粉末を凝固させるとアモルファス粉末ができる
。アモルファス粉末は各合金元素の固溶限を高めた粉末
組成の可能性ができうる上、極めて均一化することが可
能となる。アモルファス粉は焼結特性の改善を容易とし
、最終製品の結晶径の制御を容易とするなどの利点があ
る。
必要がある。特に微細結晶粒を有する超急冷粉末、約５
ミクロン以下の結晶粒径をもつ粉末は各元素が均一に分
布し焼結性がよく粉末の混合時間も短縮できうる。結晶
粒が微細なためより均一で加工性もよい。又１０４〜ｂ 却速度で粉末を凝固させるとアモルファス粉末ができる
。アモルファス粉末は各合金元素の固溶限を高めた粉末
組成の可能性ができうる上、極めて均一化することが可
能となる。アモルファス粉は焼結特性の改善を容易とし
、最終製品の結晶径の制御を容易とするなどの利点があ
る。
次に機械的合金法と内部酸化法の併用について説明する
。
。
耐熱性を改善させるために酸化物量を増加させると、均
一にかつ微細に分布させることが非常に困難になってく
るし、そのための処理時間も長くなってくる。又酸化物
とマトリックスとの界面状況も悪くなる。これらの欠点
をのぞくためには一部内部酸化された合金粉末を使用す
ることが均一分散をよ＜シ、酸化物とマトリックスの界
面も強化することに著しい効果がある。
一にかつ微細に分布させることが非常に困難になってく
るし、そのための処理時間も長くなってくる。又酸化物
とマトリックスとの界面状況も悪くなる。これらの欠点
をのぞくためには一部内部酸化された合金粉末を使用す
ることが均一分散をよ＜シ、酸化物とマトリックスの界
面も強化することに著しい効果がある。
次に実施例によって本発明をより具体的にする。
（実施例１．）
第−表に示す化学成分組成において（１）は平均４ミク
ロン以下の結晶粒を有するＮｉ −Ｍｏ−Ａｌ の超
急冷粉末を用い、（２）は内部酸化処理したＮｉ−Ｚｒ
Ｏ２粉末を用いてそれぞれ乾式アトライター混合して合
金作成した。これらの合金について大気中で破断強さ試
験を行った。この合金の試験結果は第一図に示す通りで
ある。
ロン以下の結晶粒を有するＮｉ −Ｍｏ−Ａｌ の超
急冷粉末を用い、（２）は内部酸化処理したＮｉ−Ｚｒ
Ｏ２粉末を用いてそれぞれ乾式アトライター混合して合
金作成した。これらの合金について大気中で破断強さ試
験を行った。この合金の試験結果は第一図に示す通りで
ある。
第１表
）
第１図は本発明合金（ｌと２）、従来合金（３と４）の
クリープ破断強さを示す。
クリープ破断強さを示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量比でＣｒ；１０−２０％ｅ Ｃｏ；２〜ｌＯ
％＊ Ｍｏ ；＜１０％、Ｗ；≦４９６＊ Ｔａおよび
／またはＮｂ、≦５％、Ａ／ｉ４〜８％ ＊ Ｔ １
； ２−６９６ｔ Ｃ； ０．０５〜０．２９６ｅ Ｚ
ｒＯ２および／またはＹ ２ｏ ｓ ； ｏ、１〜７％
と約２０００Ａ以下の粒子サイズのＮｉ および不可
避不純物とから成る組成であることを特徴とする分散強
化型ニッケル基焼結合金。 （２、特許請求の範囲第（１）項記載の合金において、
構成組成が約５ミクロン以下の平均結晶粒サイズの超急
冷粉ないしはアモルファス粉末から製造されることを特
徴とする分散強化型ニッケル基耐熱焼結合金。 （３）重量比４Ｃｒ；１０〜２０％、 Ｃｏ３２〜１０
％９ＭＯ；≦１０％、Ｗｉ≦４％、Ｔａおよび／または
Ｎｂ、≦５９６．ＡＩ！Ｎ４〜８％＋ ’ｒｌ ； ２
’−６％ ＋ ＣＢ ０．０５〜０．２９６＋ Ｚｒ
Ｏｓ および／またはＹ２Ｏ３； ０．１〜７％と約
２０００λ以下の粒子サイズのＮｘｅおよび不可避不純
物とから成る分散型ニッケル基焼結合金の製造法におい
て、上記組成の金属およびセラミック粉末を乾式混合し
、成型・焼結し熱間静水圧成型および／または押出・鍛
造などの高温塑性加工することを特徴とする分散強化型
ニッケル基耐熱焼結合金の製造法。 （４）特許請求の範囲第（３）項において、ＺｒＯ２お
よび／またはＹ２Ｏ３を分散させる方法として、機械的
合金法と内部酸化法とを併用することを特徴とする分散
強化型ニッケル基耐熱焼結合金の製造法。 （５）特許請求の範囲第（３）項において、約５ミクロ
ン以下の平均結晶粒サイズを含有する超急冷粉末を使用
することを特徴とする分散強化型ニッケル基耐熱焼結合
金の製造法。 （６）特許請求の範囲第（３）項において、アモルファ
スを含有する超急冷粉末を使用することを特徴とする分
散強化型ニッケル基耐熱焼結合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57076079A JPS58193335A (ja) | 1982-05-06 | 1982-05-06 | 分散強化型ニツケル基耐熱焼結合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57076079A JPS58193335A (ja) | 1982-05-06 | 1982-05-06 | 分散強化型ニツケル基耐熱焼結合金およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58193335A true JPS58193335A (ja) | 1983-11-11 |
