JPS6299433A - イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 - Google Patents
イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金Info
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- JPS6299433A JPS6299433A JP60238616A JP23861685A JPS6299433A JP S6299433 A JPS6299433 A JP S6299433A JP 60238616 A JP60238616 A JP 60238616A JP 23861685 A JP23861685 A JP 23861685A JP S6299433 A JPS6299433 A JP S6299433A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
- C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
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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】
産業上の利用分野
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
ビンの出力や熱効率を上げるには、燃焼１ガス温疲を上
昇させるのが、最も有効である。そのためには、高温ク
リープ破断強度の大きい間材が必要である。本発明けこ
れらに有効に使用１−得られる高温におけるクリープ破
断強度が優れたイツ） ＩＪヤ粒子分散型γ′相析出ニ
ッケル基耐熱合金に関する。
ビンの出力や熱効率を上げるには、燃焼１ガス温疲を上
昇させるのが、最も有効である。そのためには、高温ク
リープ破断強度の大きい間材が必要である。本発明けこ
れらに有効に使用１−得られる高温におけるクリープ破
断強度が優れたイツ） ＩＪヤ粒子分散型γ′相析出ニ
ッケル基耐熱合金に関する。
従来技術
高温において優れた破断強度を持つ既存の合金としては
、ＭＡ−６０００（米国ｌＮＣ０社製、組成後配）合金
がある。
、ＭＡ−６０００（米国ｌＮＣ０社製、組成後配）合金
がある。
ＭＡ−６００（１合金Ｖ、１、後記の元素単体粉、合金
粉及びイッ） ＩＪヤを機械的に混合し、押出ｊ〜成形
し、帯域焼鋪熱処理（成形材を１２３２℃の最高温度を
持ち、温度勾配のある炉中を数ｔｘ／ｈの移動速度で通
して熱処理する。）を行うことによって製造している。
粉及びイッ） ＩＪヤを機械的に混合し、押出ｊ〜成形
し、帯域焼鋪熱処理（成形材を１２３２℃の最高温度を
持ち、温度勾配のある炉中を数ｔｘ／ｈの移動速度で通
して熱処理する。）を行うことによって製造している。
そ１．て得られる合金の基地合金けγとγ′相を含むＮ
ｉ基γ′相析出強化型合金で、イツトリヤの微細粒子に
よって分散強化された合金である。
ｉ基γ′相析出強化型合金で、イツトリヤの微細粒子に
よって分散強化された合金である。
このＭＡ−６（１００合金の高温域でのクリープ破断強
度は、普通鋳造及び単結晶合金のそれよりも優れている
が、合金設計上、十分に固溶強化されておらず、特にク
ロムと高融点金属（Ｗ。
度は、普通鋳造及び単結晶合金のそれよりも優れている
が、合金設計上、十分に固溶強化されておらず、特にク
ロムと高融点金属（Ｗ。
Ｔａ）の含有量のバランスについて問題点があった。
本発明者らは、さきに、ＭＡ−６００００００合金て特
にＣｒを少なく Ｌ、Ｗ、Ｔａを多く用いた基地合金を
用い、イツ） ＩＪヤと共に、押出１゜成形稜、１２６
０〜１３７０℃で熱処理すると、クリープ破断強度の優
れたものとなることを開発した。（特願昭５９−１６８
７６１号）発明の目的 本発明は前記本発明者らの開発した基地合金を用い、イ
ツ） ＩＪヤを分散させた高温域におけるクリープ破断
強度の更に優れたイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化
ニッケル基耐熱合金を掃出せんとするにある。
