JPS6152339A - Ni基耐熱合金 - Google Patents
Ni基耐熱合金Info
- Publication number
- JPS6152339A JPS6152339A JP15519885A JP15519885A JPS6152339A JP S6152339 A JPS6152339 A JP S6152339A JP 15519885 A JP15519885 A JP 15519885A JP 15519885 A JP15519885 A JP 15519885A JP S6152339 A JPS6152339 A JP S6152339A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- phase
- creep rupture
- amount
- rupture strength
- 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.)
- Granted
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (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】
本発明はクリープ破断強度が優れたNi基耐熱合金に関
する。
する。
ジェットエンジンや発電設備などに用いられるガスター
ビンの出力、熱効率を上げるには、燃焼ガス温度を上昇
させるのが最も有効である。
ビンの出力、熱効率を上げるには、燃焼ガス温度を上昇
させるのが最も有効である。
そのためには、クリープ破断強度の大きい動翼材が必要
である。
である。
現在、発電用大型ガスタービンの動翼材にはlN−73
8LC(インコ社製、組成後記)が使用されており、ま
たジェットエンジンの動翼材にはMarM200 (マ
ーチンマリエタ社製、組成後記)が優れたものとして使
用され、またMarM247 (マーチンマリエタ社製
、組成後記)の実用化が検討されている。
8LC(インコ社製、組成後記)が使用されており、ま
たジェットエンジンの動翼材にはMarM200 (マ
ーチンマリエタ社製、組成後記)が優れたものとして使
用され、またMarM247 (マーチンマリエタ社製
、組成後記)の実用化が検討されている。
しかし、これらの合金はクリープ破断強度が優れ々いた
め、出力や熱効率を上げるのに限度がある。
め、出力や熱効率を上げるのに限度がある。
優れたクリープ破断強度を持つ既存合金としてはNAS
AVI−A合金(米国NASA製、組成後記)がある。
AVI−A合金(米国NASA製、組成後記)がある。
しかし、この合金は高価なReを使用するため、合金が
高価となる問題点がある。
高価となる問題点がある。
本発明はNASAV[−A合金における如きReを使用
することなく、クリープ破断強度の優れたNt基耐熱合
金を提供するにある。
することなく、クリープ破断強度の優れたNt基耐熱合
金を提供するにある。
本発明のNi基耐熱合金は、Co6〜11q6、Cr3
〜7%、W12.5〜16%、Al4〜′6%、Ti0
.2〜2’l、Ta3〜9%、C0,001〜0.2%
、B0.001〜0.04%、Zr0.001〜0.2
%を含み、残部は実質的にNiよりなり、同時にW+T
a=16〜22チを満たすNi基耐熱合金である。
〜7%、W12.5〜16%、Al4〜′6%、Ti0
.2〜2’l、Ta3〜9%、C0,001〜0.2%
、B0.001〜0.04%、Zr0.001〜0.2
%を含み、残部は実質的にNiよりなり、同時にW+T
a=16〜22チを満たすNi基耐熱合金である。
ただし、前記成分に0.5〜3%のMoを含ませても、
また、前記成分に0.5〜2チのNbを含ませてもよく
、更に前記成分に0.2〜2fjのHfを含1せても同
様にクリープ破断強度の優れたものが得られる。
また、前記成分に0.5〜2チのNbを含ませてもよく
、更に前記成分に0.2〜2fjのHfを含1せても同
様にクリープ破断強度の優れたものが得られる。
本発明のNi基耐熱合金の組成成分の作用ならびに組成
割合の限定理由は次の通りである。
割合の限定理由は次の通りである。
