JPS6140020B2 - - Google Patents
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- JPS6140020B2 JPS6140020B2 JP15919179A JP15919179A JPS6140020B2 JP S6140020 B2 JPS6140020 B2 JP S6140020B2 JP 15919179 A JP15919179 A JP 15919179A JP 15919179 A JP15919179 A JP 15919179A JP S6140020 B2 JPS6140020 B2 JP S6140020B2
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Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
本発明はクリープ破断強度が高く、破断時の延
性にすぐれ、同時に高温時において高耐食性を有
する耐熱ニツケル合金に係り、特にガスタービン
ブレード用耐熱鋳造ニツケル合金に関する。 ガスタービンのブレーの如く高温で使用されか
つ強度が必要とされる耐熱合金にはNi基超合金
が多く使われている。また高温での強度を上げる
ため多くの元素を加えて強度を向上させてきた
が、その結果、鍛造が困難となり、現在では鋳造
合金が中心となつている。これらの鋳造Ni基超
合金の多くは耐食性を高めるためにCrを10〜20
％、強度を高めるためにＡ＋Tiをあわせて３
〜10％、マトリクスを強化するためにＷやMoを
数パーセント含んでいる。ＡとTiはNiとガン
マプライム相といわれる分析相を形成し、析出強
化として強化に役立つている。強度を高めるため
には、Ａ＋Tiの量を増加してガンマプライム
相を増加するのが良いが、そうすれば延性の低下
を導く。又、好ましくない相であるシグマ相など
が生成し易くなり、逆に強度が低下し脆くなる。
これらのシグマ相などの好ましくない相を取り除
くには、シグマ相などの好ましくない相の形成元
素であるCrやＷ，Moなどの元素の量を減少させ
ればよいが、このことは、耐食性やマトリクス強
度を低下させることになる。一方、ガスタービン
ブレード等の材料には、高温における強度と同様
に耐食性や延性などの性質も非常に大切な性質で
あるが、従来技術ではガンマプライム相を増加し
高温強度を向上させれば、延性や耐食性が低下
し、延性や耐食性の低下を防ごうとすれば高温強
度が低下するという欠点があつた。 本発明の目的は、クリープ破断強度が高い鋳造
Ni基合金を提供するにある。さらに他の目的は
高温耐食性にすぐれた鋳造Ni基超合金を提供す
ることにある。 本発明の特徴は、成分を調整し、ガンマプライ
ム相の量を少なくすることによつて、強度及び延
性が高く、同時に耐食性にすぐれたNi基鋳造超
合金にある。 従来技術では強度を向上させるためにガンマプ
ライム相を多く析出させていた。そのために延性
が劣り、またガンマプライム相を多く析出させる
と好ましくない相であるシグマ相などの異相が析
出し易くなるために、それを防止する目的で、他
の合金元素を多く含むことができなかつた。 本発明のNi鋳造合金は、ガンマプライム相の
量を少なくし、マトリクスにＷやMoなどの固溶
強化元素を多く加え、さらにNb，Taの添加によ
つてガンマプライム相を強化することによつて、
従来合金以上のクリープ破断強度を得ることがで
き、同時にガンマプライム相の量を低めたため延
性も向上し、耐食性に影響を及ぼすCr，Ａ，
Tiの量を最適値にすることによつて耐食性にも
優れた鋳造Ni基超合金を得ることができた。そ
の組成は、重量で0.08〜0.15％のＣ，15〜20％の
Cr、1.5〜５％のＡ、１〜５％のTr、3.5〜６
％のＷ、3.5〜６％のMo、５〜10％のCo、0.1〜
１％のNb、0.002〜0.02％のＢ、0.5〜３％のTa、
0.05〜0.3％のZrを含み、Ａ＋Tiの量が2.5〜７
％の範囲にあり、さらに好ましくはCrとTiとＡ
量の比、Ti／Ａとの関係が、Cr≧18＝３×
Ti／Ａとなつており、残りがNiから成り立つ
ている。Ni基超合金のように多くの成分からな
る合金における各成分の組成は存在する総ての他
の成分との相互関係によつて決定されるが、本発
明合金においても各成分の組成は存在する総ての
他の成分とのバランスにより成り立つている。そ
の中でも重要な元素は、Cr，Ａ，Ti，Ｗ，Mo
の各元素である。本発明の合金に含まれている成
分についての各元素の働きは、次のとおりであ
る。炭素の量が少なすぎると合金の強度が低下
し、多すぎると脆くなる。Crの量が少なすぎる
と耐食性が低下し、多すぎると好ましくない相で
あるシグマ相が生成し易くなる。Ａ，Tiは析
出強化相であるガンマプライム相を生成し強度向
