JPS59166364A - 厚肉超合金鋳塊の製造法 - Google Patents
厚肉超合金鋳塊の製造法Info
- Publication number
- JPS59166364A JPS59166364A JP4064983A JP4064983A JPS59166364A JP S59166364 A JPS59166364 A JP S59166364A JP 4064983 A JP4064983 A JP 4064983A JP 4064983 A JP4064983 A JP 4064983A JP S59166364 A JPS59166364 A JP S59166364A
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- Japan
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- ingot
- thick
- superalloy
- walled
- tcp phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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、ＴＣＰ相等の発生を防止した内部性状の健全
な厚肉超合金鋳塊の製造法に関する。
な厚肉超合金鋳塊の製造法に関する。
新エネルギー産業を主体として大型超合金材の需要が著
しく増加する傾向にある。超合金鋳塊は、通常、アルゴ
ン−酸素脱炭炉（ＡＯＤ）、真空酸素脱炭炉（ＶＯＤ）
、真空篩導炉（ＶＩＭ）などで溶製して直接に得る方法
、あるいは真空アーク溶解（ＭＡＲ）、エレクトロスラ
グ溶解（ＥＳＲ）、プラズマアーク溶解（ＰＡＲ）など
の再溶解法によって製造されている。
しく増加する傾向にある。超合金鋳塊は、通常、アルゴ
ン−酸素脱炭炉（ＡＯＤ）、真空酸素脱炭炉（ＶＯＤ）
、真空篩導炉（ＶＩＭ）などで溶製して直接に得る方法
、あるいは真空アーク溶解（ＭＡＲ）、エレクトロスラ
グ溶解（ＥＳＲ）、プラズマアーク溶解（ＰＡＲ）など
の再溶解法によって製造されている。
これ等の製造法による超合金鋳塊が薄肉であれば比較的
緻密かつ欠陥のない鋳造組織が得られる。しかし、厚肉
超合金鋳塊にあっては、鋳塊内部での凝固の進行が遅滞
する結果、デンドライト組織が粗く々る。この現象は鋳
型面から約１５０ ｍｔｘｍｍ以上塊内部で著しく見ら
れる。
緻密かつ欠陥のない鋳造組織が得られる。しかし、厚肉
超合金鋳塊にあっては、鋳塊内部での凝固の進行が遅滞
する結果、デンドライト組織が粗く々る。この現象は鋳
型面から約１５０ ｍｔｘｍｍ以上塊内部で著しく見ら
れる。
この粗いデンドライト組織の樹間のミクロ偏析部には金
属間化合物であるレーブズ（Ｌａｖａｓ ）相、Ｇ相、
σ相などのＴ、ＣＰ （ＴｏｐｏｌｏｇｌｃａｌｌｙＣ
ｌｏｓｅｄ−Ｐａｃｋｅｄ ）相が網目状に連なって析
出している。このようなＴＣＰ相は、一般的に、超合金
材を高温にて長時間使用すれば析出するものと考えられ
ておシ、合金組成からの予測法に基づいて析出を防止す
るような合金組成設計ががされている。しかし、厚肉材
にあっては、鋳塊製造の凝固時に鋳塊内部の粗いプント
°ライト樹間のミクロ偏析部に、シリコン（Ｓｉ）、チ
タン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、モリブデン（Ｍｏ ）
、タングステン（Ｗ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、クロ
ーム（Ｃｒ ）などの元素が著しく濃化するために鋳塊
の段階で既にＴＣＰ相が析出しており、しかもこのよう
なＴＣＰ相は通常の均質化処理を施しても消去し難い。
属間化合物であるレーブズ（Ｌａｖａｓ ）相、Ｇ相、
σ相などのＴ、ＣＰ （ＴｏｐｏｌｏｇｌｃａｌｌｙＣ
ｌｏｓｅｄ−Ｐａｃｋｅｄ ）相が網目状に連なって析
出している。このようなＴＣＰ相は、一般的に、超合金
材を高温にて長時間使用すれば析出するものと考えられ
ておシ、合金組成からの予測法に基づいて析出を防止す
るような合金組成設計ががされている。しかし、厚肉材
にあっては、鋳塊製造の凝固時に鋳塊内部の粗いプント
°ライト樹間のミクロ偏析部に、シリコン（Ｓｉ）、チ
タン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、モリブデン（Ｍｏ ）
、タングステン（Ｗ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、クロ