にＣｒを少なく Ｌ、Ｗ、Ｔａを多く用いた基地合金を
用い、イツ） ＩＪヤと共に、押出１゜成形稜、１２６
０〜１３７０℃で熱処理すると、クリープ破断強度の優
れたものとなることを開発した。（特願昭５９−１６８
７６１号）発明の目的 本発明は前記本発明者らの開発した基地合金を用い、イ
ツ） ＩＪヤを分散させた高温域におけるクリープ破断
強度の更に優れたイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化
ニッケル基耐熱合金を掃出せんとするにある。
発明の構成
本発明者らけ前記目的を達成すべく四に同合金基材を用
い研究を重ねた結果、硬度軟化温度−固相紳濡度の範囲
内の最高温度で帯域焼鈍熱処理を行うと、粗大再結晶組
織を有するクリープ破断強度の優れたイツ） ＩＪヤ粒
子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金が得られる
ことを発明１〜得た。この知見に基いて本発明を完成Ｌ
＊。
い研究を重ねた結果、硬度軟化温度−固相紳濡度の範囲
内の最高温度で帯域焼鈍熱処理を行うと、粗大再結晶組
織を有するクリープ破断強度の優れたイツ） ＩＪヤ粒
子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金が得られる
ことを発明１〜得た。この知見に基いて本発明を完成Ｌ
＊。
本発明の要旨は、
重量係でｓ Ａ １３．７〜５．Ｏｓ Ｃｏ ９．３〜
１０．３、Ｃｒ５．１〜６．７、Ｔ１０．７〜１．０、
Ｔａ ４．３〜５．５、Ｗｌ ２．０〜１２．９ 、Ｚ
ｒ ０．０２〜０．２、Ｍｏ １．７〜２．３、ＣＯ，
（１（１１〜（１，１，Ｂｏ、００１〜０．０２．イツ
トリヤ（ＹｔＯｎ） ｏ、ｓ〜１．７、（１０，６以下
、残部Ｎｌから成り、この組成の光素単体粉（カルボニ
ルＮｉ、 Ｃｏ、 Ｃｒ。
１０．３、Ｃｒ５．１〜６．７、Ｔ１０．７〜１．０、
Ｔａ ４．３〜５．５、Ｗｌ ２．０〜１２．９ 、Ｚ
ｒ ０．０２〜０．２、Ｍｏ １．７〜２．３、ＣＯ，
（１（１１〜（１，１，Ｂｏ、００１〜０．０２．イツ
トリヤ（ＹｔＯｎ） ｏ、ｓ〜１．７、（１０，６以下
、残部Ｎｌから成り、この組成の光素単体粉（カルボニ
ルＮｉ、 Ｃｏ、 Ｃｒ。
Ｔ ａ １重％Ｍ ｏ ） ｓ合金粉（Ｎｓ Ａ１５
Ｎｔ Ｔｉ−Ａ１、Ｎｉ Ｚｒｓ Ｎｉ Ｂ ）
及びイツトリヤ微粉末を、機械的に混合１７て複合粉末
と１２、この榎高温ぼで帯域焼鈍熱処理を行い、結晶粒
のＧＡＲが２０以」二かつ短軸径が０．５闘にＩ、土の
４１１大再結晶組織を有するこＪ：を特徴とするイ・Ｉ
トリ子粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金に
ある。
Ｎｔ Ｔｉ−Ａ１、Ｎｉ Ｚｒｓ Ｎｉ Ｂ ）
及びイツトリヤ微粉末を、機械的に混合１７て複合粉末
と１２、この榎高温ぼで帯域焼鈍熱処理を行い、結晶粒
のＧＡＲが２０以」二かつ短軸径が０．５闘にＩ、土の
４１１大再結晶組織を有するこＪ：を特徴とするイ・Ｉ
トリ子粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金に
ある。
本発明の耐熱合金における組成成分の作用彦らびに組成
割合及び粗大再結晶組織を得る処理条件の限定理由は次
の通ねである。
割合及び粗大再結晶組織を得る処理条件の限定理由は次
の通ねである。
Ａ！けγ′相を生成するために必要な元素であり、γ′
相を十分に析出させるためには、３．７重量％以上含有
させることが必要である。し、６−し、５．０重・計部
を超えるとγ′相量が増加１２過き′て靭性が減少する
ので、３．７〜５．０重ｉｋチであることが必要である
。
相を十分に析出させるためには、３．７重量％以上含有
させることが必要である。し、６−し、５．０重・計部
を超えるとγ′相量が増加１２過き′て靭性が減少する
ので、３．７〜５．０重ｉｋチであることが必要である
。
Ｃａｎγ相及びγ′相中に固溶１．て、これらの相の固
溶強化の作用をする。Ｃｏ１１が９，３重４１％未満で
けその強化が十分でなく、その旧が１０．３型間−係を
超えるとその強度が低下するので、９．３〜１０．３重
８％であることが必要である。
溶強化の作用をする。Ｃｏ１１が９，３重４１％未満で