上に役立つが、多くなると好ましくない金属間化
合物を生成し、さらにシグマ相などを生成し易く
なる。また、ＡとTiは耐食性に効果のある元
素である。Ｗ，Moはマトリクスに固溶し、マト
リクス強化の働きをするが、少なければ強度が出
ず、また、多ければシグマ相を生成する。Nb，
Taは強度を得るために必要な元素であるが、多
すぎると逆に脆くなつて強度が低下する。Ｂ，Zr
は、合金の強度を向上させるが、多すぎると脆く
なる。上記の組成に１〜３％のHfを添加する。
Hfは延性を改善する元素であるが、多すぎると
不経済的である。 第１表に本実験に用いた供試材の化学成分を示
す。 供試材No.1〜No.3は、従来合金、No.4〜No.10
は本発明合金である。No.1〜No.3合金は、Ａ
＋Tiの量がNo.4〜No.10と比して多く、ガンマプ
ライム相の析出量は、約50％である。No.4〜
No.10の合金ではＡ＋Tiの量はNo.1〜No.3に比
べて少ない。その結果、ガンマプライム相の析出
量も少なく、No.4〜No.8の合金は約38％，No.9
〜No.10の合金は約32％である。しかし、No.4〜
No.10の合金は、No.1〜No.3の合金に比べてＷ＋
Mo量は多くなつている。
性にすぐれ、同時に高温時において高耐食性を有
する耐熱ニツケル合金に係り、特にガスタービン
ブレード用耐熱鋳造ニツケル合金に関する。 ガスタービンのブレーの如く高温で使用されか
つ強度が必要とされる耐熱合金にはNi基超合金
が多く使われている。また高温での強度を上げる
ため多くの元素を加えて強度を向上させてきた
が、その結果、鍛造が困難となり、現在では鋳造
合金が中心となつている。これらの鋳造Ni基超
合金の多くは耐食性を高めるためにCrを10〜20
％、強度を高めるためにＡ＋Tiをあわせて３
〜10％、マトリクスを強化するためにＷやMoを
数パーセント含んでいる。ＡとTiはNiとガン
マプライム相といわれる分析相を形成し、析出強
化として強化に役立つている。強度を高めるため
には、Ａ＋Tiの量を増加してガンマプライム
相を増加するのが良いが、そうすれば延性の低下
を導く。又、好ましくない相であるシグマ相など
が生成し易くなり、逆に強度が低下し脆くなる。
これらのシグマ相などの好ましくない相を取り除
くには、シグマ相などの好ましくない相の形成元
素であるCrやＷ，Moなどの元素の量を減少させ
ればよいが、このことは、耐食性やマトリクス強
度を低下させることになる。一方、ガスタービン
ブレード等の材料には、高温における強度と同様
に耐食性や延性などの性質も非常に大切な性質で
あるが、従来技術ではガンマプライム相を増加し
高温強度を向上させれば、延性や耐食性が低下
し、延性や耐食性の低下を防ごうとすれば高温強
度が低下するという欠点があつた。 本発明の目的は、クリープ破断強度が高い鋳造
Ni基合金を提供するにある。さらに他の目的は
高温耐食性にすぐれた鋳造Ni基超合金を提供す
ることにある。 本発明の特徴は、成分を調整し、ガンマプライ
ム相の量を少なくすることによつて、強度及び延
性が高く、同時に耐食性にすぐれたNi基鋳造超
合金にある。 従来技術では強度を向上させるためにガンマプ
ライム相を多く析出させていた。そのために延性
が劣り、またガンマプライム相を多く析出させる
と好ましくない相であるシグマ相などの異相が析
出し易くなるために、それを防止する目的で、他
の合金元素を多く含むことができなかつた。 本発明のNi鋳造合金は、ガンマプライム相の
量を少なくし、マトリクスにＷやMoなどの固溶
強化元素を多く加え、さらにNb，Taの添加によ
つてガンマプライム相を強化することによつて、
従来合金以上のクリープ破断強度を得ることがで
き、同時にガンマプライム相の量を低めたため延
性も向上し、耐食性に影響を及ぼすCr，Ａ，
Tiの量を最適値にすることによつて耐食性にも
優れた鋳造Ni基超合金を得ることができた。そ
の組成は、重量で0.08〜0.15％のＣ，15〜20％の
Cr、1.5〜５％のＡ、１〜５％のTr、3.5〜６
％のＷ、3.5〜６％のMo、５〜10％のCo、0.1〜
１％のNb、0.002〜0.02％のＢ、0.5〜３％のTa、
0.05〜0.3％のZrを含み、Ａ＋Tiの量が2.5〜７
％の範囲にあり、さらに好ましくはCrとTiとＡ
量の比、Ti／Ａとの関係が、Cr≧18＝３×
Ti／Ａとなつており、残りがNiから成り立つ
ている。Ni基超合金のように多くの成分からな
る合金における各成分の組成は存在する総ての他
の成分との相互関係によつて決定されるが、本発
明合金においても各成分の組成は存在する総ての
他の成分とのバランスにより成り立つている。そ
の中でも重要な元素は、Cr，Ａ，Ti，Ｗ，Mo
の各元素である。本発明の合金に含まれている成
分についての各元素の働きは、次のとおりであ