Coはγ相および化学量論的にN f s A lで表
わされるγ′相中に固溶して、これらの相の固溶化に寄
与すると共に、γ相中におけるγl相の析出量を増加し
て析出強化を助長する作用をする。
わされるγ′相中に固溶して、これらの相の固溶化に寄
与すると共に、γ相中におけるγl相の析出量を増加し
て析出強化を助長する作用をする。
その量が11チを超えると、σ相などの有害析出物が現
われてクリープ破断強度が低下する欠点を生ずる。その
好ましい量は7〜10%である。
われてクリープ破断強度が低下する欠点を生ずる。その
好ましい量は7〜10%である。
Crt;l:合金の耐硫化腐食性を良好にする作用をす
るものであり、その量が7%を超えるとσ相やμ相など
の有害相が板上に生成して、クリープ破断強度が低下す
る欠点を生ずる。3%より少なくなると、前記作用が得
られなくなる。
るものであり、その量が7%を超えるとσ相やμ相など
の有害相が板上に生成して、クリープ破断強度が低下す
る欠点を生ずる。3%より少なくなると、前記作用が得
られなくなる。
ただし、800〜900℃の比較的低温度で5000時
間以上の長時間使用すると前記有害相の生成傾向が強ま
るので% 3チ〜6%と低くするのが好ましい。
間以上の長時間使用すると前記有害相の生成傾向が強ま
るので% 3チ〜6%と低くするのが好ましい。
Wはγ相およびγ′相中に固溶して、これらの相を著し
く強化する。そのためには12.5%以上含有させる必
要があるが、16チを超えると、μ相などの有害析出物
を生成し、クリープ破断寿命が低下する欠点を生ずる。
く強化する。そのためには12.5%以上含有させる必
要があるが、16チを超えると、μ相などの有害析出物
を生成し、クリープ破断寿命が低下する欠点を生ずる。
MotiWと同様にγ相およびγ′相に固溶してこれら
の相を強化する。しかし、3%を超えるとμ相などの有
害析出物を生じ、クリープ破断寿命が低下する欠点を生
ずる。
の相を強化する。しかし、3%を超えるとμ相などの有
害析出物を生じ、クリープ破断寿命が低下する欠点を生
ずる。
Alはγ′相を生成するために必要な元素であシ、γ′
相を十分に析出させるため旧も4チ以上含有させること
が必要である。しかし、6チを超えると共晶γ′と呼ば
れる粗大なγ′相の量が過多となり、クリープ破断強度
が低下する欠点を生ずる。
相を十分に析出させるため旧も4チ以上含有させること
が必要である。しかし、6チを超えると共晶γ′と呼ば
れる粗大なγ′相の量が過多となり、クリープ破断強度
が低下する欠点を生ずる。
Tiはその大部分がγ′相に固溶し、γ′相を強化する
と共に、γ′相の量を増加させて析出強化に寄与する。
と共に、γ′相の量を増加させて析出強化に寄与する。
そのためKFi、0.21以上含有させる必要があるが
、2チを超えるとη相を生じてクリープ破断強度を低下
させる欠点を生ずる。
、2チを超えるとη相を生じてクリープ破断強度を低下
させる欠点を生ずる。
Taはその大部分がγ′相に固溶して著しく固溶強化す
ると共に1 γ′相の量を増加させて析出強化に寄与す
る。その効果を得るためにけ3チ以上必要である。しか
し、9%を超えるとd相などの有害析出物が生じてクリ
ープ破断寿命が低下する。
ると共に1 γ′相の量を増加させて析出強化に寄与す
る。その効果を得るためにけ3チ以上必要である。しか
し、9%を超えるとd相などの有害析出物が生じてクリ
ープ破断寿命が低下する。
NbはTaと同様な作用をする。そのためには0.5−
以上含有させる必要があるが、 Nbの含有量が2−を
超えるとγ相などの有害析出物を生じ、クリープ破断寿
命を低下する。
以上含有させる必要があるが、 Nbの含有量が2−を
超えるとγ相などの有害析出物を生じ、クリープ破断寿
命を低下する。
Cは、よく知られているようにMe型% M富sC*型
、′MsC型の3種類の炭化物を作って、主として合金
の結晶の粒界を強化する。その効果を得るにはCが0.
001%以上必要である。しかし、0.2俤を超えると
粗大な炭化物を多量に晶出し、かえってクリープ破断強
度を低下させる。好ましい範囲は0.05〜0.2であ
る。
、′MsC型の3種類の炭化物を作って、主として合金
の結晶の粒界を強化する。その効果を得るにはCが0.