けその強化が十分でなく、その旧が１０．３型間−係を
超えるとその強度が低下するので、９．３〜１０．３重
８％であることが必要である。
Ｃｒけｉｌｉ、Ｉ硫化性を良好にする作用をする。その
量が５．１重量％より少ないと１０００’Ｃ以トで長時
間使用する場合、前記作用が得られなくなる。その量が
６７７重量％紹ズるとα相やμ相などの有害相が生成し
てクリープ破断強度を低下するので、５．１〜６．７重
ｔ％であることが必要である。
量が５．１重量％より少ないと１０００’Ｃ以トで長時
間使用する場合、前記作用が得られなくなる。その量が
６７７重量％紹ズるとα相やμ相などの有害相が生成し
てクリープ破断強度を低下するので、５．１〜６．７重
ｔ％であることが必要である。
Ｗはγ相及びγ′相中に固溶１２て、これらの相を著し
く強化する。そのためには１２．０重量％以上であるこ
とが必要である。しかし、１２．９重量％を超えるとγ
′相量が減少［７、かえって強度を劣化させる。
く強化する。そのためには１２．０重量％以上であるこ
とが必要である。しかし、１２．９重量％を超えるとγ
′相量が減少［７、かえって強度を劣化させる。
Ｍｏは、粒界に炭化物を析出させる作用をする。その肴
が１．７重量％未満では粒界に十分な炭化物を析出り、
得す粒界が弱くなり、基地材が十分な延性を示す前に粒
界破断する。その量が２．３＠＠係を超えると、熱処理
中に粒界に粗大な炭化物が集積１７粒界強度を著しく弱
めるので、１．７〜２．３重ｆ％であることが必要であ
る。
が１．７重量％未満では粒界に十分な炭化物を析出り、
得す粒界が弱くなり、基地材が十分な延性を示す前に粒
界破断する。その量が２．３＠＠係を超えると、熱処理
中に粒界に粗大な炭化物が集積１７粒界強度を著しく弱
めるので、１．７〜２．３重ｆ％であることが必要であ
る。
Ｔ１けその大部分がγ′相中に固溶ｊ７γ′相を強化す
ると共に、γ′相の量を増加させて強化させる。そのた
めには０．７重量％以上を必要とするが、１．０重ｔ％
を超えると、μ相を生じクリープ破断強度を低下させる
ので、ｏ、７〜１．Ｏ３量チであることが必要である。
ると共に、γ′相の量を増加させて強化させる。そのた
めには０．７重量％以上を必要とするが、１．０重ｔ％
を超えると、μ相を生じクリープ破断強度を低下させる
ので、ｏ、７〜１．Ｏ３量チであることが必要である。
Ｔａけその大部分がγ′相に固溶し２て著１．〈固溶強
化すると共に、γ′相の靭性を改善する。
化すると共に、γ′相の靭性を改善する。
この効果を得るためには４．３重１チ以上必要である。
１７か１５．５．５１１ｉｔチを超えるとＩ相かどの有
害析出物が生じてクリープ破断寿命が低下するので４．
３〜５．５重量％であることが必要である。
害析出物が生じてクリープ破断寿命が低下するので４．
３〜５．５重量％であることが必要である。
ＣはＭＣ型、Ｍ□Ｃ６型ｋ ＭｓＣ型の３種類の炭化物
を作って、主に合金の結晶の粒界を強化する作用をする
。その効果を得るにけＣけ０．００１＄８％以上必要で
ある。しかし、その鎗が０，１重量％を超えると２次再
結晶の際に有害な炭化物が粒界にフィルム状に析出する
ので、０．００１〜０１重゛計チであることが必要であ
る。
を作って、主に合金の結晶の粒界を強化する作用をする
。その効果を得るにけＣけ０．００１＄８％以上必要で
ある。しかし、その鎗が０，１重量％を超えると２次再
結晶の際に有害な炭化物が粒界にフィルム状に析出する
ので、０．００１〜０１重゛計チであることが必要であ
る。
Ｂけ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延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重ｆ嗟以上必要である。
ープ破断強度と破断延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重ｆ嗟以上必要である。
しかし、その量が０，０２重量％を超えると２次再結晶
の際、粒成長を妨げる有害なほう化物が粒界にフィルム
状に析出するので０．Ｏｎ１〜０．０２重量％であるこ
とが必要である。
の際、粒成長を妨げる有害なほう化物が粒界にフィルム
状に析出するので０．Ｏｎ１〜０．０２重量％であるこ
とが必要である。
