JPS6179754A - 焼結Ｎｉ基耐熱合金の製造法 - Google Patents
焼結Ｎｉ基耐熱合金の製造法Info
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- JPS6179754A JPS6179754A JP20073584A JP20073584A JPS6179754A JP S6179754 A JPS6179754 A JP S6179754A JP 20073584 A JP20073584 A JP 20073584A JP 20073584 A JP20073584 A JP 20073584A JP S6179754 A JPS6179754 A JP S6179754A
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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】
係り、特に結晶粒径が１００μｍ以上であって。
のである。
一般に、Ｎｉ基超合金の、高温強度に寄与するｒ′相と
呼ばれる金属間化合物［Ｎ ｉｓ （Ａｔ、 Ｔ ］
） ］を多量に析出させるため、Ａ ｔ、 Ｔ ｔが多
く含有されている。そのため、Ｎｉ基超合金の、鍛造加
工が困難なため、通常は精密鋳造法により製品化され、
開運組織の状態のまま使用されている。このように鋳造
状態のＮｉ基超合金の製品はミクロポロシティ−や偏析
などの鋳造欠陥を含むため、機械的性質の劣化とバラツ
キを招き易いという問題点がある。
呼ばれる金属間化合物［Ｎ ｉｓ （Ａｔ、 Ｔ ］
） ］を多量に析出させるため、Ａ ｔ、 Ｔ ｔが多
く含有されている。そのため、Ｎｉ基超合金の、鍛造加
工が困難なため、通常は精密鋳造法により製品化され、
開運組織の状態のまま使用されている。このように鋳造
状態のＮｉ基超合金の製品はミクロポロシティ−や偏析
などの鋳造欠陥を含むため、機械的性質の劣化とバラツ
キを招き易いという問題点がある。
従来、これらの欠点を解決する対策として、鋳造時に溶
湯温度と鋳型の予熱温度を厳密に管理する方法や押湯お
よび湯道等の形状て十分な注意を払う鋳造方案が採用さ
れている。しかしながら、従来の対策では上記の鋳造欠
陥を完全に防止することが雌しいのが現状である。
湯温度と鋳型の予熱温度を厳密に管理する方法や押湯お
よび湯道等の形状て十分な注意を払う鋳造方案が採用さ
れている。しかしながら、従来の対策では上記の鋳造欠
陥を完全に防止することが雌しいのが現状である。
特に、ミクロポロシティ−を減少させることが主目的で
ある押湯は、その１竜が製品の３−４倍程度になること
がまれではなく、原料歩留りの観点から大きな問題点と
なっている。Ｎｉ基超合金の製品鋳造法により製造しな
ければならない主要因は、Ｎｉ基超合金の難加工性であ
ることに起因している。
ある押湯は、その１竜が製品の３−４倍程度になること
がまれではなく、原料歩留りの観点から大きな問題点と
なっている。Ｎｉ基超合金の製品鋳造法により製造しな
ければならない主要因は、Ｎｉ基超合金の難加工性であ
ることに起因している。
近年、Ｎｉ基超合金のは、上記の欠点を解決するため、
微細結晶粒を有する粉末Ｎｉ基超合金のＨＩＰ法等で固
化して焼結体とし、超塑性を附与することが考えられて
いる。
微細結晶粒を有する粉末Ｎｉ基超合金のＨＩＰ法等で固
化して焼結体とし、超塑性を附与することが考えられて
いる。
この焼結Ｎｉ基超合金の製造に用いる原料粉末は、通常
噴霧法によるため、粉末粒子の組成が均質である。この
粉末を固化して得られる焼結Ｎｉ基超合金の極めて組成
偏析が少ないものとなる。
噴霧法によるため、粉末粒子の組成が均質である。この
粉末を固化して得られる焼結Ｎｉ基超合金の極めて組成
偏析が少ないものとなる。
さらに、微細結晶粒径を有する合金粉末を原料として焼
