JPS6323258B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、常温における延性すなわち常温加工
性を有するニツケル−アルミニウム系超耐熱性合
金に関する。 例えばガスタービンのブレード、ジエツトエン
ジン、あるいはミサイルなど使用時に高温に長時
間さらされる構造材としてNi基超合金が広く使
用されている。このものはNiベースマトリツク
ス中にNi₃Alの如き金属間化合物の分散相を60％
以下分散析出せしめ規則格子であるNi₃Alの高温
強度に依存しつつ、Niベースマトリツクスによ
り加工性あるいは必要な延性を保持せしめようと
するものである。 しかしながらこの種Ni基超合金は、添加元素
の数がきわめて多く、これの溶解鋳造の管埋はき
わめてきびしい条件に服せられ製造上煩雑かつ手
数を要するものである。しかも使用中いわゆるσ
相等とよばれる脆い相が析出するなどの問題があ
る。 さらにもつと重要な問題は、Niベースマトリ
ツクスは固溶体強化型のγ相であるから、加工性
や必要な延性をこれに依存できるものの、高温に
おいてはいちじるしく強度が低下してしまうとい
う本質的欠点がある。 従つて、Ni基超合金の高温強度を確保するに
は後述するように高温になるにつれかえつて強度
が増大するという通常とは逆の温度依存性を有す
るNi₃Al相の量を増やし、マトリツクスとしての
γ相の量を少くする必要がある。しかし、そうす
ると加工性がいちじるしく悪くなり、Ni₃Al相が
約30〜40％になると鍛造できなくなるし、精密鋳
造を行つてもNi₃Al相が60％以上になると脆性が
きわめて強くなり、一寸したシヨツクにより破壊
するおそれが生じるため、かかる60％以上という
ような高いNi₃Al相を有するものは実用不可能と
されてきた。 本発明はかかるNi基超合金に関する従来の常
識を一変させ得た超耐熱性合金を提供しようとす
るものであり、マトリツクスとしてのγ相を実質
的になくし、しかも常温における画期的な延性の
確保を可能としたNi基超耐熱性合金を提供しよ
うとするものであつて、その要旨とするところ
は、前記Ni₃Al系金属間化合物にZrまたはNbを
それぞれ単独あるいは合計で0.01〜3.0％添加し
てなるNi−Al系合金にある。 Ni₃Al系金属間化合物はいわゆるLI₂型といわ
れる規則格子を形成し、NiおよびAlが面心立方
格子の規則的位置に配列し、Ni基超合金の主た
る強化相γ′を形成してなる。 第１図はNi−Al2元系状態図のNi側状態図を
示したものであつて、Niに対するAlの添加量を
選択することによりγ相とγ′相とを適宜形成せし
め得ることがわかる。 このNi₃Alは、降伏応力が広範な温度領域にわ
たり顕著な正の温度依存性すなわち高温になるに
従つて材料の強さを示す降伏応力が常温の場合よ
りもかえつて高い値を示すことが知られている。 第２図は、かかる温度依存性の様子を示す線図
であり、Ni基超合金が高温で高い強度を維持で
きるのはNi₃Alのかかる性質に起因するものであ
ることが理解できるであろう。 発明者らは、Ni基超合金の耐熱性能を向上せ
しめるには、高温における強度低下のいちじるし
いマトリツクスγ相を極力すくなくし、γ′相のみ
とすれば、第２図に示したような高温においてい
ちじるしく強度が大となる合金を入手できること
に着目した。 しかしながらこのγ′相は金属間化合物としての
一般性質をも有しており、従来より数々の報告が
あるように、Ni₃Al多結晶は低温のみならず高温
においても脆く、ほとんど伸びを示さないため、
γ′相のみ単独で使用することなどは全く思いもよ
らないこととされてきたのである。 ここにおいて、発明者らは長年のNi₃Alに関す
る研究の結果、確かにNi₃Al多結晶は上記の如く
脆い材料であるが、Ni₃Alの単結晶は必ずしも脆
くなく常温においてある程度の延性を示すことに
着目した。 この結果、発明者らはNi₃Alそれ自体が脆い性
質を有しているのではなく、むしろ多結晶が脆い
のは結晶粒界に何らかの脆化せしめる要素が存在
するためではないかということに着眼したのであ
る。 もしも結晶粒界における脆い要因を除去してし
まえばNi₃Al多結晶をも延性を有する材料とする
ことができるのではないか。このことに着目した
発明者らは、Ni₃Alにいろいろな第３元素の添加
をすることを試みた。そしてその結果、３％以下
のＢを添加すると従来の常識とは全く相反するき
わめて高い延性を有するNi₃Al系金属間化合物を
入手できることを見出し、先に特願昭53−130765
として提案した。 発明者らは、その後の実験研究の結果、Zrあ
るいはNbもＢと同様の効果を有することを見出
した。すなわち、ZrまたはNbを単独で、あるい
は両者を合計して0.01％〜3.0％添加することで、
おどろくべき常温加工性を発揮するようになるこ
とを見出した。 以下に実施例に基づいて詳細に説明する。 第１表は供試材の組成と各試験結果を示したも
のである。 素材としては、99.99％Al、99.9％Ni、99.8％
Zr、および99.8％Nbを用いた。溶解はアルゴン
アーク溶解炉を用いまずNi₃Alの組成相当量のAl
とNiを溶解し、ついでこれを反転溶解する際に
所要量のZrあるいはNbを炉底に投入し、元素添
加溶解後炉中冷却して第１表に示す組成の合金を
作成した。