ＺｒけＢと同様に粒界強化の作用をする。その効果を得
るためには０．０２重ｔ％以上必要である。１〜かし、
その１°が０．２重ｔチ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ので、
０．０２〜（１，２重ｔチであることが必要である。
るためには０．０２重ｔ％以上必要である。１〜かし、
その１°が０．２重ｔチ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ので、
０．０２〜（１，２重ｔチであることが必要である。
イッ） ＩＪヤｒ１ｒ含１れる酸素以外の酸素量は１少
ないほどよい。しかし、粉末から製造するので多少の混
入は避けられない。その酸素量が０．６型針チを超える
とＴｉＯｘ、ＡｂＯｓ及びこれらと石０３の複合体を作
り、分散粒子イツトリヤのサイズを粗大化させ、クリー
プ強度を低下させ、更にＣ１Ｂの項で述べた有害なフィ
ルム状の炭化物やほう化物の粒界への析出を促進させる
ので、０６重ｔチ以下であることが必要である。
ないほどよい。しかし、粉末から製造するので多少の混
入は避けられない。その酸素量が０．６型針チを超える
とＴｉＯｘ、ＡｂＯｓ及びこれらと石０３の複合体を作
り、分散粒子イツトリヤのサイズを粗大化させ、クリー
プ強度を低下させ、更にＣ１Ｂの項で述べた有害なフィ
ルム状の炭化物やほう化物の粒界への析出を促進させる
ので、０６重ｔチ以下であることが必要である。
イツトリヤは基地材に均一に分散していると高温クリー
プ強度を向上する。その針が０．５重量％未清ではその
効果が十分でない。その量が１．７重量％を超えると強
度がかえって劣化するので、０．５〜４４重量係である
ことが必要である。
プ強度を向上する。その針が０．５重量％未清ではその
効果が十分でない。その量が１．７重量％を超えると強
度がかえって劣化するので、０．５〜４４重量係である
ことが必要である。
前記成分の残部はＮ１である。
この組成になるように、カーボニルＮｉ％Ｃｏ。
Ｃｒ、Ｔａ％Ｗ、Ｍｏの元素単体物及びイツ） ＩＪヤ
倣粉末を機械的に混合して、複合粉末を作る。
倣粉末を機械的に混合して、複合粉末を作る。
この複合粉末を押出缶例えば、軟鋼臼に封入して成形す
る。
る。
結晶粒のＧＡＲ（結晶粒の長軸（押出方向）と短軸方向
の結晶粒径の比（以下ｒＧＡＲＪと言う。）が２０以上
になるとクリープ強度が高くなる。）が２０以上で、か
つその短軸径が、０．５ｍ以上の粗大再結晶組織を得る
之めには、押出条件及び帯域焼鈍条件が適切であること
が必要である。
の結晶粒径の比（以下ｒＧＡＲＪと言う。）が２０以上
になるとクリープ強度が高くなる。）が２０以上で、か
つその短軸径が、０．５ｍ以上の粗大再結晶組織を得る
之めには、押出条件及び帯域焼鈍条件が適切であること
が必要である。
押出温度及び押出比の押出成形条件は帯域焼鈍後の再結
晶組織に影響を与える。
晶組織に影響を与える。
押出温度が１０００℃未満では押出加工ができず、押出
す°まりが起きる。しかし、押出温度が１１００℃を超
えると、帯域焼鈍後の再結晶組織のＧＡＲが２０より小
さくなりクリープ強度が低くなるので、押出温朋け１０
００〜１１００℃の温度範囲であることが必要である。
す°まりが起きる。しかし、押出温度が１１００℃を超
えると、帯域焼鈍後の再結晶組織のＧＡＲが２０より小
さくなりクリープ強度が低くなるので、押出温朋け１０
００〜１１００℃の温度範囲であることが必要である。
押出比が１２より小さいと、押出加工度が不足ｊ〜で良
好な再結晶組織が得られず、ＧＡＲは２０未満となり、
クリープ強度が低下する。押出比が１２以上であれば、
加工度が十分であり、帯域焼鈍後の再結晶組織のＧＡＲ
も２０以上となり、クリープ強度は高くなる。
好な再結晶組織が得られず、ＧＡＲは２０未満となり、
クリープ強度が低下する。押出比が１２以上であれば、
加工度が十分であり、帯域焼鈍後の再結晶組織のＧＡＲ
も２０以上となり、クリープ強度は高くなる。
帯域焼鈍熱処理においては、炉の最高温度、成形材の移
動速度及び温度勾配の条件が再結晶組織に影響を及ぼす
。
動速度及び温度勾配の条件が再結晶組織に影響を及ぼす
。
成形材の最高温度が硬度軟化温度（第１図参照）より低
いと、再結ｒ１が起らず、押出加Ｔ組織が残り、クリー