ーム（Ｃｒ ）などの元素が著しく濃化するために鋳塊
の段階で既にＴＣＰ相が析出しており、しかもこのよう
なＴＣＰ相は通常の均質化処理を施しても消去し難い。
更に厚肉超合金鋳塊にあっては、鋳塊内部の柱状晶帯か
ら分岐柱状晶帯に移る位置よシマクロ個析であるゴース
トストリークが生成し、このストリーク内にはＴＣＰ相
が密県して生成する。
ら分岐柱状晶帯に移る位置よシマクロ個析であるゴース
トストリークが生成し、このストリーク内にはＴＣＰ相
が密県して生成する。
上記したように厚肉超合金鋳塊にあっては、鋳塊の製造
段階において網目状に連なるＴＣＰ相や、マクロ偏析を
発生して鋳塊の強度、靭性を著し文低下させ、ひいては
熱間加工性、機械的諸性質を損う結果となっていた。
段階において網目状に連なるＴＣＰ相や、マクロ偏析を
発生して鋳塊の強度、靭性を著し文低下させ、ひいては
熱間加工性、機械的諸性質を損う結果となっていた。
本発明は、上記の事情に鑑みてガされたものであシ、合
金成分を改善することによって合金の強度、靭性を低下
させるＴＣＰ相またはマクロ偏析の生成しない健全な厚
肉超合金鋳塊の製造法を提供するものである。
金成分を改善することによって合金の強度、靭性を低下
させるＴＣＰ相またはマクロ偏析の生成しない健全な厚
肉超合金鋳塊の製造法を提供するものである。
本発明に係る厚肉超合金鋳塊の製造法について、以下に
詳細に説明する。
詳細に説明する。
鉄（Ｆｅ）基、コバルト（Ｃｏ ）基、ニッケル（Ｎ１
）基などの超合金材料において、Ｓｔは上限値のみが規
定されているが、Ｓｌは該合金の諸性質の向上にはガん
ら寄与しないものである。しかし、原材料、耐火物など
から混入するので、規格では、通常は０．２〜１．３％
の範囲となっている。厚肉鋳塊にあっては、その内部側
で凝固が遅滞するにつれて平衡凝固に近づくため、残溶
鋼中への合金元素の濃化が大きくなり、しかも８１は国
体内拡散係数が小さいために容易に拡散し難く。、組織
の樹間にミクロ偏析し易い。このためにＳｔを主要な構
成成分とするＴＣＰ相が析出し、降温過程で網目状に成
長肥大する。他方、ゴーストストリークは、一般的に凝
固時における固液共存層内での濃化溶鋼の浮揚に原因し
て発生すると考えられてお、ｇ、ｓｔは濃化溶鋼の密度
を低下させるために浮揚を促進する。 ゛以上のよ
うな鋳塊の凝固機構に鑑みて、本発明は、肉厚３００關
以上の鋳塊を対象として含有Ｓｔ量を０．１５％以下に
設定した。
）基などの超合金材料において、Ｓｔは上限値のみが規
定されているが、Ｓｌは該合金の諸性質の向上にはガん
ら寄与しないものである。しかし、原材料、耐火物など
から混入するので、規格では、通常は０．２〜１．３％
の範囲となっている。厚肉鋳塊にあっては、その内部側
で凝固が遅滞するにつれて平衡凝固に近づくため、残溶
鋼中への合金元素の濃化が大きくなり、しかも８１は国
体内拡散係数が小さいために容易に拡散し難く。、組織
の樹間にミクロ偏析し易い。このためにＳｔを主要な構
成成分とするＴＣＰ相が析出し、降温過程で網目状に成
長肥大する。他方、ゴーストストリークは、一般的に凝
固時における固液共存層内での濃化溶鋼の浮揚に原因し
て発生すると考えられてお、ｇ、ｓｔは濃化溶鋼の密度
を低下させるために浮揚を促進する。 ゛以上のよ
うな鋳塊の凝固機構に鑑みて、本発明は、肉厚３００關
以上の鋳塊を対象として含有Ｓｔ量を０．１５％以下に
設定した。
肉厚３００ｍ以上の鋳塊を対象としたのは、鋳型壁から
の柱状晶の成長が停滞して分岐柱状晶あるいは等軸晶が
生成し始めるのは、鋳型壁から１５０關前後の位置であ
シ、この位置がら鋳塊内部側ではデンドライト樹間が広
くなり、この樹間にＴＣＰ相の構成元素であるＳｉが著
しくミクロ偏析するか←・である。しかも、ゴーストス
トリークがこの分岐柱状晶帯に生成することは良く知ら
れているところである。
の柱状晶の成長が停滞して分岐柱状晶あるいは等軸晶が
生成し始めるのは、鋳型壁から１５０關前後の位置であ
シ、この位置がら鋳塊内部側ではデンドライト樹間が広
くなり、この樹間にＴＣＰ相の構成元素であるＳｉが著
しくミクロ偏析するか←・である。しかも、ゴーストス
トリークがこの分岐柱状晶帯に生成することは良く知ら
れているところである。
次に、Ｓｉ量を０．１５％以下としたのは、ｓｌｔは低
いほど効果的であるが、ｓｉ’−ｏ１ｓ％においてＴＣ
Ｐ相の生成量が激減して前記のよう、な鋳塊に対する悪
影響が殆ど認められないことと製鋼での脱りｔ処理の難
易度を考慮して決められたものである。
