JPS6169954A - ニツケル基超合金の処理方法 - Google Patents
ニツケル基超合金の処理方法Info
- Publication number
- JPS6169954A JPS6169954A JP19713085A JP19713085A JPS6169954A JP S6169954 A JPS6169954 A JP S6169954A JP 19713085 A JP19713085 A JP 19713085A JP 19713085 A JP19713085 A JP 19713085A JP S6169954 A JPS6169954 A JP S6169954A
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- Japan
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- aging
- super alloy
- processing
- heat treatment
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (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】
この発明はニッケル基超合金の処理方法に係シ
ク、例えばジェットエンノνタービンディスクのように
原子炉内の温度に適する材料の処理方法に関する。
原子炉内の温度に適する材料の処理方法に関する。
ニッケル基超合金のうち主に合金元素であるTI (チ
タン) 、 Nb にオグ) p ht (アルミニ
ウム)とのNl (二、ケル)の金属間化合物((Tl
、 Nb 、 ht)3Ni :以下γ′相と称す〕で
強化されたニッケル基超合金(以下Nil基合金と称す
)として例えばインコネル750(インコネル社商品名
)がある。これは重量%にてCrが14〜17%、Fe
が5〜9%、Tiが2.25〜2.75チ、Alが0.
4〜1.0チ、Nbが0.7〜1.2%、Cが0.08
%以下、Mn 、 Coが1チ以下、81 r Cuが
0.5チ以下、Niおよび不可避的不純物からなってい
る。このNi基合金は浸れた耐食性と高強度を合わせ持
っておシ、近年になづて原子炉用材料としての用途も広
まって来ている。このNi基合金は謹々の熱処理を施す
ことによって、目的の強度を得ているが、現在性なわれ
ている熱処理は500℃以上の高温での耐酸化性および
耐クリープ特性を向上させることを目的としており、原
子炉用材料として使用するためには最適な熱処理とはな
っていない。なぜならば、原子炉での使用環境は300
〜500℃程度の高圧水あるいは高圧蒸気中であり、本
質的にガスタービン環境とは異なっており、腐食の形態
が異なるので、現行の熱処理を行なったのでは、 Ni
基合金の浸れた耐食性を発揮出来るとはいえない。
タン) 、 Nb にオグ) p ht (アルミニ
ウム)とのNl (二、ケル)の金属間化合物((Tl
、 Nb 、 ht)3Ni :以下γ′相と称す〕で
強化されたニッケル基超合金(以下Nil基合金と称す
)として例えばインコネル750(インコネル社商品名
)がある。これは重量%にてCrが14〜17%、Fe
が5〜9%、Tiが2.25〜2.75チ、Alが0.
4〜1.0チ、Nbが0.7〜1.2%、Cが0.08
%以下、Mn 、 Coが1チ以下、81 r Cuが
0.5チ以下、Niおよび不可避的不純物からなってい
る。このNi基合金は浸れた耐食性と高強度を合わせ持
っておシ、近年になづて原子炉用材料としての用途も広
まって来ている。このNi基合金は謹々の熱処理を施す
ことによって、目的の強度を得ているが、現在性なわれ
ている熱処理は500℃以上の高温での耐酸化性および
耐クリープ特性を向上させることを目的としており、原
子炉用材料として使用するためには最適な熱処理とはな
っていない。なぜならば、原子炉での使用環境は300
〜500℃程度の高圧水あるいは高圧蒸気中であり、本
質的にガスタービン環境とは異なっており、腐食の形態
が異なるので、現行の熱処理を行なったのでは、 Ni
基合金の浸れた耐食性を発揮出来るとはいえない。