結法により焼結Ｎｉ基超合金の製造すれば、焼結Ｎｉ基
超合金の組織が微細化し、かつ均一になるため、延性が
付与される。さらには、焼結Ｎｉ基超合金の、結晶粒が
微細でかつｒ′相の組織中に占める割合が２５〜６５係
である二相合金であるため、微細結晶粒超塑性を示すよ
うになることが一般に知られている。
結法により焼結Ｎｉ基超合金の製造すれば、焼結Ｎｉ基
超合金の組織が微細化し、かつ均一になるため、延性が
付与される。さらには、焼結Ｎｉ基超合金の、結晶粒が
微細でかつｒ′相の組織中に占める割合が２５〜６５係
である二相合金であるため、微細結晶粒超塑性を示すよ
うになることが一般に知られている。
この超塑性とは、金属材料が低応力の下で、１くびれ”
なしに変形し、３００〜１０００％以上の大きな伸び示
す特性をいう。よって、この超重性現象を難加工性のＮ
ｉ基超合金の応用すれば、Ｎ４基超合金を加工容易な材
料に変換することが可能である。
なしに変形し、３００〜１０００％以上の大きな伸び示
す特性をいう。よって、この超重性現象を難加工性のＮ
ｉ基超合金の応用すれば、Ｎ４基超合金を加工容易な材
料に変換することが可能である。
その結果、超塑性を示すＮｉ基超合金の、精密鋳造法に
よらず、鍛造加工によって製品化が可能となるため鋳造
欠陥による機械的性質の劣化、バラツキを防止すると共
に、原料歩留シの向上を図ることが可能となる。
よらず、鍛造加工によって製品化が可能となるため鋳造
欠陥による機械的性質の劣化、バラツキを防止すると共
に、原料歩留シの向上を図ることが可能となる。
しかしながら、超塑性を示す焼結Ｎｉ基超合金の、高温
におけるクリープ強度が劣るため、高温部材として吏用
することができないという欠点を有する。すなわち、一
般にクリープ強度は、その材料の結晶粒径に依存し、結
晶粒径が大きいほどクリープ強度が良好であることが知
られている。
におけるクリープ強度が劣るため、高温部材として吏用
することができないという欠点を有する。すなわち、一
般にクリープ強度は、その材料の結晶粒径に依存し、結
晶粒径が大きいほどクリープ強度が良好であることが知
られている。
しかるに、従来、焼結Ｎｉ基超合金の、米国特許Ａ ３
６６９１８０号に示すように、結晶粒が微細で、クリー
プ強度が著しく低いため、比較的低温で使用されるジェ
ットエンジンのディスクなどに利用されていることが知
られているが、高温に曝され高いクリープ強度が要求さ
れる動翼などに用いられていない。
６６９１８０号に示すように、結晶粒が微細で、クリー
プ強度が著しく低いため、比較的低温で使用されるジェ
ットエンジンのディスクなどに利用されていることが知
られているが、高温に曝され高いクリープ強度が要求さ
れる動翼などに用いられていない。
一方、焼結Ｎｉ基超合金の結晶粒を成長させてクリープ
強度を改善する方法としては、特公昭５３−３５５８８
７号公報に示すように、酸化物を分散させたＮｉ基合金
の結晶粒を一方向に成長させたものがある。この方法は
、Ｎｉ基超合金の粉末金属酸化物をアトライターで長時
間混合し、金属酸化物を超合金粉末中に機械的に混入し
た後、固化しさ中間成形体を高温に保持された加熱装置
内で移動させるものである。
強度を改善する方法としては、特公昭５３−３５５８８
７号公報に示すように、酸化物を分散させたＮｉ基合金
の結晶粒を一方向に成長させたものがある。この方法は
、Ｎｉ基超合金の粉末金属酸化物をアトライターで長時
間混合し、金属酸化物を超合金粉末中に機械的に混入し
た後、固化しさ中間成形体を高温に保持された加熱装置
内で移動させるものである。
この中間成形体の加熱処理は、加熱部と冷却部を設は境
界部に温度勾配のある高温帯を作って、該高温帯を所定
の速度で移動することによプ柱状晶の主軸の方向に冷却
部から高温部へ温度勾配のあるところを横切るようにし
て、中間体成形体（Ｎｉ基超合金のを選択的に加熱して
ミクロ組成を長い結晶粒に変態させる。