いほど効果的であるが、ｓｉ’−ｏ１ｓ％においてＴＣ
Ｐ相の生成量が激減して前記のよう、な鋳塊に対する悪
影響が殆ど認められないことと製鋼での脱りｔ処理の難
易度を考慮して決められたものである。
第１図は、Ｆｅ基、Ｎｉ基、Ｃｏ基の代表的な超合金材
料について、８００ ＩＩＩφの円柱状鋳塊の軸心位置
の凝固条件を固−液の平均冷却速度を１ ℃／ ｍｉｎ
以下、６００ ”Ｃまで１℃／ ｍｉ ｎ 〜２’Ｃ／
ｍｉｎとしてシミュレートして、ＴＣＰ相の生成量に
およばずＳｉ量の関係を調査した結果を示す線図である
。縦軸にＴＣＰ相の生成量を面積率で示し、横軸にＳｉ
量を重量％で示す。なお面積率は学振第３法の非金属介
在物清浄度測定法に準じて測定した。図中（イ）曲線は
Ｆｅ基のＡ−２８６（ＡＳＴＭＡＡ６３８グレイドロ６
ｏ）を、（９曲線はＮｉ基のインコネ／Ｌ／７１８ （
ＡＳＴＭ ＡＡ６３７グレイド７１８）を、（／→曲線
はＣｏ基の８８１６（ＡＳＴＭＡＡ６３９グレイドロア
１）を示す。この結果、Ｓｔ ＜ｏ、 １５％の場合に
はＴＣＰ相はほとんど生成しないことが判る。
料について、８００ ＩＩＩφの円柱状鋳塊の軸心位置
の凝固条件を固−液の平均冷却速度を１ ℃／ ｍｉｎ
以下、６００ ”Ｃまで１℃／ ｍｉ ｎ 〜２’Ｃ／
ｍｉｎとしてシミュレートして、ＴＣＰ相の生成量に
およばずＳｉ量の関係を調査した結果を示す線図である
。縦軸にＴＣＰ相の生成量を面積率で示し、横軸にＳｉ
量を重量％で示す。なお面積率は学振第３法の非金属介
在物清浄度測定法に準じて測定した。図中（イ）曲線は
Ｆｅ基のＡ−２８６（ＡＳＴＭＡＡ６３８グレイドロ６
ｏ）を、（９曲線はＮｉ基のインコネ／Ｌ／７１８ （
ＡＳＴＭ ＡＡ６３７グレイド７１８）を、（／→曲線
はＣｏ基の８８１６（ＡＳＴＭＡＡ６３９グレイドロア
１）を示す。この結果、Ｓｔ ＜ｏ、 １５％の場合に
はＴＣＰ相はほとんど生成しないことが判る。
次に本発明の実施例について説明する。
第２図は、Ｆｅ基超超合金代表的なＡ−２８６（ＡＳＴ
Ｍ規格ＡＡ６３８グレイドロ６ｏ）を、従来のｓｉレベ
ルとしてＳｉ：０．４０％と、本発明に係る低Ｓｔレベ
ルとしてｓｉ：ｏ、ｏｓ％とでＥＳＲ法によって鋳塊を
製造し、鋳塊径゛を横軸に、鋳塊中心部の面積率で示す
ＴＣＰ相の生成量を縦軸にとって、に）線で従来例のＡ
−２８６を、（ホ）線で本発明に係るＡ−２８６を示す
。なお鋳塊サイズは、２６０ｍφ、６００ｍｍ＃、８０
０關φ、１００ＯＷＩＩφであり、それぞれ溶解が定常
に達した位置、すたわち鋳塊直径の１．５倍以上の高さ
において、鋳塊を横断し、ＴＣＰ相としてレーブズ相の
生成量を調査したものでおる。
Ｍ規格ＡＡ６３８グレイドロ６ｏ）を、従来のｓｉレベ
ルとしてＳｉ：０．４０％と、本発明に係る低Ｓｔレベ
ルとしてｓｉ：ｏ、ｏｓ％とでＥＳＲ法によって鋳塊を
製造し、鋳塊径゛を横軸に、鋳塊中心部の面積率で示す
ＴＣＰ相の生成量を縦軸にとって、に）線で従来例のＡ
−２８６を、（ホ）線で本発明に係るＡ−２８６を示す
。なお鋳塊サイズは、２６０ｍφ、６００ｍｍ＃、８０
０關φ、１００ＯＷＩＩφであり、それぞれ溶解が定常
に達した位置、すたわち鋳塊直径の１．５倍以上の高さ
において、鋳塊を横断し、ＴＣＰ相としてレーブズ相の
生成量を調査したものでおる。
第３薗は、上記各鋳塊において、ゴーストストリーク生
成領域を調査した結果を示す線図であｐ１横軸に鋳塊径
を、縦軸にゴーストストリーク領域の平均中の鋳塊径に
対する割合をとシ、（二〇曲綜で従来例のＡ−２８６を
、（ホう線で本発明に係るＡ−２８６を示す。第２図、
第３図よシ明らかなように、本発明に係る低Ｓｉ材は、
ＴＣＰ相も、ゴーストストリークもほとんど生成せず、
内部性状の健全性を示している。
成領域を調査した結果を示す線図であｐ１横軸に鋳塊径
を、縦軸にゴーストストリーク領域の平均中の鋳塊径に
対する割合をとシ、（二〇曲綜で従来例のＡ−２８６を
、（ホう線で本発明に係るＡ−２８６を示す。第２図、
第３図よシ明らかなように、本発明に係る低Ｓｉ材は、
ＴＣＰ相も、ゴーストストリークもほとんど生成せず、
内部性状の健全性を示している。
本発明に係る厚肉超合金鋳塊の製造法にあっては、Ｆｅ
基、Ｎｌ基またはＣＯ基の肉厚３００闘以上の超合金鋳
塊の製造において、Ｓｔ含有量を０．１５重量％以下に
設定してＴＣＰ相またはマクロ偏析の生成を防止しであ
る。
基、Ｎｌ基またはＣＯ基の肉厚３００闘以上の超合金鋳
塊の製造において、Ｓｔ含有量を０．１５重量％以下に
設定してＴＣＰ相またはマクロ偏析の生成を防止しであ
る。