以下従来のNi基合金における水中腐食について熱処理
を施した場合を例にして説明する。第1図はNi基合金
の従来熱処理例による金属組織の変化を模式的に示した
ものである。第1工程は、溶体化熱処理Aで69.98
0〜1150℃で15分から4時間保持するものである
が、第1図の場合には1150℃で4時間保持し、その
後Bのように水中で急冷したものである。
を施した場合を例にして説明する。第1図はNi基合金
の従来熱処理例による金属組織の変化を模式的に示した
ものである。第1工程は、溶体化熱処理Aで69.98
0〜1150℃で15分から4時間保持するものである
が、第1図の場合には1150℃で4時間保持し、その
後Bのように水中で急冷したものである。
この第1工程の溶体化熱処理Aにより組織は析出物の全
く無いものとなジ、合金元素は母相であるNi中に完全
に固溶している。図中1は結晶粒、2は結晶粒界を示し
ている。第2工程は時効熱処理Cであg、704℃近り
で約20時間物3が析出し、さらに結晶粒1内にr′相
4が分散して析出する。この時結晶粒界2以外には析出
物のない領域(Precipitate Free Z
one f以下P、F、Z、と略称する)5が同時に形
成される。
く無いものとなジ、合金元素は母相であるNi中に完全
に固溶している。図中1は結晶粒、2は結晶粒界を示し
ている。第2工程は時効熱処理Cであg、704℃近り
で約20時間物3が析出し、さらに結晶粒1内にr′相
4が分散して析出する。この時結晶粒界2以外には析出
物のない領域(Precipitate Free Z
one f以下P、F、Z、と略称する)5が同時に形
成される。
以上のように処理を施したNl基合金に対し、JIS
GO572に規定される腐食試験を行なった後の金属組
織表面の模式図を第2図(a) 、 (b)に示してい
る。第2図(a)の17は粒界腐食部を示すもノテ、こ
れは第2図(b)(第2図(a)のA−A@に沿う断面
図)に示されるように、前記のように処理したNl基合
金にあっては、腐食試訣により図の様な形状の結晶粒界
2に沿って優先的な腐食を起す傾向にある。この様な腐
食部17は外部応力存在下では容易に粒界ぎ裂に発展す
る恐れがあり、ひいてはNi基合金を用いた部材の信頼
性を著しく下げることになる。
GO572に規定される腐食試験を行なった後の金属組
織表面の模式図を第2図(a) 、 (b)に示してい
る。第2図(a)の17は粒界腐食部を示すもノテ、こ
れは第2図(b)(第2図(a)のA−A@に沿う断面
図)に示されるように、前記のように処理したNl基合
金にあっては、腐食試訣により図の様な形状の結晶粒界
2に沿って優先的な腐食を起す傾向にある。この様な腐
食部17は外部応力存在下では容易に粒界ぎ裂に発展す
る恐れがあり、ひいてはNi基合金を用いた部材の信頼
性を著しく下げることになる。
ここで上記熱処理合金が、結晶粒界2に沿って腐食を起
こした理由についてさらに説明をする。
こした理由についてさらに説明をする。
(イ)Cr欠乏説:Crは合金の耐食性を高める為に含
まれているもので、14%未満ではその効果が不充分な
ものとなる。前記の処理例においては第1工程の溶体化
熱処理時Cr9度は第3図(a)のようになるが、第2
工程の時効熱処理時に結晶粒界2にCr炭化物3が出来
る為、第3図(b)に示すように粒界近傍のCr9度が
結晶粒界に近い程少なくなってしまう。よって結晶粒界
2近傍における耐食性が損なわれ粒界腐食を起す。
まれているもので、14%未満ではその効果が不充分な
ものとなる。前記の処理例においては第1工程の溶体化
熱処理時Cr9度は第3図(a)のようになるが、第2
工程の時効熱処理時に結晶粒界2にCr炭化物3が出来
る為、第3図(b)に示すように粒界近傍のCr9度が
結晶粒界に近い程少なくなってしまう。よって結晶粒界
2近傍における耐食性が損なわれ粒界腐食を起す。
(ロ) P、 F、 Z、の影響=r′相4が析出して
いる結晶粒中心部と析出物のないP、F、Z、 5では
合金組成に差が生じる為に電解波中に晒された場合P、
F、2.5と結晶粒内部とで局部・電池が形成され、結
晶粒界近傍が電気化学的に優先的な腐食を起す。
