WO2012026354A1 - Ｃｏ基合金 - Google Patents

Ｃｏ基合金 Download PDF

Info

Publication number
WO2012026354A1
WO2012026354A1 PCT/JP2011/068505 JP2011068505W WO2012026354A1 WO 2012026354 A1 WO2012026354 A1 WO 2012026354A1 JP 2011068505 W JP2011068505 W JP 2011068505W WO 2012026354 A1 WO2012026354 A1 WO 2012026354A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
phase
based alloy
content
heat treatment
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/068505
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
佐藤　順
今野　晋也
元嗣 大崎
植田　茂紀
石田　清仁
大森　俊洋
浩明 西田
祐宏 林
智紀 塩田
Original Assignee
株式会社日立製作所
国立大学法人東北大学
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社日立製作所, 国立大学法人東北大学 filed Critical 株式会社日立製作所
Priority to EP11819817.5A priority Critical patent/EP2610360B1/en
Priority to CN2011800403007A priority patent/CN103069028A/zh
Priority to US13/816,905 priority patent/US20130206287A1/en
Publication of WO2012026354A1 publication Critical patent/WO2012026354A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
    • F05C2201/00—Metals
    • F05C2201/04—Heavy metals
    • F05C2201/0433—Iron group; Ferrous alloys, e.g. steel
    • F05C2201/0463—Cobalt
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
    • F05D2300/17—Alloys
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T50/00—Aeronautics or air transport
    • Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft

Definitions

  • the present invention is suitable for various members that require high strength in a high temperature environment such as gas turbine members, airplane engine members, chemical plant members, automobile engine members, and high temperature furnace members, and is particularly suitable for forging. Regarding alloys.
  • Ni-base alloys, Co-base alloys, Fe-base alloys, and the like are known as superalloys used in high-temperature environments.
  • the Ni-based alloy is precipitation strengthened by a ⁇ ′ phase (Ni 3 (Al, Ti)) having an L1 2 structure, and exhibits an inverse temperature dependency in which the strength increases as the temperature rises. It also has excellent high temperature characteristics such as heat resistance, corrosion resistance, oxidation resistance, and creep resistance. Therefore, Ni-based alloys are used for various applications that require high strength in a high temperature environment.
  • Ni-based alloys have a problem that they are inferior in machinability and hot workability.
  • Co-based alloys are used rather than Ni-based alloys for high-temperature applications that particularly require corrosion resistance and ductility.
  • a ⁇ '-type intermetallic compound effective for improving the high-temperature strength characteristics of Co-based alloys has not been known so far, conventional Co-based alloys have lower high-temperature strength than Ni-based alloys, and hot working There was a problem that it was inferior in nature.
  • Patent Document 1 Al: 0.1 to 10% by mass, W: 3.0 to 45%, the balance is made of Co except for inevitable impurities, and L 1 2 of Co 3 (Al, W)
  • a Co-based alloy in which a type intermetallic compound is precipitated is disclosed.
  • the document discloses that high temperature strength is improved by precipitating Co 3 (Al, W) uniformly and finely in the matrix, and that hot working is also possible by adjusting to a predetermined composition.
  • Patent Document 2 includes 0.1 ⁇ Cr ⁇ 20.0 mass%, 1.0 ⁇ Al ⁇ 6.0 mass%, 3.0 ⁇ 26.0 mass%, Ni ⁇ 50.0 mass%, and the balance is The volume fraction of the second phase consisting of Co and inevitable impurities, satisfying 5.0 ⁇ Cr + Al ⁇ 20.0 mass%, and consisting of the ⁇ phase represented by A 7 B 6 and the Laves phase represented by A 2 B is Co-based alloys that are 10% or less are disclosed.
  • a Co-based alloy in which Co 3 (Al, W) is precipitated as a strengthening phase ( ⁇ ′ phase) exhibits high-temperature strength characteristics equivalent to or higher than that of a Ni-based alloy.
  • a second phase that is harmful to processing may precipitate depending on the heat treatment conditions, and the hot workability may be significantly reduced.
  • hot workability is an important characteristic, and balance with strength is essential.
  • Patent Document 2 when the component elements are optimized, precipitation of the second phase can be suppressed to some extent, and hot workability can be improved.
  • conventional alloys do not necessarily have sufficient high temperature strength characteristics.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a Co-base alloy suitable for forging, which has a high temperature strength higher than that of a conventional Co-base alloy and has a hot workability equivalent to or higher than that of a conventional Co-base alloy. There is to do.
  • the Co-based alloy according to the present invention is 0.001 ⁇ C ⁇ 0.100 mass%, 9.0 ⁇ Cr ⁇ 20.0 mass%, 2.0 ⁇ Al ⁇ 5.0 mass%, 13.0 ⁇ W ⁇ 20.0 mass%, and 39.0 ⁇ Ni ⁇ 55.0 mass%, And the balance consists of Co and inevitable impurities, Of the inevitable impurities, Mo, Nb, Ti, and Ta are respectively Mo ⁇ 0.010 mass%, Nb ⁇ 0.010 mass% Ti ⁇ 0.010 mass%, and Ta ⁇ 0.010 mass%, It is a summary.
  • a Co-based alloy containing Al and W tends to generate a phase harmful to hot workability.
  • a harmful phase is generated in the grains and at the grain boundaries, and hot workability is significantly reduced.
  • the homogenization heat treatment is performed under predetermined conditions at the same time that the component elements (particularly, the amount of Al and the amount of W) are set within a predetermined range, a Co-based alloy with less harmful phase can be obtained.
  • a solution heat treatment and an aging treatment are performed under predetermined conditions after hot working, a Co 3 (Al, W) type strengthening phase ( ⁇ ′ phase) is precipitated.
  • Co-based alloy [1.1. Main constituent elements]
  • the Co-based alloy according to the present invention contains the following elements, with the balance being Co and inevitable impurities.
  • the kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
  • C combines with W and Cr and contributes to the formation of carbides in the grains and at the grain boundaries. Precipitation of granular carbides at grain boundaries is mainly effective for strengthening grain boundaries and improves hot workability and high temperature strength. In particular, since the elongation and drawing at high temperatures are improved by improving the grain boundary strength, the effect of improving tensile properties and creep rupture properties is great. In order to acquire such an effect, C content needs to be 0.001 mass% or more. The C content is more preferably 0.005 mass% or more.
  • the C content needs to be less than 0.100 mass%.
  • the C content is more preferably less than 0.050 mass%.
  • the Co-based alloy according to the present invention precipitates carbide at the grain boundary in an optimal shape by optimizing the C content in addition to the Cr content and the W content, thereby increasing the high temperature ductility and having remarkable characteristics. A major feature is that this improvement was achieved.
  • “carbide” refers to various carbides mainly composed of C and Cr and / or W.
  • the Cr content needs to be less than 20.0 mass%.
  • the Cr content is more preferably less than 19.5 mass%, and even more preferably less than 18.5 mass%.
  • One of the major features of the Co-based alloy according to the present invention is that the carbide is precipitated in an optimal shape by optimizing the Cr content, thereby achieving a significant improvement in hot ductility.