プ強度が低くなる。成形材の最高温度が固相線温度を超
斤ろと、部分泗解が明り１組織が不均一になり、クリー
プ強ＩＷが低くなる。従って、成形材の最高温度が成形
材の硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内であると短軸径
が、０．５ｍ以上の粗大再結晶粒を得ることができる。
いと、再結ｒ１が起らず、押出加Ｔ組織が残り、クリー
プ強度が低くなる。成形材の最高温度が固相線温度を超
斤ろと、部分泗解が明り１組織が不均一になり、クリー
プ強ＩＷが低くなる。従って、成形材の最高温度が成形
材の硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内であると短軸径
が、０．５ｍ以上の粗大再結晶粒を得ることができる。
成形材の温度勾配は高い程結晶粒のＧＡＲが大きい組織
のものが得られるが、温度勾配が２００℃／ｍより少な
くなると、ＧＡＲが２０より小さい組織となり、クリー
プ強度が低くなる。
のものが得られるが、温度勾配が２００℃／ｍより少な
くなると、ＧＡＲが２０より小さい組織となり、クリー
プ強度が低くなる。
従って、その温度勾配け２００℃／ｒｎＩ以上あること
が必要である。
が必要である。
成形材の移動速度け、２００Ｗ／ｈを超えると成形材の
中心の組織が再結晶を和すに十分な時間が得られず、不
均一が組織となりクリープ強度は低くなる。またその速
度が２＋’１ｍ／ｈより小なる。従って、成形材の移動
速度は２０〜２０〇四／ｈの範囲であることが必要であ
る。
中心の組織が再結晶を和すに十分な時間が得られず、不
均一が組織となりクリープ強度は低くなる。またその速
度が２＋’１ｍ／ｈより小なる。従って、成形材の移動
速度は２０〜２０〇四／ｈの範囲であることが必要であ
る。
以上の条件のもとで、押出加工Ｌ ％帯域焼鈍熱処理す
ると、ＧＡＲが２０以−Ｌと大きく、かつ短軸径が０．
５−以上の粗大再結晶粒からなるｌＪＩ織を持つイツ）
ＩＪヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金
が得られる。
ると、ＧＡＲが２０以−Ｌと大きく、かつ短軸径が０．
５−以上の粗大再結晶粒からなるｌＪＩ織を持つイツ）
ＩＪヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金
が得られる。
なお、第１図は成形材を所定の焼鈍温度条件で１時間焼
鈍１〜、空冷した後、マイクロビッカース硬度（ＴＴｖ
）を測定１．た、焼鈍温度と硬度（Ｔ−Ｔｖ）との関係
図である。
鈍１〜、空冷した後、マイクロビッカース硬度（ＴＴｖ
）を測定１．た、焼鈍温度と硬度（Ｔ−Ｔｖ）との関係
図である。
実施例１゜
３〜７μｍ７カルボニルＮ１粉、元素単体粉として一２
００メツシュのＣｒ粉、−３２５メツシユのＷ、Ｔａ％
ＭＯ％ Ｃｏ粉を、合金粉として、−２００メツシユの
Ｎｊ−４６チＡ１粉、Ｎｉ−２８チ、Ｔｌ−１５１ＡＩ
粉、Ｎ１−３ｎ％Ｚｒ粉、Ｎｉ−１４％Ｂ粉を、酸化物
として２０誓のＹ２Ｏ３を用い、表１のＴＭ（’１２の
組成になるように調合した。
００メツシュのＣｒ粉、−３２５メツシユのＷ、Ｔａ％
ＭＯ％ Ｃｏ粉を、合金粉として、−２００メツシユの
Ｎｊ−４６チＡ１粉、Ｎｉ−２８チ、Ｔｌ−１５１ＡＩ
粉、Ｎ１−３ｎ％Ｚｒ粉、Ｎｉ−１４％Ｂ粉を、酸化物
として２０誓のＹ２Ｏ３を用い、表１のＴＭ（’１２の
組成になるように調合した。
これをＡｒＷ囲気中で５０時間機掴的に混合した。
なお、Ｃけ前記のカルボニルＮ１紛中に含量れている。
機械的混合時のスチール球と原料粉の重量比け８５ｋｐ
： ５ｋｐであった。
： ５ｋｐであった。
得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、４ｏｏ℃で２Ｘ１０
”■Ｈｇの真空下で１時間以上脱ガスした後密閉した
。これを１０５０℃で２時間保持した後、押出機により
押出比１５：１、ラム速度４００ ｍｌ ｓｅｃで押出
し成形１−、た。
”■Ｈｇの真空下で１時間以上脱ガスした後密閉した
。これを１０５０℃で２時間保持した後、押出機により
押出比１５：１、ラム速度４００ ｍｌ ｓｅｃで押出
し成形１−、た。
この成形材を、水冷ジャケット付高周波加熱炉で、最高