いる結晶粒中心部と析出物のないP、F、Z、 5では
合金組成に差が生じる為に電解波中に晒された場合P、
F、2.5と結晶粒内部とで局部・電池が形成され、結
晶粒界近傍が電気化学的に優先的な腐食を起す。
r−tその他種々の理由が考えられるが、いずれの場合
も、結晶粒界析出物、P、F’、Z、 5、合金元婚濃
度の不均一等金属組織内の不均一性に起因するものと考
えられる。
も、結晶粒界析出物、P、F’、Z、 5、合金元婚濃
度の不均一等金属組織内の不均一性に起因するものと考
えられる。
この発明はこのような事情にかんがみてなされたもので
、Ni基合金における腐食に基づく欠点を無くし、信頼
性の高い材料となる熱処理方法を提供することを目的と
する。
、Ni基合金における腐食に基づく欠点を無くし、信頼
性の高い材料となる熱処理方法を提供することを目的と
する。
以下この発明の実施例について第4図および第5図を参
照して説明する。第4図の下半部は処理工程例を示すと
ともに上半部は処理工程に伴なう組織変化例を模式的に
示している。第4図から明らかなように熱処理は次の第
1〜第4工程からなっている。
照して説明する。第4図の下半部は処理工程例を示すと
ともに上半部は処理工程に伴なう組織変化例を模式的に
示している。第4図から明らかなように熱処理は次の第
1〜第4工程からなっている。
第1工程(溶体化熱処理)I;通常行なわれているのと
同様に1150℃で4時間保持し、その後gのように水
中又は空中で急冷する。
同様に1150℃で4時間保持し、その後gのように水
中又は空中で急冷する。
第2工程(第一段目時効処理)に一般に行なわれている
時効処理温度650〜760℃よりも低い温度450〜
650℃で20〜100時間程度の時効処理を行う。こ
こでは500Cで40時間行った場合である。その後り
のように空中で冷却する。
時効処理温度650〜760℃よりも低い温度450〜
650℃で20〜100時間程度の時効処理を行う。こ
こでは500Cで40時間行った場合である。その後り
のように空中で冷却する。
第3工程(第二段目時効処理)K;700〜800℃で
4〜30時間の安定化時効処理を行う。ここでは780
℃で10時間行った場合である。その後1のように空中
で冷却する。
4〜30時間の安定化時効処理を行う。ここでは780
℃で10時間行った場合である。その後1のように空中
で冷却する。
第4工程(第三段目時効処理)L;650〜750℃で
50時間以内の時効処理を行う。ここでは700℃で2
0時間行つた場合である。
50時間以内の時効処理を行う。ここでは700℃で2
0時間行つた場合である。
その後jのように空中で冷却する。
以下このような各工程の作用について説明する。第1工
程の溶体化熱処理Iによって、金属組織は完全固溶体と
なジ、これをgにおいて水焼入れあるいは空気中空冷す
ることによ、QNi基合金は過飽和固溶体となる。なお
第4図において1は結晶粒、2は結晶粒界を示している
。
程の溶体化熱処理Iによって、金属組織は完全固溶体と
なジ、これをgにおいて水焼入れあるいは空気中空冷す
ることによ、QNi基合金は過飽和固溶体となる。なお
第4図において1は結晶粒、2は結晶粒界を示している
。
成いて第2工程の第一段目時効処理Jにより、@細なγ
′相4が析出する。この時、時効温度を450〜650
℃と溶体化熱感理工より低温にすることによってγ′相
4は微細にかつ均一に粒内1に分散し、P、F、Z、
5の無い組織が得られる。
′相4が析出する。この時、時効温度を450〜650
℃と溶体化熱感理工より低温にすることによってγ′相
4は微細にかつ均一に粒内1に分散し、P、F、Z、
5の無い組織が得られる。
しかし、この状態では微小なCr炭化物3が結晶粒界2
に析出しておジ、 Cr 濃fの不均一性が存在し、耐
食性を損う恐れがあり、また結晶粒l内のγ′相4が微
開なので、強度も充分でない。
に析出しておジ、 Cr 濃fの不均一性が存在し、耐
食性を損う恐れがあり、また結晶粒l内のγ′相4が微
開なので、強度も充分でない。
そこで、第3工程の第二段目時効処理Kを行なう。この
第二段目時効処理にの目的は、結晶粒界2のCr炭化物
3を充分成長させることによってCr濃度の不均一を緩
