JPS6058773B2 - 高温疲労強度を改善したＮｉ−Ｃｒ−Ｗ合金とその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は加工性が良好で、棒、線、板、管等に加工す
ることができ、高いクリープ破断強度と良好な高温疲労
強度を兼ねそなえたＮｉ−Ｃｒ−Ｗ耐熱合金とその製造
法に関するものである。

本発明者は、以前特公昭５４−３３２１訝公報にて開
示された、加工性とクリープ破断強度の高い２３％Ｃｒ
−１８％Ｗ−Ｎｉを主成分とする合金を開発した。

この合金の熱処理法としては、従来１２５０〜１３００
０Ｃで単純に固溶体化処理を行なう方法が採用されてい
た。この場合の組織は若干の未固溶析出物を除き本質的
に単純な１００μｍ以上のオーステナイト粒から成る。
このような組織の合金はクリープ破断強度は十分高い
ものの、高温疲労強度が比較的低い欠点があることが判
明した。

高温疲労強度はクリープ破断強度とならんで、熱交換器
などの高温機器の設計を制約する重要な特性であるが、
金属学的にはクリープ強度と相矛盾する性質てあり、一
般にいずれか一方を優先させると、他方が犠牲になる関
係にある。たとえば上記特公昭５４−３３２［号公報・
で開示された２３％Ｃｒ−１８％Ｗ−Ｎｉ合金において
も、固溶体化処理温度を１１５０゜Ｃ以下に低めれば、
結晶粒が微細となり高温疲労強度を改善することができ
るが、その場合はこの合金の特徴の一つであるクリープ
破断強度が劣化してしまう。本発明・は、クリープ破断
強度を劣化させすに高温疲労強度を本質的に改善するＮ
ｉ−Ｃｒ−Ｗ合金の組織改良方法を開発したことにより
なされたものであ る。 本発明は合金とその製造方法
からなつている。

本発明の合金は、重量百分率で、０．１％以下のＣ，２
ｌ〜２６％のＣｒ，ｌ６〜２１％のＷ，５Ｏ％以上のＮ
１、あるいはまた用途や使用条件に応じてＴｉ，Ｚｒを
含み、オーステナイトの平均結晶粒径が１００μｍ以上
で、体心立方晶のＷの１次固溶体がオーステナイト結晶
粒界に優先的に析出した組織を有することを特徴とする
高温疲労強度を改善したＮｉ−Ｃｒ−Ｗ合金である。ま
た本発明の製造方法は、上記各元素を含む合金を１２８
０゜Ｃ以上の温度で０．１時間以上加熱して、ほとんど
すべての析出物をオーステナイト相に固溶させると共に
、オーステナイトの平均結晶粒径を１００ｐｍ以上に粗
大化させたのち、冷却中に析出が生じない程度に十分大
きい速度で５００℃以下まて冷却し、ついで上記加熱温
度より３０〜２００゜Ｃ低い温度に０．時間以上再加熱
して、オーステナイト結晶粒界に優先的に、体心立方晶
のＷの１次固溶体を析出させることを特徴とする上記合
金の製造方法である。本発明合金において、Ｃは高温て
使用中に隅。

Ｃ６型炭化物を析出し、合金のクリープ破断強度を高め
るために若干量は必要であるが、０．１％を越えるＣは
、固溶しにくいＭ６Ｃ型炭化物の生成を助長して結晶粒
度の粗大化を困難にし、同時にＷの１次固溶体の粒界優
先析出を妨害するのて０．１％以下に限定する。Ｃｒは
、耐酸化性の付与、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出による強
化、固溶強化、Ｗの１次固溶体の生成の助長などの効果
があり、最低２１％は必要である。