界部に温度勾配のある高温帯を作って、該高温帯を所定
の速度で移動することによプ柱状晶の主軸の方向に冷却
部から高温部へ温度勾配のあるところを横切るようにし
て、中間体成形体（Ｎｉ基超合金のを選択的に加熱して
ミクロ組成を長い結晶粒に変態させる。
このような加熱処理に用いる加熱装置においては、短い
高温部と冷却部の境界部で大きな温度勾配を付けなけれ
ばならず、かつ移動速度を著しく遅くする必要があるな
どの問題点を有している。
高温部と冷却部の境界部で大きな温度勾配を付けなけれ
ばならず、かつ移動速度を著しく遅くする必要があるな
どの問題点を有している。
そして、加熱処理で結晶粒を一方向に揃える駆動力は、
粉末の混合時に生ずる加工歪に基因するため、従来法で
は、金属酸化物を分散した超合金以外の合金には適用し
難たいという問題点を有していた。
粉末の混合時に生ずる加工歪に基因するため、従来法で
は、金属酸化物を分散した超合金以外の合金には適用し
難たいという問題点を有していた。
本発明の目的は微細な結晶粒組織を有する焼結Ｎｉ基超
合金の加工と熱処理を加えることで結晶粒を成長させ、
クリープ強度の高い高温特性に優れた焼結Ｎｉ基超合金
の提供することにある。
合金の加工と熱処理を加えることで結晶粒を成長させ、
クリープ強度の高い高温特性に優れた焼結Ｎｉ基超合金
の提供することにある。
本発明の要旨とするところは、Ａｚ、Ｔｉを含有する微
細結晶粒組織を有する需給Ｎｉ基合金にｒ′相固溶温度
以上で塑性加工を施して、内部歪を残留させて、その後
の再加熱による結晶粒の成長の駆動力とするもので、さ
らに詳しくは、Ａ／、。
細結晶粒組織を有する需給Ｎｉ基合金にｒ′相固溶温度
以上で塑性加工を施して、内部歪を残留させて、その後
の再加熱による結晶粒の成長の駆動力とするもので、さ
らに詳しくは、Ａ／、。
Ｔｉを含有するＮｉ基超合金の粉末から）ＩＩＰ法によ
り形成される微細結晶粒組繊を有する焼結体において、
前記焼結体をｒ′相が基地に固溶する温度以上で塑性加
工し、その後、融点の１／２以上の温度で再加熱して、
結晶粒を成長させた組織構造からなることを特徴とする
高温強度を有する焼結Ｎｉ基超合金のある。
り形成される微細結晶粒組繊を有する焼結体において、
前記焼結体をｒ′相が基地に固溶する温度以上で塑性加
工し、その後、融点の１／２以上の温度で再加熱して、
結晶粒を成長させた組織構造からなることを特徴とする
高温強度を有する焼結Ｎｉ基超合金のある。
一般に、金属材料は、融点の１／２以上の温度に加熱す
ると、再結晶現象により結晶粒が著しく成長して粗大化
するものである。しかしながら、Ｎｉ基超合金のおいて
は、高温強度を得るためにＡｔｌＴｉを添加し ｒｌ相
の析出を増加させるので、基地へのｒ′相の固溶温度を
上昇させ、それに伴い再結晶温度が上昇する。一方、Ｎ
ｉ基超合金の融点ｉ’Ｊ：Ａｔ、Ｔｉの添加と共に、低
下する傾向にある。そしてＡｔおよびＴｉの添加量が７
壬を越えると ｒ／相の体ｔＪ率が２５係以上になるた
め、再結晶温度と溶融開始温度との間隙が小さくなり、
再加熱温度のコントロールが難しくなると共に、溶融開
始温度直下まで加熱しても、その結晶粒の粗大化を図る
ことが不十分である。
ると、再結晶現象により結晶粒が著しく成長して粗大化
するものである。しかしながら、Ｎｉ基超合金のおいて
は、高温強度を得るためにＡｔｌＴｉを添加し ｒｌ相
の析出を増加させるので、基地へのｒ′相の固溶温度を
上昇させ、それに伴い再結晶温度が上昇する。一方、Ｎ
ｉ基超合金の融点ｉ’Ｊ：Ａｔ、Ｔｉの添加と共に、低
下する傾向にある。そしてＡｔおよびＴｉの添加量が７
壬を越えると ｒ／相の体ｔＪ率が２５係以上になるた
め、再結晶温度と溶融開始温度との間隙が小さくなり、
再加熱温度のコントロールが難しくなると共に、溶融開
始温度直下まで加熱しても、その結晶粒の粗大化を図る
ことが不十分である。