る。炭素の量が少なすぎると合金の強度が低下
し、多すぎると脆くなる。Crの量が少なすぎる
と耐食性が低下し、多すぎると好ましくない相で
あるシグマ相が生成し易くなる。Ａ，Tiは析
出強化相であるガンマプライム相を生成し強度向
上に役立つが、多くなると好ましくない金属間化
合物を生成し、さらにシグマ相などを生成し易く
なる。また、ＡとTiは耐食性に効果のある元
素である。Ｗ，Moはマトリクスに固溶し、マト
リクス強化の働きをするが、少なければ強度が出
ず、また、多ければシグマ相を生成する。Nb，
Taは強度を得るために必要な元素であるが、多
すぎると逆に脆くなつて強度が低下する。Ｂ，Zr
は、合金の強度を向上させるが、多すぎると脆く
なる。上記の組成に１〜３％のHfを添加する。
Hfは延性を改善する元素であるが、多すぎると
不経済的である。 第１表に本実験に用いた供試材の化学成分を示
す。 供試材No.1〜No.3は、従来合金、No.4〜No.10
は本発明合金である。No.1〜No.3合金は、Ａ
＋Tiの量がNo.4〜No.10と比して多く、ガンマプ
ライム相の析出量は、約50％である。No.4〜
No.10の合金ではＡ＋Tiの量はNo.1〜No.3に比
べて少ない。その結果、ガンマプライム相の析出
量も少なく、No.4〜No.8の合金は約38％，No.9
〜No.10の合金は約32％である。しかし、No.4〜
No.10の合金は、No.1〜No.3の合金に比べてＷ＋
Mo量は多くなつている。
【表】
【表】
供試材を総て真空溶解によつて溶製し、溶解時
の真空度を10-4Torrより高い真空度に保つた。
供試材は、精密鋳造後、1121℃で２時間の熱処理
を行い、次いで空冷して固溶化熱処理をほどこ
し、その後843℃で24時間の熱処理後空冷して時
効熱処理をほどこしたものであり、これより平行
部６mmφ×30mlのクリープ破断用試験片を採取し
た。
の真空度を10-4Torrより高い真空度に保つた。
供試材は、精密鋳造後、1121℃で２時間の熱処理
を行い、次いで空冷して固溶化熱処理をほどこ
し、その後843℃で24時間の熱処理後空冷して時
効熱処理をほどこしたものであり、これより平行
部６mmφ×30mlのクリープ破断用試験片を採取し
た。
【表】
第２表に、クリープラプチヤー試験の結果を示
す。 クリープラプチヤーテストを800℃の温度にお
いて、450MPa，400MPa，350MPaの応力で行つ
た。 No.1の合金は、破断時の絞りが高いが、破断
時までの寿命時間が短かい。No.2，No.3の合金
は、No.1と比べて寿命がわずかに長くなつてい
るが、絞りが低い。 それに対して、Ａ＋Tiの量を少なくし、ガ
ンマプライム相の量を少なくし、Ｗ＋Moの量を
多くした本発明合金のNo.4〜No.10はNo.1〜No.3
の合金と比べて、破断までの寿命時間、、破断時
の絞りの双方の性質が改善された。また本発明合
金を注目すると、No.4〜No.8の合金に比べてガ
ンマプライム相の量が少ないNo.9，No.10の合金
はNo.4〜No.8の合金と比べて絞りが高くなつて
いる。これらより、ガンマプライム相の量を少な
くしてＷ＋Moを多くした本発明合金はNo.1〜
No.3のガンマプライム相の量の多い合金と比べ
て、高温での強度も延性も改善された。また、
No.1〜No.10の合金について、耐食性を評価する
目的で、75％Na2SO4＋25％NaC溶融塩混合物
を塗布し、耐食性試験を行なつた。試験は大気中
において750℃、250時間で行なつた。その結果を
第３表に示す。また、図に第３表の交果をCrと
Ti／Ａで整理したものを示す。図より、耐食
性に対して、Cr量の多い程効果があり、また、
Ti／Ａ比の高い程効果のすぐれていることが
わかる。さらに、耐食性に対しては、Cr量≧（18
−３×Ti／Ａ）を満足していれば効果があ
る。 本発明合金の中では、Cr量≧（18−３×Ti／Ａ
）を満足しているNo.5，No.7，No.10は特に耐
食性がすぐれている。
す。 クリープラプチヤーテストを800℃の温度にお
いて、450MPa，400MPa，350MPaの応力で行つ
た。 No.1の合金は、破断時の絞りが高いが、破断
時までの寿命時間が短かい。No.2，No.3の合金
は、No.1と比べて寿命がわずかに長くなつてい
るが、絞りが低い。 それに対して、Ａ＋Tiの量を少なくし、ガ
ンマプライム相の量を少なくし、Ｗ＋Moの量を
多くした本発明合金のNo.4〜No.10はNo.1〜No.3
の合金と比べて、破断までの寿命時間、、破断時
の絞りの双方の性質が改善された。また本発明合
金を注目すると、No.4〜No.8の合金に比べてガ
ンマプライム相の量が少ないNo.9，No.10の合金
はNo.4〜No.8の合金と比べて絞りが高くなつて
いる。これらより、ガンマプライム相の量を少な