温度を１３００℃とし、１００■／１１の速度で移動さ
せた。その時の成形材の温度勾配Ｆｉ３００℃／αであ
った。再結晶粒の太きさけ、１〜２ Ｍ Ｘ数ｍで、Ｇ
ＡＲは３０以上であった。
温度を１３００℃とし、１００■／１１の速度で移動さ
せた。その時の成形材の温度勾配Ｆｉ３００℃／αであ
った。再結晶粒の太きさけ、１〜２ Ｍ Ｘ数ｍで、Ｇ
ＡＲは３０以上であった。
このように１．て、イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強
化ニッケル基耐熱合金を得た。
化ニッケル基耐熱合金を得た。
実施例２、
実施例１と同様にしてＴＭＯ−２の機械的混合粉を作り
、押出条件を、１０８０℃で２時間保持、押出比１５：
１、ラム速度４００ｗｍ／ｓｅｅで行い、帯域焼鈍を実
施例１と同一条件で行った。
、押出条件を、１０８０℃で２時間保持、押出比１５：
１、ラム速度４００ｗｍ／ｓｅｅで行い、帯域焼鈍を実
施例１と同一条件で行った。
実施例１及び２における合金のクリープ特性は次の表２
の通りであった。
の通りであった。
表２ 発明合金のクリープ特性（ＴＭＯ−２）米う−ソ
ン・ミラー曲線から計算した値この表が示すように、本
発明の合金け、等温焼鈍材に比べて、１０５０℃Ｘ １
６ ｋｆ ｆ ／ＭＪのクリープ条件では、クリープ寿
命は２．５倍長く′ｆｒ＃１、伸びも３，７％から４．
５ｔ４へと改善された。
ン・ミラー曲線から計算した値この表が示すように、本
発明の合金け、等温焼鈍材に比べて、１０５０℃Ｘ １
６ ｋｆ ｆ ／ＭＪのクリープ条件では、クリープ寿
命は２．５倍長く′ｆｒ＃１、伸びも３，７％から４．
５ｔ４へと改善された。
なお、ラーソンミラー曲線から計算すると、本発明の合
金け、１０５０℃Ｘ１６ｋｆｆ／−のクリープ条件では
、その寿命１１９１００時間となる。
金け、１０５０℃Ｘ１６ｋｆｆ／−のクリープ条件では
、その寿命１１９１００時間となる。
また、従来のＭＡ−６０００合金のクリープ特性を示す
と表３の通りである。
と表３の通りである。
表３ 購入ＭＡ−６０００のクリープ特性表２と表３を
比較すると、１０５０℃Ｘ １６ ｋｙ ｆ ／ｍＪの
クリープ条件で、本発明合金は、ＭＡ−６０００の約６
，５倍の破断寿命を有し、伸びも２．５倍改善されてい
ることが分かる。
比較すると、１０５０℃Ｘ １６ ｋｙ ｆ ／ｍＪの
クリープ条件で、本発明合金は、ＭＡ−６０００の約６
，５倍の破断寿命を有し、伸びも２．５倍改善されてい
ることが分かる。
発明の効果
本発明の耐熱合金によると、その成分組成により、γ相
とγ′相を特定割合にし、特に特定の帯域焼鈍条件゛と
することにより、粗大結晶粒のＧＡＨの大きい組織を持
つものとなし得、これによりクリープ破断寿命及び伸び
が従来のものに比べて極めて優れたものと彦し得る優れ
た効果を有する。
とγ′相を特定割合にし、特に特定の帯域焼鈍条件゛と
することにより、粗大結晶粒のＧＡＨの大きい組織を持
つものとなし得、これによりクリープ破断寿命及び伸び
が従来のものに比べて極めて優れたものと彦し得る優れ
た効果を有する。
図面は本発明の押出成形材を所定温度で１時間焼鈍、空
冷した後、マイクルビッカース硬度（Ｈｖ）を測定した
、焼鈍温度と硬度（Ｈｖ）との関係図である。 特許出願人 科学技術庁金属材料技術研究所長中 川
龍 −
冷した後、マイクルビッカース硬度（Ｈｖ）を測定した
、焼鈍温度と硬度（Ｈｖ）との関係図である。 特許出願人 科学技術庁金属材料技術研究所長中 川
龍 −
Claims (1)
- 重量％で、Ａｌ３．７〜５．０、Ｃｏ９．３〜１０．３
、Ｃｒ５．１〜６．７、Ｔｉ０．７〜１．０、Ｔａ４．
３〜５．５、Ｗ１２．０〜１２．９、Ｚｒ０．０２〜０
．２、Ｍｏ１．７〜２．３、Ｃ０．００１〜０．１、Ｂ
０．００１〜０．０２、イットリヤ（Ｙ＿２Ｏ＿３）０
．５〜１．７、Ｏ０．６以下、残部Ｎｉから成り、この
組成の元素単体粉（カルボニルＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ
、Ｗ、Ｍｏ）、合金粉（Ｎｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｔｉ−Ａｌ
、Ｎｉ−Ｚｒ、Ｎｉ−Ｂ）及びイットリヤ微粉末を、機