和することにある。このようにCr炭化物3を充分成長
させると、第3図(c)のように結晶粒界2の近傍での
Cr濃度が再び回復する現象を生じさせるのである。こ
の時の条件は例えば第5図に示すCr炭化物析出曲gl
J (E、 L、 Paymond ; Transa
ctlon of TheMetallargical
5oclety of AIME (1967) )
から、(700〜800℃)×(6〜30時間)が適当
である。第5図の曲線にはCr炭化物析出開始、曲線t
はCr炭化物析出終り状態を示している。さらに第4工
程の第三段目時効処理Li行ない、これによって目的と
する機械的性質を得る。
第二段目時効処理にの目的は、結晶粒界2のCr炭化物
3を充分成長させることによってCr濃度の不均一を緩
和することにある。このようにCr炭化物3を充分成長
させると、第3図(c)のように結晶粒界2の近傍での
Cr濃度が再び回復する現象を生じさせるのである。こ
の時の条件は例えば第5図に示すCr炭化物析出曲gl
J (E、 L、 Paymond ; Transa
ctlon of TheMetallargical
5oclety of AIME (1967) )
から、(700〜800℃)×(6〜30時間)が適当
である。第5図の曲線にはCr炭化物析出開始、曲線t
はCr炭化物析出終り状態を示している。さらに第4工
程の第三段目時効処理Li行ない、これによって目的と
する機械的性質を得る。
ここで上記した従来の処理(浴坏化処理十時効処理)の
みでは、P、F、Z、(第1図の5)が結晶粒界2近傍
に形成されてしまうが、この実施例では第一段目の時効
処理Jにおいて形成された析出物4が第三段目時効処理
によって成長するので、p、y、z、 (第1図の5)
は形成されない。
みでは、P、F、Z、(第1図の5)が結晶粒界2近傍
に形成されてしまうが、この実施例では第一段目の時効
処理Jにおいて形成された析出物4が第三段目時効処理
によって成長するので、p、y、z、 (第1図の5)
は形成されない。
以上述べた実施例の処理によって得られたNl基合金組
織は、結晶粒界上にCr炭化物3か存在するが、 Cr
欠乏層およびP、F、Z、の形成が無く、耐食性に対し
て極めて優れた性質を示す。このことは第1表で示すこ
の発明による実施例の熱処理方法によって得られたNl
l超超合金従来の処理方法によるNll超超合金性質を
比較した実験結果からも明らかである。
織は、結晶粒界上にCr炭化物3か存在するが、 Cr
欠乏層およびP、F、Z、の形成が無く、耐食性に対し
て極めて優れた性質を示す。このことは第1表で示すこ
の発明による実施例の熱処理方法によって得られたNl
l超超合金従来の処理方法によるNll超超合金性質を
比較した実験結果からも明らかである。
第1表
以上述べた処理を施すことにより、Ni基合金の熱処理
後組織はほぼ均一となり、耐食性に優れ、さらにP、F
、Z、が存在しないことから、粒界割れを起し難い合金
が得られ、原子炉用部品等の比較的低温で腐食性の環境
中において機器の信頼性を高めることが出来る。
後組織はほぼ均一となり、耐食性に優れ、さらにP、F
、Z、が存在しないことから、粒界割れを起し難い合金
が得られ、原子炉用部品等の比較的低温で腐食性の環境
中において機器の信頼性を高めることが出来る。
以上述べたこの発明によればNi基合金における腐食に
基づく欠点を無くすることがでさ、信頼性の高いニッケ
ル基超合金の熱処理方法?提供できる。
基づく欠点を無くすることがでさ、信頼性の高いニッケ
ル基超合金の熱処理方法?提供できる。
第1図はNi基合金の従来の熱処理例および金属組織を
示す模式図、第2図(JL)は従来の熱処理を施したN
i基合金にJIS GO572腐食試験を行った後の表
面図、第2図(b)は第2図(a)のA−A線に沿って
切断した断面の模式図、第3図は主として従来の方法に
おけるNl基合金の結晶粒界上のCr炭化物形成に伴う
Cr濃度変化を示す説明図、第4図はこの発明の詳細な
説明するための処理例とこれに伴う金属組織変化を示す
模式図、第5図はCr炭化物の析出開始および析出終ジ
状態を示すC曲線図である。 1・・・結晶粒、2・・・結晶粒界、3・・・Cr炭化