第１図および第２図は、Ｎｉ基超合金のたとえばｌＮ１
００）の結晶粒匝に及ぼす加熱温度および加熱時間の影
響を示す線図である。ｌＮ１００は第１図に示すように
、溶融開始温度が１２６０°Ｃであって、その直下で再
加熱して゛も、結晶粒径は４０μｍ程度にしか成長しな
いことがわかる。
００）の結晶粒匝に及ぼす加熱温度および加熱時間の影
響を示す線図である。ｌＮ１００は第１図に示すように
、溶融開始温度が１２６０°Ｃであって、その直下で再
加熱して゛も、結晶粒径は４０μｍ程度にしか成長しな
いことがわかる。
一方、１２００Ｃの高温にｌＮ１００を１００時間加熱
しても、結晶粒の成長は第２図に示すように、認められ
ず、長時間加熱でも結晶粒の成長は期待し難い。
しても、結晶粒の成長は第２図に示すように、認められ
ず、長時間加熱でも結晶粒の成長は期待し難い。
そこで、本発明者らは、Ｎｉ基超合金の結晶粒を再加熱
処理のみでは５０μｍ以上に粗大化することの困難性に
鑑み、Ａｔ、Ｔｉを含有して微細組織を有する塑性加工
性の焼結Ｎｉ基超合金の予めｒ′相固溶温度以上（実質
的に再結晶温度以上をいう）で塑性加工を栴して、結晶
粒を成長させると、粒界すべりによる応力緩和がしにく
くなるために内部歪が残留し、この残留内部歪が加工後
の再加熱処理の際に結晶成長の駆動力となることを見出
した。
処理のみでは５０μｍ以上に粗大化することの困難性に
鑑み、Ａｔ、Ｔｉを含有して微細組織を有する塑性加工
性の焼結Ｎｉ基超合金の予めｒ′相固溶温度以上（実質
的に再結晶温度以上をいう）で塑性加工を栴して、結晶
粒を成長させると、粒界すべりによる応力緩和がしにく
くなるために内部歪が残留し、この残留内部歪が加工後
の再加熱処理の際に結晶成長の駆動力となることを見出
した。
ｒ′相固溶温度以下での塑性加工では、加工応力が結晶
粒の移動に伴う塑性変形に費されて、加工後の再加熱に
よる再結晶の駆動力になり得ない。
粒の移動に伴う塑性変形に費されて、加工後の再加熱に
よる再結晶の駆動力になり得ない。
以下、本発明の詳細な説明する。
試料に用いたＮｉ基超合金粉末は真空噴霧法で製造した
ものでその組成はＣｒ １２．１ ｗ ／ Ｏ−Ｃｏ
１８．１ｗ１０−Ｍｏ ３．３ｗ１０−Ｔ ｉ ４．４
ｗ１Ｏ−Ａｔ４．９ｗ１Ｏ−Ｖｌ、０ｗ１Ｏ−Ｚｒ１、
Ｏｗ ／ ｏ −Ｂ Ｏ，０２ｗ ／ ｏ −Ｗ ０
．０２ ｗ ／ ｏ −Ｎｉ残部よりなるｌＮ１００で
ある。
ものでその組成はＣｒ １２．１ ｗ ／ Ｏ−Ｃｏ
１８．１ｗ１０−Ｍｏ ３．３ｗ１０−Ｔ ｉ ４．４
ｗ１Ｏ−Ａｔ４．９ｗ１Ｏ−Ｖｌ、０ｗ１Ｏ−Ｚｒ１、
Ｏｗ ／ ｏ −Ｂ Ｏ，０２ｗ ／ ｏ −Ｗ ０
．０２ ｗ ／ ｏ −Ｎｉ残部よりなるｌＮ１００で
ある。
該粉末を外径４８間φ、長さ９０間のＳＵＳ製缶にタッ
プ法で充填し、内部を脱気後封着しいわゆるキャニング
材を作製した。この状態で粉末充填率は６８係程度であ
った。これを空孔を潰し十分圧密化するために熱間静水
圧圧ａ処理を実施した。処理条件は温度１１００ Ｃ，
圧力１５０ （ｌ Ｋｇ ｆ ／ｃＭで３時間保持した
。このようｋでして得られた粉末圧密体は十分緻密化し
ているので光学顕微鏡では空孔の存在を確認することが
できなかった。熱間静水圧圧縮は、動的な加工が含まれ
ないので、粉末はもとの形状のまま残っている。そのた
め、熱間鍛造で加工を加えて組織を均一にした。熱間鍛
造はスェージングマシンを用い、温度１１００Ｃで行っ
て、外径２６．５ ｒｐｖｓφ及び１３箪φの丸棒を得
た。なお、この場合の熱間鍛造温度１１００Ｃはｒ′相
固溶温度以下であるので、得られた試料の結晶粒径は５
μｍ以下、ｒ′相の大きさは最大で３μｍ程度と極めて
微細な組織を示していた。
プ法で充填し、内部を脱気後封着しいわゆるキャニング
材を作製した。この状態で粉末充填率は６８係程度であ
った。これを空孔を潰し十分圧密化するために熱間静水
圧圧ａ処理を実施した。処理条件は温度１１００ Ｃ，