械的に混合して複合粉末とし、この複合粉末を押出用缶
に封入して押出し成形し、該成形物を硬度軟化温度〜固
相線温度の範囲内の最高温度を持つ帯域焼鈍熱処理で、
結晶粒のＧＡＲが２０以上かつその短軸径が０．５ｍｍ
以上の粗大再結晶組織を有することを特徴とするイット
リヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60238616A JPS6299433A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
| US06/903,135 US4717435A (en) | 1985-10-26 | 1986-09-03 | Gamma-prime precipitation hardening nickel-base yttria particle-dispersion-strengthened superalloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60238616A JPS6299433A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6299433A true JPS6299433A (ja) | 1987-05-08 |
| JPH0312134B2 JPH0312134B2 (ja) | 1991-02-19 |
Family
ID=17032812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60238616A Granted JPS6299433A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4717435A (ja) |
| JP (1) | JPS6299433A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63118038A (ja) * | 1986-11-06 | 1988-05-23 | Natl Res Inst For Metals | イットリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金とその製造法 |
| CN1035210C (zh) * | 1992-05-11 | 1997-06-18 | 新苏舍柴油机有限公司 | 燃油喷射装置的喷头 |
| WO2015020007A1 (ja) | 2013-08-05 | 2015-02-12 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 酸化物粒子分散強化型Ｎｉ基超合金 |
Families Citing this family (10)
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|---|---|---|---|---|
| JPH0344438A (ja) * | 1989-07-13 | 1991-02-26 | Natl Res Inst For Metals | イットリア粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金 |
| US5120350A (en) * | 1990-07-03 | 1992-06-09 | The Standard Oil Company | Fused yttria reinforced metal matrix composites and method |
| US5712050A (en) * | 1991-09-09 | 1998-01-27 | General Electric Company | Superalloy component with dispersion-containing protective coating |
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| JP4519582B2 (ja) * | 2004-09-02 | 2010-08-04 | 富士通コンポーネント株式会社 | コネクタ部付き平衡伝送用平坦状ケーブル |