  • Al is 'a stabilizing element of the (phase, gamma is a metastable phase Co 3 (Al, W) of the L1 2 type intermetallic compound phase gamma)' to deposit a phase as a stable phase, improves the high temperature strength It is an element necessary to make it. If the Al content is low, a sufficient amount of ⁇ ′ phase cannot be generated to improve the strength characteristics. Al, like Cr, is an element that improves oxidation resistance by the formation of Al 2 O 3 . In order to acquire such an effect, Al content needs to be 2.0 mass% or more. The Al content is more preferably 2.5 mass% or more, and further preferably 3.0 mass% or more.
  • the Al content needs to be less than 5.0 mass%.
  • the Al content is more preferably less than 4.5 mass%, more preferably less than 4.3 mass%.
  • the “Co 3 (Al, W) L1 2 type intermetallic compound phase ( ⁇ ′ phase)” is not only a ⁇ ′ phase consisting of only Co, Al and W, but also Co sites and / or (Al, W) Some of the sites are replaced with other elements.
  • W is 'a stabilizing element of the (phase, is effective gamma-temperature strength Co 3 (Al, W) of the L1 2 type intermetallic compound phase gamma)' is an element necessary to generate the phase. If the W content is small, a sufficient amount of ⁇ ′ phase cannot be generated to improve the strength. W combines with C to generate various carbides. Precipitation of grain boundary carbides is effective for improving high-temperature strength characteristics, particularly high-temperature ductility (elongation, drawing). In order to acquire such an effect, W content needs to be 13.0 mass% or more. The W content is more preferably 14.5 mass% or more, and further preferably 15.0 mass% or more.
  • the W content when the W content is excessive, a harmful phase typified by the ⁇ phase represented by A 7 B 6 is formed in the grains and at the grain boundaries, and the hot workability is remarkably lowered. Therefore, the W content needs to be less than 20.0 mass%.
  • the W content is more preferably less than 19.0 mass%, and more preferably less than 18.0 mass%.
  • the “A 7 B 6 compound ( ⁇ phase)” is a compound derived from Co 7 W 6 , and the A site (Co site) is made of Ni, Cr, Al, Fe or the like, and the B site (W site). ) Are each substituted by Ta, Nb, Ti, Zr or the like.
  • Ni 39.0 ⁇ Ni ⁇ 55.0 mass%.
  • Ni is replaced with Co site, to generate the (Co, Ni) 3 (Al , W) of the L1 2 type intermetallic compound phase.
  • Ni is equally distributed to the matrix phase ⁇ and the reinforcing phase ⁇ ′.
  • the Co site of the ⁇ ′ phase is replaced with Ni, the solid solution temperature of the ⁇ ′ phase increases, and the high-temperature strength characteristics are improved.
  • Ni content needs to be 39.0 mass% or more.
  • the Ni content is more preferably 41.0 mass% or more, and further preferably 43.0 mass% or more.
  • the Ni content when the Ni content is excessive, the melting point of the matrix ⁇ is lowered and the hot workability is lowered. Therefore, the Ni content needs to be less than 55.0 mass%.
  • the Ni content is more preferably less than 52.0 mass%, and still more preferably less than 50.0 mass%.
  • Nb has the effect of improving the high-temperature strength characteristics by precipitating Ni 3 Nb which is a ⁇ ′′ ( ⁇ double prime) phase in a Ni-based alloy.
  • the precipitation of a ⁇ ′′ phase is caused by the addition of Nb. Does not occur, and the hot workability and the high-temperature strength characteristics are lowered due to the lowering of the melting point. Therefore, the Nb content needs to be less than 0.010 mass%.
  • Ti is an element that substitutes for an Al site of Ni 3 Al in a Ni-based alloy and is effective for strengthening the ⁇ ′ phase.
  • excessive addition causes an increase in the ⁇ ′ solid solution temperature and a decrease in the melting point of the matrix, leading to a decrease in workability.
  • Even in a Co-based alloy, excessive addition of Ti causes a decrease in melting point and causes a decrease in hot workability and high temperature strength characteristics. Therefore, the Ti content needs to be less than 0.010 mass%.
  • Ta acts as a solid solution strengthening element of the ⁇ ′ phase and is effective in improving the high temperature strength.
  • the high temperature ductility is significantly reduced.
  • the Ta content needs to be less than 0.010 mass%.
  • the Co-based alloy according to the present invention may further contain any one or more of the following elements in addition to the elements described above.
  • the kind of additional additive element, its component range, and the limitation reason are as follows.
  • the B content is preferably 0.0001 mass%.
  • the Zr content is preferably 0.0001 mass% or more.
  • the B content is preferably less than 0.020 mass%. Further, the Zr content is preferably less than 0.10 mass%.
  • Mg and Ca both fix S and promote improvement in hot workability.
  • the Mg content is preferably 0.0001 mass% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0001 mass% or more.
  • the Mg content is preferably less than 0.10 mass%.
  • the Ca content is preferably less than 0.20 mass%.
  • the ⁇ ′ phase mainly precipitates in the grains of the parent phase ⁇ .
  • the carbide precipitates in the grains and grain boundaries of the matrix ⁇ .
  • the carbide is preferably precipitated at the grain boundaries.
  • the shape of the carbide precipitated at the grain boundary is preferably granular.
  • the material after hot working of the Co-based alloy according to the present invention is subjected to a solution heat treatment and an aging treatment under various conditions to obtain ⁇ , ⁇ ′ phases and carbide states suitable for each application. It is done.
  • the aging process is not limited to a one-stage aging process, but also includes a plurality of stages of aging processes.
  • the homogenization heat treatment refers to a heat treatment for removing solidification segregation generated during melting and casting to make the components uniform. By making the components uniform, hot workability can be improved.