001%以上必要である。しかし、0.2俤を超えると
粗大な炭化物を多量に晶出し、かえってクリープ破断強
度を低下させる。好ましい範囲は0.05〜0.2であ
る。
Bは粒界に偏析して高温での粒界強度を向上させ、クリ
ープ破断強度と破断のびを増加させる作用をする。この
効果を得るためには0.001チ以上必要である。しか
し、0.04%を超えると粒界に低融点の共晶を生成し
、合金の溶融損傷を起こし易くなる欠点を生ずる。
ープ破断強度と破断のびを増加させる作用をする。この
効果を得るためには0.001チ以上必要である。しか
し、0.04%を超えると粒界に低融点の共晶を生成し
、合金の溶融損傷を起こし易くなる欠点を生ずる。
ZrもB同様粒界強化の作用をする。この効果を得るに
は0.001チ以上必要である。しかし、0.2%を超
えると粒界に金属間化合物が生じ、かえってクリープ破
断強度を低下させる欠点を生ずる。
は0.001チ以上必要である。しかし、0.2%を超
えると粒界に金属間化合物が生じ、かえってクリープ破
断強度を低下させる欠点を生ずる。
前記のような組成のものからなるものに、更にHfを2
%以下含有させてもよい。
%以下含有させてもよい。
Hfは粒界強化の作用をする。そのためには0.2チ以
上含有させる必要がある。しかし、2チを超えると有害
な金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命が低下する
ので0.2〜2チであることが必要である。
上含有させる必要がある。しかし、2チを超えると有害
な金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命が低下する
ので0.2〜2チであることが必要である。
以上、各元素の組成割合について説明したが、クリープ
破断強度の大きい最適組成には複数の元素に関連した条
件が必要である。
破断強度の大きい最適組成には複数の元素に関連した条
件が必要である。
即ち、γ相またはγ′相の固溶強化に有効な元素である
WとTaの合計量が16チ〜22%であることが必要で
ある。W+Taが16チ未満であると、固溶強化量が不
足し、十分なりリープ破断強度が得られない。逆にその
合計量が22%を超えるとd相、μ相などの有害析出物
が生成し、クリープ破断強度が低下する欠点を生ずる。
WとTaの合計量が16チ〜22%であることが必要で
ある。W+Taが16チ未満であると、固溶強化量が不
足し、十分なりリープ破断強度が得られない。逆にその
合計量が22%を超えるとd相、μ相などの有害析出物
が生成し、クリープ破断強度が低下する欠点を生ずる。
W、Taおよび、Nb、Moのどちらか一方あるいは両
者を加えた場合においても、それらの全体の合計量が同
じ理由で16チ〜22−の範囲である必要がある。
者を加えた場合においても、それらの全体の合計量が同
じ理由で16チ〜22−の範囲である必要がある。
以下、実施例を挙げると共に従来のNi基耐熱合金との
比較を示す。
比較を示す。
実施例
本発明合金6種と既存合金4種を溶解鋳造し、クリープ
破断試験を行った。溶解は高周波真空溶解炉で行い、8
00℃に保温した6■fクリープ破断試験片12本どす
のロストワックス型に鋳込んだ。試験片は鋳造のままク
リープ破断試験に供した。しか1、粉末冶金法によりて
も製造し得られる。
破断試験を行った。溶解は高周波真空溶解炉で行い、8
00℃に保温した6■fクリープ破断試験片12本どす
のロストワックス型に鋳込んだ。試験片は鋳造のままク
リープ破断試験に供した。しか1、粉末冶金法によりて
も製造し得られる。
クリープ破断試験はJISZ−2272に基づいて行っ
た。
た。
その試験結果は次の表に示す通りであった。
表中の破断寿命のうち、朱印はラーソンミラーパラメー
タ(定数=20)を用いた推定値である。
タ(定数=20)を用いた推定値である。
前記衣の結果が示すように、本発明合金のクリープ破断
寿命は、lN−738LC,MarM200゜Mar
M247の現在最強合金とされている合金よシも大きい
ことが分かる。この原因は主として固溶強化量(W+
Mo + Ta + Nb )によって説明することが
できる。(ここにMoとNbは1%当、9W、Taと同
等の固溶強化の効果をもつので、W+ Mo + Ta
+ Nbを固溶強化量とみてよい。) IN−738LCは固溶強化量が本発明合金に比べ大巾
に少なく、またW量も少なく、Crが多い。
寿命は、lN−738LC,MarM200゜Mar
M247の現在最強合金とされている合金よシも大きい
ことが分かる。この原因は主として固溶強化量(W+
Mo + Ta + Nb )によって説明することが
できる。(ここにMoとNbは1%当、9W、Taと同
等の固溶強化の効果をもつので、W+ Mo + Ta
+ Nbを固溶強化量とみてよい。) IN−738LCは固溶強化量が本発明合金に比べ大巾
に少なく、またW量も少なく、Crが多い。
MarM200合金とMarM247合金も本発明合金
に比べてW+ Mo + Ta + Nb量が少なく、
Cr量が多い。そのため、以上の3種合金は本発明合金
に比べてクリープ破断強度が小さいと考えられる。
に比べてW+ Mo + Ta + Nb量が少なく、
Cr量が多い。そのため、以上の3種合金は本発明合金
に比べてクリープ破断強度が小さいと考えられる。
NASAM−A合金は本発明合金と同等程度のクリープ
破断寿命を示している。この合金はTaによるγ′相の
固溶強化とReの添加による粒界強化とを利用したもの
である。一方、本発明合金は高価なReを使用せず、ま
たTaの使用量も少ないものであり、主として安価なW
の固溶強化を利用したものである。従って、本発明合金
けNASAVI−A合金に比べて極めて安価に製造し得
られる。しかも、工場での製造の生産管理において、例
えばスクラップの他合金への転用等においても本発明合
金の方が有利である等の優れた効果を有する。
破断寿命を示している。この合金はTaによるγ′相の
固溶強化とReの添加による粒界強化とを利用したもの
である。一方、本発明合金は高価なReを使用せず、ま