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| EP3156796A1 (en) | 2010-06-09 | 2017-04-19 | Optiscan Biomedical Corporation | Measuring analytes in a fluid sample drawn from a patient |
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| GB201017692D0 (en) * | 2010-10-20 | 2010-12-01 | Materials Solutions | Heat treatments of ALM formed metal mixes to form super alloys |
| CN113025848B (zh) * | 2021-05-24 | 2021-08-17 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法和应用 |
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Family Cites Families (5)
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| US3776704A (en) * | 1968-03-01 | 1973-12-04 | Int Nickel Co | Dispersion-strengthened superalloys |
| US3591362A (en) * | 1968-03-01 | 1971-07-06 | Int Nickel Co | Composite metal powder |
| BE794801A (fr) * | 1972-01-31 | 1973-07-31 | Int Nickel Ltd | Procede de recuit en zones d'alliages |
| US3926568A (en) * | 1972-10-30 | 1975-12-16 | Int Nickel Co | High strength corrosion resistant nickel-base alloy |
| US4386976A (en) * | 1980-06-26 | 1983-06-07 | Inco Research & Development Center, Inc. | Dispersion-strengthened nickel-base alloy |
-
1985
- 1985-10-26 JP JP60238616A patent/JPS6299433A/ja active Granted
-
1986
- 1986-09-03 US US06/903,135 patent/US4717435A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPH0338329B2 (ja) * | 1986-11-06 | 1991-06-10 | Kagaku Gijutsucho Kinzoku Zairyo Gijutsu Kenkyu Shocho | |
| CN1035210C (zh) * | 1992-05-11 | 1997-06-18 | 新苏舍柴油机有限公司 | 燃油喷射装置的喷头 |
| WO2015020007A1 (ja) | 2013-08-05 | 2015-02-12 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 酸化物粒子分散強化型Ｎｉ基超合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0312134B2 (ja) | 1991-02-19 |
| US4717435A (en) | 1988-01-05 |
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|---|---|---|---|
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