Family
ID=13594803
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57076079A Pending JPS58193335A (ja) | 1982-05-06 | 1982-05-06 | 分散強化型ニツケル基耐熱焼結合金およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58193335A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60131943A (ja) * | 1983-12-19 | 1985-07-13 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 分散粒子強化耐熱耐摩耗アルミニウム合金粉末 |
| JPS61264146A (ja) * | 1985-03-13 | 1986-11-22 | インコ、アロイス、インタ−ナシヨナル、インコ−ポレ−テツド | タ−ビン羽根超合金 |
| JPS6369936A (ja) * | 1986-09-08 | 1988-03-30 | アゼア ブラウン ボヴェリ アクチェンゲゼルシャフト | 改良された耐食性を有する酸化物分散硬化ニッケル基超合金 |
| JPH0225536A (ja) * | 1988-07-14 | 1990-01-29 | Daido Steel Co Ltd | Ｎｉ基耐熱合金 |
| FR2672056A1 (fr) * | 1991-01-24 | 1992-07-31 | Tokyo Yogo Kk | Organe d'injection pour machines a coulee sous pression. |
| CN102909378A (zh) * | 2012-10-30 | 2013-02-06 | 南通金巨霸机械有限公司 | 粉末热煅工艺 |
| CN106282636A (zh) * | 2016-08-19 | 2017-01-04 | 三祥新材股份有限公司 | 一种锆化物掺杂高温耐腐蚀镍基合金的制备方法 |
| CN111979469A (zh) * | 2020-07-31 | 2020-11-24 | 青岛理工大学 | 一种基于粉末锻造的氧化物弥散强化钢的制备方法 |
| 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 |
-
1982
- 1982-05-06 JP JP57076079A patent/JPS58193335A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60131943A (ja) * | 1983-12-19 | 1985-07-13 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 分散粒子強化耐熱耐摩耗アルミニウム合金粉末 |
| JPH0474401B2 (ja) * | 1983-12-19 | 1992-11-26 | ||
| JPS61264146A (ja) * | 1985-03-13 | 1986-11-22 | インコ、アロイス、インタ−ナシヨナル、インコ−ポレ−テツド | タ−ビン羽根超合金 |
| JPS6369936A (ja) * | 1986-09-08 | 1988-03-30 | アゼア ブラウン ボヴェリ アクチェンゲゼルシャフト | 改良された耐食性を有する酸化物分散硬化ニッケル基超合金 |
| JP2630323B2 (ja) * | 1986-09-08 | 1997-07-16 | アゼア ブラウン ボヴェリ アクチェンゲゼルシャフト | 改良された耐食性を有する酸化物分散硬化ニッケル基超合金 |
| JPH0225536A (ja) * | 1988-07-14 | 1990-01-29 | Daido Steel Co Ltd | Ｎｉ基耐熱合金 |
| FR2672056A1 (fr) * | 1991-01-24 | 1992-07-31 | Tokyo Yogo Kk | Organe d'injection pour machines a coulee sous pression. |
| CN102909378A (zh) * | 2012-10-30 | 2013-02-06 | 南通金巨霸机械有限公司 | 粉末热煅工艺 |
| CN106282636A (zh) * | 2016-08-19 | 2017-01-04 | 三祥新材股份有限公司 | 一种锆化物掺杂高温耐腐蚀镍基合金的制备方法 |
| 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 |
| 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 |
| CN111979469A (zh) * | 2020-07-31 | 2020-11-24 | 青岛理工大学 | 一种基于粉末锻造的氧化物弥散强化钢的制备方法 |
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