物、4・・・r′相、5・・・析出物のない領域、14
・・・析出物、17・・・粒界腐食部。 出願人代理人 弁理士 鈴 江 武 彦呼閏− 第 11 コ (a) (b)第2図 frA− (a) (b) (C)
第31 第4図 呼物)を間 (呼量) 第5図
示す模式図、第2図(JL)は従来の熱処理を施したN
i基合金にJIS GO572腐食試験を行った後の表
面図、第2図(b)は第2図(a)のA−A線に沿って
切断した断面の模式図、第3図は主として従来の方法に
おけるNl基合金の結晶粒界上のCr炭化物形成に伴う
Cr濃度変化を示す説明図、第4図はこの発明の詳細な
説明するための処理例とこれに伴う金属組織変化を示す
模式図、第5図はCr炭化物の析出開始および析出終ジ
状態を示すC曲線図である。 1・・・結晶粒、2・・・結晶粒界、3・・・Cr炭化
物、4・・・r′相、5・・・析出物のない領域、14
・・・析出物、17・・・粒界腐食部。 出願人代理人 弁理士 鈴 江 武 彦呼閏− 第 11 コ (a) (b)第2図 frA− (a) (b) (C)
第31 第4図 呼物)を間 (呼量) 第5図
Claims (1)
- 重量%にてCrが14〜17%、Feが5〜9%、Ti
が2.25〜2.75%、Alが0.4〜1.0%、N
bが0.7〜1.2%、Cが0.08%以下、Mn、C
oが1%以下、Si、Cuが0.5%以下、Niおよび
不可避的不純物からなるニッケル基超合金を、溶体化処
理後、450〜650℃で100時間時効処理を施す第
一段目時効処理工程と、700〜800℃で30時間以
内において時効処理を行なう第二段目時効処理工程と、
650〜750℃で50時間以内において時効処理を行
なう第三段目時効処理工程とからなるニッケル基超合金
の処理方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19713085A JPS6169954A (ja) | 1985-09-06 | 1985-09-06 | ニツケル基超合金の処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19713085A JPS6169954A (ja) | 1985-09-06 | 1985-09-06 | ニツケル基超合金の処理方法 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10087680A Division JPS5726153A (en) | 1980-07-23 | 1980-07-23 | Heat treatment of nickel superalloy |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6169954A true JPS6169954A (ja) | 1986-04-10 |
JPH049863B2 JPH049863B2 (ja) | 1992-02-21 |
Family
ID=16369242
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19713085A Granted JPS6169954A (ja) | 1985-09-06 | 1985-09-06 | ニツケル基超合金の処理方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6169954A (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP7382178B2 (ja) | 2019-08-30 | 2023-11-16 | 株式会社イトーキ | 椅子 |
-
1985
- 1985-09-06 JP JP19713085A patent/JPS6169954A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH049863B2 (ja) | 1992-02-21 |
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