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
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- 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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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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