  • the homogenization heat treatment temperature an optimum temperature is selected according to the composition. In general, if the homogenization heat treatment temperature is too low, a sufficient effect cannot be obtained within a realistic heat treatment time because the diffusion rate of the alloy element is small. Accordingly, the homogenization heat treatment temperature is preferably 1000 ° C. or higher. On the other hand, when the homogenization heat treatment temperature becomes too high, grain boundary oxidation proceeds, and hot workability deteriorates. Therefore, the homogenization heat treatment temperature is preferably 1250 ° C. or lower.
  • the heterogeneous phase When kept at a temperature at which the ⁇ phase becomes a single phase, the heterogeneous phase usually disappears within a few hours and becomes a ⁇ phase single phase.
  • a longer heat treatment is required. In general, the longer the homogenization heat treatment time, the more uniform the components and the less harmful phase for hot workability.
  • the homogenization heat treatment time is preferably 10 hours or more.
  • the Co-based alloy after the homogenization heat treatment is hot-worked and formed into various shapes.
  • the hot working method and its conditions are not particularly limited, and various methods and conditions can be selected according to the purpose.
  • the solution heat treatment is a treatment for re-dissolving precipitates ( ⁇ ′, carbides) generated by hot working.
  • the solution heat treatment temperature is preferably 1000 to 1250 ° C.
  • an optimum time is selected according to the solution heat treatment temperature. In general, as the solution heat treatment temperature increases, the precipitate can be re-dissolved in a shorter time.
  • a ⁇ ′ phase composed of a Co 3 (Al, W) type L1 2 type intermetallic compound can be precipitated in the ⁇ phase.
  • carbides can be precipitated.
  • the aging treatment conditions are not particularly limited, and optimum conditions are selected according to the composition and / or the use. In general, the higher the aging treatment temperature and / or the longer the aging treatment time, the larger the precipitation amount of the ⁇ ′ phase or the larger the particle size of the ⁇ ′ phase. This also applies to carbides.
  • the aging treatment temperature is 500 to 1100 ° C. (preferably 600 to 1000 ° C.), and the aging treatment time is about 1 to 100 hours, preferably about 10 to 50 hours.
  • a plurality of aging treatments may be performed at different temperatures.
  • ⁇ ′ phases of different sizes can be precipitated.
  • a large ⁇ ′ phase is effective in improving high-temperature characteristics (particularly creep rupture characteristics), but room temperature characteristics are lowered.
  • the ⁇ ′ phase having a small size is effective in improving the room temperature characteristic, but the high temperature characteristic is lowered. Therefore, when high-temperature characteristics and room-temperature characteristics can be improved at the same time by performing aging treatments in a plurality of stages to precipitate ⁇ ′ phases of different sizes.
  • the aging treatment temperature of the first stage is preferably 700 to 1100 ° C.
  • the aging treatment temperature of the second stage is preferably 500 to 900 ° C.
  • a Co-based alloy containing Al and W tends to generate a phase harmful to hot workability.
  • a harmful phase is generated in the grains and at the grain boundaries, and hot workability is significantly reduced.
  • the homogenization heat treatment is performed under predetermined conditions at the same time that the component elements (particularly, the amount of Al and the amount of W) are set within a predetermined range, a Co-based alloy with less harmful phase can be obtained.
  • a solution heat treatment and an aging treatment are performed under predetermined conditions after hot working, a Co 3 (Al, W) type strengthening phase ( ⁇ ′ phase) is precipitated.
  • Test method [2.1. Tensile test] A test piece having a test part diameter of 8 mm and a test piece length of 90 mm was cut out from each material. Using this test piece, a tensile test was performed at 800 ° C., and 0.2% proof stress and tensile strength were measured. [2.2. Creep rupture test] A test piece having a parallel part of 30 mm and a test piece length of 92.6 mm was cut out from each material. Using this test piece, a creep rupture test was performed under the conditions of 800 ° C. and ⁇ 294 MPa, and the rupture life and the elongation and squeezing during the rupture were measured. [2.3.
  • Oxidation test A rectangular parallelepiped test piece having a size of 13 mm ⁇ 25 mm and a thickness of 2 mm was cut out from each material. Using this test piece, continuous heating for 200 hours was performed in an air atmosphere at 800 ° C., and then air cooling was performed. The increase in oxidation was calculated from the weight difference before and after the test and used as an index of oxidation resistance.
  • Tables 3 and 4 show the results.
  • FIGS. 1 and 2 show fracture structure photographs of the Co-based alloy (Example 1) before and after the creep rupture test, respectively.
  • the fracture structure before the creep rupture test a phenomenon is observed in which the ⁇ ′ phase that has precipitated in a cubic or spherical shape in the grains is connected (rafted) in a high-temperature, stress-loaded environment.
  • precipitation of carbides mainly composed of W and Cr is observed at the grain boundaries. Since this is not observed in the structure after the test of the comparative example, it is considered that the hot ductility behavior by the creep rupture test is closely related to the morphological change of the ⁇ ′ phase and the grain boundary precipitation of carbides.
  • the Co-based alloy according to the present invention can be used for various members that require high strength under a high temperature environment, such as gas turbine members, airplane engine members, chemical plant members, automobile engine members, and high temperature furnace members.