圧力１５０ （ｌ Ｋｇ ｆ ／ｃＭで３時間保持した
。このようｋでして得られた粉末圧密体は十分緻密化し
ているので光学顕微鏡では空孔の存在を確認することが
できなかった。熱間静水圧圧縮は、動的な加工が含まれ
ないので、粉末はもとの形状のまま残っている。そのた
め、熱間鍛造で加工を加えて組織を均一にした。熱間鍛
造はスェージングマシンを用い、温度１１００Ｃで行っ
て、外径２６．５ ｒｐｖｓφ及び１３箪φの丸棒を得
た。なお、この場合の熱間鍛造温度１１００Ｃはｒ′相
固溶温度以下であるので、得られた試料の結晶粒径は５
μｍ以下、ｒ′相の大きさは最大で３μｍ程度と極めて
微細な組織を示していた。
以上のようにして得た焼結Ｎｉ基超合金の素材を結晶粒
を成長させる目的でｒ′相の固溶温度以上の１１７５Ｃ
および１１９５ｔ：’に加熱してスェージングマシンで
加工度１５〜７６％の試料を作製した。加工度７６憾の
試料は外径２６．５１ｍ１Ｗφまで加工した丸棒を用い
たが、それ以外は外径１３■φまで加工した丸棒を用い
た。なおＩＮＩ ＯＯの焼結Ｎｉ基超合金のｒ′固溶温
度は約１１５０Ｇ程であることが実験的に確認されてい
る。さらに、上記スェージングマシンで加工した後、各
試料を１２００ＵＸ１ ｈおよび１２２０ＣＸ １ ｈ
で加熱して各々試料の結晶粒径を測定して結晶成長の挙
動を調査した。
を成長させる目的でｒ′相の固溶温度以上の１１７５Ｃ
および１１９５ｔ：’に加熱してスェージングマシンで
加工度１５〜７６％の試料を作製した。加工度７６憾の
試料は外径２６．５１ｍ１Ｗφまで加工した丸棒を用い
たが、それ以外は外径１３■φまで加工した丸棒を用い
た。なおＩＮＩ ＯＯの焼結Ｎｉ基超合金のｒ′固溶温
度は約１１５０Ｇ程であることが実験的に確認されてい
る。さらに、上記スェージングマシンで加工した後、各
試料を１２００ＵＸ１ ｈおよび１２２０ＣＸ １ ｈ
で加熱して各々試料の結晶粒径を測定して結晶成長の挙
動を調査した。
第３図は焼結Ｎｉ基超合金の結晶粒径に及ぼす加工率お
よび再加熱温度の影響を示す線図である。
よび再加熱温度の影響を示す線図である。
スェージャ−での加工温１１１９５Ｃの場合、加熱後の
結晶粒径の成長度合は加工度に大きな影響を受けること
が知られる。すなわち加工度５％以上５０％以下の場合
は加工のままに比較して加熱後の結晶粒は著しく大きく
なる。特に加工度が１０〜４０俤の場合に著しく成長す
ることが知れる。
結晶粒径の成長度合は加工度に大きな影響を受けること
が知られる。すなわち加工度５％以上５０％以下の場合
は加工のままに比較して加熱後の結晶粒は著しく大きく
なる。特に加工度が１０〜４０俤の場合に著しく成長す
ることが知れる。
加工度５俤以下では残留内部歪が少なく結晶粒を著しく
大きくさせる駆動力とならない。一方、加工度４８％と
犬きくなると、加工は加工と加熱を交互に繰返して最終
的に加工度４８チを得るため、加工時の加熱過程で再結
晶の駆動力となる内部歪が緩和されてしまう。しかし、
１１９５Ｃで加工度４８慢を加えると加工時の動的再１
結晶で結晶粒は２００ＩＪｍｆｉ度に成長し、クリープ
強度は従来材に比較して著しく飛躍することが明らかと
なっている。
大きくさせる駆動力とならない。一方、加工度４８％と
犬きくなると、加工は加工と加熱を交互に繰返して最終
的に加工度４８チを得るため、加工時の加熱過程で再結
晶の駆動力となる内部歪が緩和されてしまう。しかし、
１１９５Ｃで加工度４８慢を加えると加工時の動的再１
結晶で結晶粒は２００ＩＪｍｆｉ度に成長し、クリープ
強度は従来材に比較して著しく飛躍することが明らかと
なっている。
再加熱温度が１２２０Ｃになると、結晶粒の成長はさら
に大きくなることが知られる。また、加工温度か１１７
０Ｃの場合には、加工度を７６チまで加えたが結晶粒径
は加熱のままおよび１２００ Ｃｘ５ｈの再加熱後とも
６０μｍと小さく、再結晶温度直上における加工では結