Ｃｒが２１％より低い場合は炭化物がＭ６Ｃとなり、ク
リープ破断強度が劣化するのて好ましくない。一方２６
％を越えるＣｒはｗの１次固溶体を過度に多く生成させ
、固溶体化処理温度を不必要に高くし、また鍜造性を劣
化させるので好ましくない。このような理由から、本発
明合金におけるＣｒは２１〜２６％に限定する。Ｗは、
固溶強化、ｗの１次固溶体の粒界優先析出による粒界強
化、高温て使用中に粒内に析出するＷの１次固溶体によ
る析出強化などに対し不可欠な元素であり、最低１６％
は必要であるが、２１％を越えるＷは、Ｗの１次固溶体
を過度に多くし、ｚオーステナイト結晶粒の粗大化を妨
害し、固溶体化処理温度を不必要に高めるので好ましく
ない。

このような理由から、本発明合金におけるＷは１６〜２
１％に限定する。Ｎ１は、オーステナイトマトリックス
を構成する重要な元素であり、Ｗの析出物を有害な金属
間化合物でなく、有効なｗの１次固溶体とするために、
最低５０％を必要とするので、本発明合金におけるＮ１
は５０％以上に限定する。

本発明合金においては、上記４元素のほか、Ｔｌｌ％以
下、Ｎｂｌ％以下、ＣａＯ．ｌ以下、ＭｇＯ．ｌ％以下
、ＢＯ．ｌ％以下、ＺｒＯ．５％以下、ＹＯ．５％以下
、希土類元素０．５％以下、Ｈｆｌ％以下、Ａｌｌ．５
％以下、）Ｍｎ２％以下、Ｓｉｌ％以下、ＣＯ６％以下
、ＭＯ３％以下、Ｆｅ６％以下、の諸元素を単独あるい
は複合して添加することができる。

これらの元素を添加する場合に得られる効果には利点と
欠点があるので、用途や使用条件に応じて適宜選択する
ことが・必要てある。たとえば、ＴｉやＮｂは使用中の
炭化物析出による強化作用があるが、一方耐酸化性を劣
化させる欠点がある。Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂ，Ｈｆなどには粒
界強化作用があるが、溶接性を劣化させる欠点がある。
またＹ１希土類元素、Ａｌ，Ｎ４ｎ，Ｓｉなどには耐酸
化性を改良する効果があるが、Ｙと希土類元素は熱間加
工性を害し、，ＡＩ，Ｓｌは内部酸化を促進し、Ｍｎは
クリープ破断強度を劣化させる欠点がある。ＣＯ，ＭＯ
はクリープ破断強度を向上する効果があるが、耐酸化性
を劣化する。ＣＯは誘導放射能を帯びやすくするのて原
子力用では好ましくない。Ｆｅは熱間加工性を改善する
がクリープ破断強度を劣化させる。これらの元素のうち
、とくにＴｉとＺｒの効果が大きいのでＴｉ，Ｚｒの２
元素を添加することが望ましい。

その場合、Ｔｉは０．３％未満ては使用中の炭化物析出
による強化作用が不十分てあり、また０．６％を超える
と耐酸化性を劣化させるので０．３〜０．６％に限定す
る。Ｚｒは０．０１％未満では粒界強化作用が不十分で
あり、一方０．０５％を越えると溶接性を劣化させるの
で、０．０１〜０．０５％に限定する。本発明合金は通
常、ＣＯ．Ｏ２〜０．０７％，Ｃｒ２２〜２４％，Ｗｌ
７．５〜１９．５％，ＴｌＯ．３〜０．６％，ＺｒＯ．
Ｏｌ〜０．０５％，Ｎｉ残部の組成で使用される。本発
明合金においては、十分なりソーブ破断強度を保持する
ためにオーステナイトの平均結晶粒径は１００μｍ以上
である必要がある。

オーステナイト結晶粒度がこれより微細な場合は、粒界
辷りや拡散クリープが生じやすく、クリープ破断強度が
劣化する、より好ましい平均結晶粒径は２００〜５００
μｍである。本発明合金の従来合金に対する最大の特徴
は、Ｗの１次固溶体をオーステナイト結晶粒界に優先的
に析出させた組織を有することである。