たTaの使用量も少ないものであり、主として安価なW
の固溶強化を利用したものである。従って、本発明合金
けNASAVI−A合金に比べて極めて安価に製造し得
られる。しかも、工場での製造の生産管理において、例
えばスクラップの他合金への転用等においても本発明合
金の方が有利である等の優れた効果を有する。
本発明合金は、これを動翼材として用いることによって
、ジェットエンジンや発電設備などの各種ガスタービン
の高効率化が可能となる。
、ジェットエンジンや発電設備などの各種ガスタービン
の高効率化が可能となる。
また、この合金は耐酸化あるいは耐硫化コーティングを
行って使用することも可能である。
行って使用することも可能である。
更に一方向凝固材あるいけ単結晶材としての使用も可能
であり、これによって高温での強度と延性の向上が得ら
れる。このほか粒子分散強化合金の基地としての使用も
可能である。
であり、これによって高温での強度と延性の向上が得ら
れる。このほか粒子分散強化合金の基地としての使用も
可能である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1)重量%で、Co6〜11%、Cr3〜7%、W12
.5〜16%、Al4〜6%、Ti0.2〜2%、Ta
3〜9%、C0.001〜0.2%、B0.001〜0
.04%、Zr0.001〜0.2%を含み、残部は実
質的にNiよりなり、同時にW+Ta=16〜22%を
満たすNi基耐熱合金。 2)重量%で、Co6〜11%、Cr3〜7%、W12
.5〜16%、Al4〜6%、Ti0.2〜2%、Ta
3〜9%、C0.001〜0.2%、B0.001〜0
.04%、Zr0.001〜0.2%、Hf0.2〜2
%を含み、残部は実質的にNiよりなり、同時にW+T
a=16〜22%を満たすNi基耐熱合金。 3)重量%で、Co6〜11%、Cr3〜7%、W12
.5〜16%、Al4〜6%、Ti0.2〜2%、Ta
3〜9%、Mo0.5〜3%、C0.001〜0.2%
、B0.001〜0.04%、Zr0.001〜0.2
%を含み、残部は実質的にNiよりなり、同時にW+T
a+Mo=16〜22%を満たすNi基耐熱合金。 4)重量%で、Co6〜11%、Cr3〜7%、W12
.5〜16%、Al4〜6%、Ti0.2〜2%、Ta
3〜9%、Mo0.5〜3%、C0.001〜0.2%
、B0.001〜0.04%、Zr0.001〜0.2
%、Hf0.2〜2%を含み、残部は実質的にNiより
なり、同時にW+Ta+Nb=16〜22%を満たすN
i基耐熱合金。 5)重量%で、Co6〜11%、Cr3〜7%、W12
.5〜16%、Al4〜6%、Ti0.2〜2%、Ta
3〜9%、Mo0.5〜3%、Nb0.5〜2%、C0
.001〜0.2%、B0.001〜0.04%、Zr
0.001〜0.2%、Hf0.2〜2%を含み、残部
は実質的にNiよりなり、同時にW+Ta+Mo+Nb
=16〜22%、Ta+Nb=3〜9%を満すNi基耐
熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15519885A JPS6152339A (ja) | 1985-07-16 | 1985-07-16 | Ni基耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15519885A JPS6152339A (ja) | 1985-07-16 | 1985-07-16 | Ni基耐熱合金 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13784181A Division JPS5839760A (ja) | 1981-09-03 | 1981-09-03 | Ni基耐熱合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6152339A true JPS6152339A (ja) | 1986-03-15 |
JPS6160135B2 JPS6160135B2 (ja) | 1986-12-19 |
Family
ID=15600642
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15519885A Granted JPS6152339A (ja) | 1985-07-16 | 1985-07-16 | Ni基耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6152339A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02149627A (ja) * | 1988-03-02 | 1990-06-08 | Asea Brown Boveri Ag | ニッケルベース超合金 |
JP2004332061A (ja) * | 2003-05-09 | 2004-11-25 | Hitachi Ltd | 高耐酸化性Ni基超合金及びガスタービン部品 |
-
1985
- 1985-07-16 JP JP15519885A patent/JPS6152339A/ja active Granted
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02149627A (ja) * | 1988-03-02 | 1990-06-08 | Asea Brown Boveri Ag | ニッケルベース超合金 |
JP2004332061A (ja) * | 2003-05-09 | 2004-11-25 | Hitachi Ltd | 高耐酸化性Ni基超合金及びガスタービン部品 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6160135B2 (ja) | 1986-12-19 |
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