【表】

【表】 凝固後炉中より取出し、鋳造材のままおよび鋳
造材を1000℃×５日熱処理したもの、それぞれよ
り試験片を切り出した。熱処理の有無は、第１表
に示した試験に関する限りでは有意差を示さなか
つた。 引張り試験片は標点部が1.5×1.5×23mmである
Ｉ型試験片に、曲げは30×８×２mmの板状片に圧
延は30×８×1.18mmおよび30×８×1.77mmの板状
片に加工した。 引張りはインストロン型引張試験機により常温
での応力−ひずみ曲線をとつた。曲げは試験片の
一端を万力に把持せしめ金槌でたたいて曲げ、圧
延は小型４段圧延機により中間焼鈍することなく
圧延した。 第１表にそれぞれの試験結果を示した。 ZrあるいはNbの添加のないNo.１あるいは添加
量のすくないNo.２あるいはNo.３では引張り、曲
げ、圧延ともにすぐに脆性破壊をおこし従来の報
告と相違のないことがわかる。しかし、Zrある
いはNbの添加が単独でそれぞれ0.01％であるNo.
５およびNo.６あるいは単独ではすくないが合計で
0.01％であるNo.４においては、第１表にみられる
ように明らかに延性を示しはじめていることがわ
かる。そしてその延性は添加量が増加するにつれ
てますます改善されおよそ0.1％から20％の範囲
ではおどろくべき延性を示している。 しかし添加量が単独あるいは合計で3.0％を超
えるほどに高濃度となると再び延性が阻害されて
くることもわかつた。 これはおそらくは添加元素が結晶粒界に脆い相
を形成するようになるためではないかと考えられ
る。 無添加の場合には、完全に脆性破壊してしまつ
たものが、前記0.01〜3.0％の範囲での添加によ
つて、如何なるメカニズムをもつて、このように
高い延性を示すようになつたかについては、おそ
らくは結晶粒界になんらかの変化が生じたためで
あろうと考察しているが、目下解明中である。 以上、本発明合金は、高温における強度低下が
なく逆に常温よりも強度が大となるというNi₃Al
系金属間化合物の温度依存性に着目し、その金属
間化合物自体に延性を生ぜしめ、いわゆる高温に
おける各種の性質がすぐれた金属間化合物そのも
のを直接高温材料とするとともにそれの常温にお
ける加工をも可能としたという画期的合金を提供
できたものである。 因みに第２図にZrあるいはNbの添加しないNo.
１と0.5％Zrの添加されているNo.11との降伏応力
（0.2％耐力）の温度依存性を示した。 この場合、No.１について引張りが不可能である
ため、ともに圧縮による応力−ひずみ曲線を求
め、降伏応力（0.2％耐力）の温度依存の関係を
みたものであるが、元素添加の有無は全く降伏応
力の温度依存性に変化を及ぼさないことがわか
る。すなわち、ZrあるいはNbを添加しても金属
間化合物としての高温における性質は全く変らな
いことがわかつたものである。 今後、タービンやジエツトエンジン、原子力関
連など、超耐熱性の構造材に対する要求は益々増
大することは必須である。その場合常温加工性を
有し、常温における高延性を有する本発明合金は
一だんと注目され広く産業の発達に寄与できるも
のとなることであろう。

【図面の簡単な説明】

第１図はNi−Al2元素のNi側状態図を示し、
第２図は供試Ni₃Alの温度依存性を示す線図であ
る。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ LI₂型としてあらわされるNi₃Al系金属間化
   合物にZrまたはNbをそれぞれ単独あるいは合計
   で0.01％〜3.0％添加してなる常温で高延性を有
   するニツケル−アルミニウム系超耐熱性合金。