粒界に析出したＷの１次固溶体によつて、高温における
周期的歪に対して、粒界が著しく強化され、高温疲労強
度が著しく向上することが見出された。また粒界に析出
したｗの１次固溶体はクリープ破断延性を改善する２次
的な効果もある。本発明合金を製造する方法において、
最初の固−溶体化処理は、ほとんどすべての析出物をオ
ーステナイト相に固溶すると共に、オーステナイトの平
均粒径を１００μｍ以上に粗大化させるための処理であ
る。

本発明合金は、この目的のために１２８０℃以上の高温
で０．１時間以上加熱することが必要である。通常は１
３００℃で１時間加熱すればこの目的は達せられる。固
溶体化処理後の冷却は、冷却中に析出がほとんど起らな
い程度に十分大きな速度で５００゜Ｃ以下まで冷却する
。通常、空冷程度でも十分この目的は達せられるが、被
熱処理材の寸，法が大きい場合は、油冷や水冷をする必
要がある。５００℃以下では析出はほとんど起こらない
ので、５００℃以下の冷却速度についてはあまり注意を
はらう必要はない。

合金を固溶体化処理し、平均結晶粒径１００ｐｍ以上の
過飽和なオーステナイト組織にしたのちに、固溶体化処
理温度より若干低い温度に再加熱すると、過飽和オース
テナイトから、Ｗの１次固溶体がオーステナイト結晶粒
界に優先的に析出する。

この粒界析出処理温度は固溶体化処理温度より最小３０
℃低温でないと十分な粒界析出は起こらず、また２００
℃以上低温になると、Ｗの１次固溶体が粒内にも、多量
に析出するようになり、またｒｌ−４２３Ｃ６の析出も
生ずるようになるので好ましくない。したがつて粒界析
出処理温度は、固溶体化処理温度の３０〜２００′Ｃ低
温と規定する。通常１３００℃で固溶体化処理を行なう
場合、これより５０〜１０００Ｃ低温の１２５０〜１２
００′Ｃで粒界析出処理を施すのが好ましい。粒界析出
処理の時間は最低０泪時間必要である。この時間が０．
時間より短かいとＷの１次固溶体の粒界析出が十分でな
い。しかし、粒界析出処理温度は最定１０８０℃以上の
高温であるのて、粒界析出処理時間はそれほど長くとる
必要はない。通常、固溶体化処理温度より３０〜１００
′Ｃ低温では１時間、１００〜２００℃低温ては２時間
程度の処理で十分目的が達せられる。つぎに実施例につ
い゛（述べる。

〔実施例１〕 ＣＯ．Ｏ５７％，Ｃｒ２３．６％，Ｗｌ８．ｌ％，Ｔｉ
Ｏ．５３％，ＺｒＯ．Ｏ２％，Ｎ１残部の組成の合金の
２１ｗＩｎφの棒材につき、下記３種類の熱処理を施し
た。

Ｓ ：１３０００ＣＸ１ｈ水冷 Ｄ１：１３００℃×１ｈ水冷＋１２５０℃×市水冷Ｄ２
：１３００℃×１ｈ水冷＋１２００℃×１ｈ水冷このう
ち、Ｓは従来の熱処理法、Ｄ１とＤ２は本発明の処理方
法である。

いずれの場合も平均結晶粒径は１５０〜２５０μｍであ
り、第１図に示すように、Ｓは粒界にほとんど析出物が
ないが、Ｄ１とＤ２ではＷの１次固溶体が、粒界に優先
析出した組織が得られた。〔実施例２〕 〔実施例１〕と同じ素材につき、〔実施例１〕のＳとＤ
１の熱処理を施し、歪制御型高温疲労試験を行なつた。

試験条件は、歪速度０．１％／Ｓｅｃ、試験温度８００
℃、歪範囲±０．２５，±０．３５，±０．５％（全歪
範囲はそれぞれ０．５％，０．７％，１％）、保持時間
なし、とした。疲労寿命を第１表に示す。本発明のＤ１
は従来品Ｓに比べ３〜５倍、高温疲労寿命が長いことが
わかる。疲労試験後の試験片の断面を観察した結果、疲
労クラックはＳでは粒界を通つて伝播しているのに対し
、Ｄ１ではおもに粒内を伝播しており、Ｄ１はＳに比べ
、疲労クラックの伝播に対し、粒界が著しく強化されて
いることがわかつた。