従って、ＴＣＰ相やマクロ偏析の発生がなく、強度、靭
性に勝れた厚肉超合金鋳塊が製造でき、今後の新エネル
ギー産業に大いに寄与できる。
性に勝れた厚肉超合金鋳塊が製造でき、今後の新エネル
ギー産業に大いに寄与できる。
第１図は超合金鋳塊におけるＴＣＰ相の生成量と８１量
との関係を示す線図、第２図は従来材と本発明材におけ
るＴＣＰ相の生成量を鋳塊径別に示す線図、第３図は従
来材と本発明材におけるゴーストストリークの領域中の
鋳塊径に対する割合を鋳塊径別に示す線図である。 代理人プ１．Ｊｆｉ上１″！）田利之 ｏｌｏ（±鮭ワ）妻Ｍ工Ｏ計ｄつ上
との関係を示す線図、第２図は従来材と本発明材におけ
るＴＣＰ相の生成量を鋳塊径別に示す線図、第３図は従
来材と本発明材におけるゴーストストリークの領域中の
鋳塊径に対する割合を鋳塊径別に示す線図である。 代理人プ１．Ｊｆｉ上１″！）田利之 ｏｌｏ（±鮭ワ）妻Ｍ工Ｏ計ｄつ上
Claims (1)
- １、 Ｆａ基、Ｎ’ｒ基またはＣｏ基の肉厚３００
ｍｍ以上の超合金鋳塊の製造において、Ｓｉ含有量を０
．１５重量％以下に設定してＴＣＰ相及びまたはマクロ
偏析の生成を防止することを特徴とする厚内超合金鋳塊
の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4064983A JPS59166364A (ja) | 1983-03-14 | 1983-03-14 | 厚肉超合金鋳塊の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4064983A JPS59166364A (ja) | 1983-03-14 | 1983-03-14 | 厚肉超合金鋳塊の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59166364A true JPS59166364A (ja) | 1984-09-19 |
Family
ID=12586395
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4064983A Pending JPS59166364A (ja) | 1983-03-14 | 1983-03-14 | 厚肉超合金鋳塊の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59166364A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4970819A (ja) * | 1972-09-25 | 1974-07-09 | ||
| JPS50112212A (ja) * | 1973-11-01 | 1975-09-03 | ||
| JPS57200513A (en) * | 1981-06-02 | 1982-12-08 | Metal Res Corp:Kk | Preparation of iron base alloy with reduced oxygen, sulfur and nitrogen contents |
| JPS5834129A (ja) * | 1981-08-21 | 1983-02-28 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱金属材料の製造方法 |
-
1983
- 1983-03-14 JP JP4064983A patent/JPS59166364A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4970819A (ja) * | 1972-09-25 | 1974-07-09 | ||
| JPS50112212A (ja) * | 1973-11-01 | 1975-09-03 | ||
| JPS57200513A (en) * | 1981-06-02 | 1982-12-08 | Metal Res Corp:Kk | Preparation of iron base alloy with reduced oxygen, sulfur and nitrogen contents |
| JPS5834129A (ja) * | 1981-08-21 | 1983-02-28 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱金属材料の製造方法 |
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