晶粒を大きくする効果が少ないことが判明した。
に大きくなることが知られる。また、加工温度か１１７
０Ｃの場合には、加工度を７６チまで加えたが結晶粒径
は加熱のままおよび１２００ Ｃｘ５ｈの再加熱後とも
６０μｍと小さく、再結晶温度直上における加工では結
晶粒を大きくする効果が少ないことが判明した。
すなわち、本発明になる焼結Ｎｉ基超合金の従来材にな
い大きな結晶粒を有することが第１の特徴となっている
。
い大きな結晶粒を有することが第１の特徴となっている
。
次に、焼結Ｎｉ基超合金の加工温度および加工度を変化
させて熱間加工を施して結晶粒径を変えると共に、各試
料に対し、クリープ破断試験を行つて、結晶粒径とクリ
ープ破断特性との関係を調べた。なお、クリープ破断試
験は、平行部の直径４關φ、平行部長さ２０Ｔ！ｒｌＲ
の試験片を加熱処理した後８４０ＣＸ２４ｈの時効処理
を施した後に、クリープ試験条件として己度９８２Ｃ，
応力１５．５Ｋｇ／簡２で行った。
させて熱間加工を施して結晶粒径を変えると共に、各試
料に対し、クリープ破断試験を行つて、結晶粒径とクリ
ープ破断特性との関係を調べた。なお、クリープ破断試
験は、平行部の直径４關φ、平行部長さ２０Ｔ！ｒｌＲ
の試験片を加熱処理した後８４０ＣＸ２４ｈの時効処理
を施した後に、クリープ試験条件として己度９８２Ｃ，
応力１５．５Ｋｇ／簡２で行った。
その結果は第１表に示す通りである。さらに第４図には
焼結Ｎｉ基超合金の結晶粒径とクリープ破断時間との関
係図を示したのである。
焼結Ｎｉ基超合金の結晶粒径とクリープ破断時間との関
係図を示したのである。
第１表中の試料Ｓ１は従来の焼結Ｎｉ基超合金の本発明
になる加工熱処理法を施してない試料を示す。表より明
らかなように従来材のＡ１は結晶粒径１６μｍでクリー
プ破断時間は僅か約３ｈである。
になる加工熱処理法を施してない試料を示す。表より明
らかなように従来材のＡ１は結晶粒径１６μｍでクリー
プ破断時間は僅か約３ｈである。
一方本発明になる加工熱処理を施しな試料墓３〜ム５の
耐クリープ性は、大きく改善される。例えば１１９５台
Ｃで加工度２７俤の熱間加工を施した後、加熱温度１２
２０Ｃで加熱処理した試料＆５は、７６．１ｈのクリー
プ破断時間を示した。しかし、結晶粒径６０μｍの試料
４２は破断時間７ｈと短い。
耐クリープ性は、大きく改善される。例えば１１９５台
Ｃで加工度２７俤の熱間加工を施した後、加熱温度１２
２０Ｃで加熱処理した試料＆５は、７６．１ｈのクリー
プ破断時間を示した。しかし、結晶粒径６０μｍの試料
４２は破断時間７ｈと短い。
一方、ガスタービンの動員に現用材として使用されてい
る精密鋳造のＮｉ基超合金のｌＮ７３８ＬＣは、クリー
プ強度として温度９８２Ｃ，応力１５．５匂／ｌＩＩ＋
２でのクリープ破断時間はａｏｈが要求されている。
る精密鋳造のＮｉ基超合金のｌＮ７３８ＬＣは、クリー
プ強度として温度９８２Ｃ，応力１５．５匂／ｌＩＩ＋
２でのクリープ破断時間はａｏｈが要求されている。
従って、焼結Ｎｔ基超合金のおいては第４図に示すよう
に、クリープ強度の要求値を満たすには、２００μｍ以
上の結晶粒径が必要である。
に、クリープ強度の要求値を満たすには、２００μｍ以
上の結晶粒径が必要である。
以上のように、本発明によれば鍛造加工ができると共に
、簡単な塑性加ニー再加熱処理により高いクリープ強度
を附与することができる高温強度に優れた焼結Ｎｉ基超
合金の提供することができる。
、簡単な塑性加ニー再加熱処理により高いクリープ強度
を附与することができる高温強度に優れた焼結Ｎｉ基超
合金の提供することができる。
第１図および第２図はＮｉ基超合金のＩＮｌｏｏ）の結
晶粒径に及ぼす加熱温度および加熱時間の影響を示す線
図、第３図は焼結Ｎｉ基超合金の結晶粒径に及ぼす加工
率および再加熱温度の影響を示す線図、第４図は結晶粒
径とクリープ破断時間との関係図である。