くしてＷ＋Moを多くした本発明合金はNo.1〜
No.3のガンマプライム相の量の多い合金と比べ
て、高温での強度も延性も改善された。また、
No.1〜No.10の合金について、耐食性を評価する
目的で、75％Na2SO4＋25％NaC溶融塩混合物
を塗布し、耐食性試験を行なつた。試験は大気中
において750℃、250時間で行なつた。その結果を
第３表に示す。また、図に第３表の交果をCrと
Ti／Ａで整理したものを示す。図より、耐食
性に対して、Cr量の多い程効果があり、また、
Ti／Ａ比の高い程効果のすぐれていることが
わかる。さらに、耐食性に対しては、Cr量≧（18
−３×Ti／Ａ）を満足していれば効果があ
る。 本発明合金の中では、Cr量≧（18−３×Ti／Ａ
）を満足しているNo.5，No.7，No.10は特に耐
食性がすぐれている。
【表】
【表】
以上のように本発明によれば、従来技術と比べ
て破断時の伸び、耐食性に対してすぐれていると
同時に、高い破断強度を有するNi基鋳造合金を
得ることができる。
て破断時の伸び、耐食性に対してすぐれていると
同時に、高い破断強度を有するNi基鋳造合金を
得ることができる。
図は腐食量について（Ti／Ａ）とCrとの関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量でC0.08〜0.15％，Cr15〜20％，Ａ1.5
〜５％，Ti1〜５％，W3.5〜６％，Mo3.5〜６
％，Co5〜10％，Nb0.1〜１％，B0.002〜0.02
％，Ta0.5〜３％，Zr0.05〜0.3％を含み、残部が
Niから成り、Ａ＋Ti量が2.5〜７％であること
を特徴とする鋳造ニツケル合金。 ２ 前記Cr量、Ti量、Ａ量の関係が、Cr≧18
−３（Ti／Ａ）であることを特徴とする特許
請求の範囲第１項の鋳造ニツケル合金。 ３ 重量で、C0.08〜0.15％，Cr15〜20％，Ａ
1.5〜５％，Ti1〜５％，W3.5〜６％，Mo3.5〜６
％，Co5〜10％，Nb0.1〜１％，B0.002〜0.02
％，Ta0.5〜３％，Zr0.05〜0.3％，Hf1〜３％を
含み、残部Niからなり、Ａ＋Ti量が2.7〜７％
であることを特徴とする鋳造ニツケル合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15919179A JPS5684436A (en) | 1979-12-10 | 1979-12-10 | Cast nickel alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15919179A JPS5684436A (en) | 1979-12-10 | 1979-12-10 | Cast nickel alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5684436A JPS5684436A (en) | 1981-07-09 |
| JPS6140020B2 true JPS6140020B2 (ja) | 1986-09-06 |
Family
ID=15688293
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15919179A Granted JPS5684436A (en) | 1979-12-10 | 1979-12-10 | Cast nickel alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5684436A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1059473C (zh) * | 1997-05-28 | 2000-12-13 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 一种加热炉用高温合金 |
| JP5232492B2 (ja) | 2008-02-13 | 2013-07-10 | 株式会社日本製鋼所 | 偏析性に優れたＮｉ基超合金 |
| JP6809169B2 (ja) * | 2016-11-28 | 2021-01-06 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｎｉ基超合金素材の製造方法 |
-
1979
- 1979-12-10 JP JP15919179A patent/JPS5684436A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5684436A (en) | 1981-07-09 |
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