〔実施例３〕 ＣＯ．Ｏ５６％，Ｃｒ２３．６％，Ｗｌ８．４％，Ｔｉ
Ｏ．５４％，ＺｒＯ．Ｏ３％，Ｎｉ残部の合金の約６０
７０７７！φ×８顛ｔの管ノ材につき、下記熱処理を施
した。

Ｓ ：１３００′Ｃ×１ｈ水冷 Ｄ１：１３００℃×１ｈ水冷＋１２５００Ｃ×１ｈ水冷
Ｓは従来の熱処理法、Ｄ１は本発明の処理方法である。

ミクロ組織を観察した結果、いずれも平均結晶粒径は３
００〜５００ｐｍであり、Ｓは粒界に析出物がほとんど
ないのに対し、Ｄ１は第２図に示すように粒界にＷの１
次固溶体が優先析出している組織が得られた。〔実施例
４〕 〔実施例３〕のＳ，Ｄｌ両材につき、１０００℃におけ
るクリープ破断試験を行なつた。

結果を第３図に示す。第３図の図中の数字はクリープ破
断伸び（％）を示す。第３図から明らかなように、本発
明のＤ１は従来品Ｓに比べ、クリープ破断強度は同等以
上で、クリープ破断伸びが高い特徴がある。以上詳述し
たように、本発明によつて、加工性が良好で、高いクリ
ープ破断強度と、良好な高温疲労強度を兼ねそなえた耐
熱合金が得られた。

本発明の耐熱合金は板や、管にも加工できるので、１０
００℃近辺あるいはそれ以上の高温て使われる各種部品
に使用すれば、その優れた特性を発揮することができる
が、とくにＣＯを合金完素として必ずしも使用する必要
がないから、誘導放射能が問題となる高温ガス炉の中間
熱交換器材料として最適であり、またガスタービンの燃
焼室材料としても、従来合金よりすぐれた特性が期待で
きるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は棒材について従来の処理方法（Ｓ）と本発明の
処理方法（Ｄｌ，Ｄ２）のミクロ組織の相違を示す顕微
鏡写真。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率でＣ０．１％以下、Ｃｒ２１〜２６％、
   Ｗ１６〜２１％およびＮｉ５０％以上を含み、オーステ
   ナイトの平均結晶粒径が１００μｍ以上で、体心立方晶
   のＷの１次固溶体がオーステナイト結晶粒界に優先的に
   析出した組織を有することを特徴とする高温疲労強度を
   改善したＮｉ−Ｃｒ−Ｗ合金。 ２ 重量百分率でＣ０．０２〜０．０７％、Ｃｒ２２〜
   ２４％、Ｗ１７．５〜１９．５％、Ｔｉ０．３〜０．６
   ％、Ｚｒ０．０１〜０．０５％を含み、残部は不純物を
   除き本質的にＮｉよりなり、オーステナイトの平均結晶
   粒径が１００μｍ以上で、体心立方晶のＷの１次固溶体
   がオーステナイト結晶粒界に優先的に析出した組織を有
   することを特徴とする高温疲労強度を改善したＮｉ−Ｃ
   ｒ−Ｗ合金。 ３ 重量百分率でＣ０．１％以下、Ｃｒ２１〜２６％、
   Ｗ１６〜２１％およびＮｉ５０％以上を含む合金を、１
   ２８０℃以上の温度で０．１時間以上加熱して、ほとん
   どすべての析出物をオーステナイト相に固溶させると共
   に、オーステナイトの平均結晶粒径を１００μｍ以上に
   粗大化させたのち、冷却中に本質的に析出が生じない程
   度に十分大きい速度で５００℃以下まで冷却し、ついで
   上記加熱温度より３０〜２００℃低い温度に０．５時間
   以上再加熱して、オーステナイト結晶粒界に優先的に、
   体心立方晶のＷの１次固溶体を析出させることを特徴と
   する高温疲労強度を改善したＮｉ−Ｃｒ−Ｗ合金の製造
   方法。