晶粒径に及ぼす加熱温度および加熱時間の影響を示す線
図、第３図は焼結Ｎｉ基超合金の結晶粒径に及ぼす加工
率および再加熱温度の影響を示す線図、第４図は結晶粒
径とクリープ破断時間との関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ａｌ、Ｔｉを含有するＮｉ基超合金の粉末からＨＩ
Ｐ法により形成される微細結晶粒組織を有する焼結体に
おいて、前記焼結体をｒ′相が基地に固溶する温度以上
で塑性加工し、その後、融点の１／２以上の温度で再加
熱して、結晶粒を成長させた組織構造からなることを特
徴とする高温強度を有する焼結Ｎｉ基超合金。 ２、特許請求の範囲第１項において、前記塑性加工は、
断面積の減少率である加工度にして少なくとも５％以上
とすることを特徴とする高温強度を有する焼結Ｎｉ基超
合金。 ３、特許請求の範囲第１項および第２項において、前記
再加熱した結晶粒径が１００μｍ以上であることを特徴
とする高温強度を有する焼結Ｎｉ基超合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20073584A JPS6179754A (ja) | 1984-09-26 | 1984-09-26 | 焼結Ｎｉ基耐熱合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20073584A JPS6179754A (ja) | 1984-09-26 | 1984-09-26 | 焼結Ｎｉ基耐熱合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6179754A true JPS6179754A (ja) | 1986-04-23 |
| JPH0237416B2 JPH0237416B2 (ja) | 1990-08-24 |
Family
ID=16429304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20073584A Granted JPS6179754A (ja) | 1984-09-26 | 1984-09-26 | 焼結Ｎｉ基耐熱合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6179754A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007051375A (ja) * | 2005-08-19 | 2007-03-01 | General Electric Co <Ge> | 粉末の射出成形、圧密、および熱処理によるシートの製造 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4965909A (ja) * | 1972-09-11 | 1974-06-26 |
-
1984
- 1984-09-26 JP JP20073584A patent/JPS6179754A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4965909A (ja) * | 1972-09-11 | 1974-06-26 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007051375A (ja) * | 2005-08-19 | 2007-03-01 | General Electric Co <Ge> | 粉末の射出成形、圧密、および熱処理によるシートの製造 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0237416B2 (ja) | 1990-08-24 |
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