Abstract

　０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％であるＣｏ基合金。

Description

Ｃｏ基合金
　本発明は、ガスタービン部材、飛行機用エンジン部材、化学プラント部材、自動車エンジン部材、高温炉部材などの高温環境下で高強度が要求される各種部材に好適であり、特に鍛造に適したＣｏ基合金に関する。
　高温環境下で使用される超合金には、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、Ｆｅ基合金などが知られている。Ｎｉ基合金は、Ｌ12構造のγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ、Ｔｉ)）で析出強化したものであり、温度上昇に伴い強度も高くなる逆温度依存性を示す。また、耐熱性、耐食性、耐酸化性、耐クリープ性などの高温特性にも優れている。そのため、Ｎｉ基合金は、高温環境下で高強度が要求される各種の用途に用いられる。しかしながら、Ｎｉ基合金は、被削性、熱間加工性に劣るという問題がある。
　一方、特に耐食性、延性が必要な高温用途では、Ｎｉ基合金よりもＣｏ基合金が用いられている。しかしながら、Ｃｏ基合金の高温強度特性向上に有効なγ’型金属間化合物がこれまで知られていなかったために、従来のＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金に比べて高温強度が低く、熱間加工性にも劣るという問題があった。
　そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
　例えば、特許文献１には、質量比でＡｌ：０．１～１０％、Ｗ：３．０～４５％、残部が不可避的不純物を除きＣｏからなり、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物が析出したＣｏ基合金が開示されている。
　同文献には、マトリックス中にＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)を均一微細に析出させることによって、高温強度が向上する点、及び、所定の組成に調整することによって熱間加工も可能になる点が記載されている。
　また、特許文献２には、０．１≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ａｌ≦６．０ｍａｓｓ％、３．０≦２６．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ≦５０．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、５．０≦Ｃｒ＋Ａｌ≦２０．０ｍａｓｓ％を満たし、Ａ7Ｂ6で表されるμ相とＡ2Ｂで表されるラーベス相からなる第２相の体積率が１０％以下であるＣｏ基合金が開示されている。
　同文献には、Ａｌ量及びＷ量を所定の範囲とすると同時に所定の条件下で均質化熱処理及び時効処理を行うと、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相が析出し、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度を示す点が記載されている。
　強化相（γ'相）としてＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)を析出させたＣｏ基合金は、Ｎｉ基合金と同等以上の高温強度特性を示す。しかしながら、Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱処理条件によっては加工に有害な第２相が析出し、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。特に、鍛造用合金では熱間加工性が重要な特性となり、強度とのバランスが必須である。
　一方、特許文献２に開示されているように、成分元素を最適化すると、第２相の析出をある程度抑制することができ、熱間加工性を向上させることができる。しかしながら、従来の合金は、高温強度特性が必ずしも十分ではない。
国際公開ＷＯ２００７／０３２２９３号 特開２００９－２２８０２４号公報
　本発明が解決しようとする課題は、従来のＣｏ基合金に比べて高温強度が高く、かつ、熱間加工性が従来のＣｏ基合金と同等以上であり、鍛造に適したＣｏ基合金を提供することにある。
　上記課題を解決するために本発明に係るＣｏ基合金は、
　０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、
　９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
　２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、
　１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、
　３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
　前記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、
　Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
　Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、
　Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
であることを要旨とする。
　Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に有害相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
　これに対し、成分元素（特に、Ａｌ量及びＷ量）を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、有害相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で固溶化熱処理及び時効処理すると、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相（γ’相）が析出する。さらに、所定量のＡｌ、Ｗ及びＣｒを含むＣｏ基合金に対し、所定量のＣを添加すると、時効処理後に、γ’相に加えて、Ｗ及び／又はＣｒを含む炭化物が析出する。この時、Ｃ含有量を最適化すると、母相γの粒界に粒状の炭化物を析出させることができる。粒界に析出した粒状の炭化物は、高温における粒界滑りを抑制する効果が大きい。
　すなわち、γ’相の析出に加えて、粒界に所定量の炭化物を析出させることにより、従来のＣｏ基合金に比べて、高温部材として特に必要とされるクリープラプチャー特性（高温延性）が飛躍的に改善される。また、これによって、既存のＮｉ基合金と同等以上の耐用強度を有するＣｏ基合金が得られる。
　本発明の他の目的、特徴及び利点は添付図面に関する以下の本発明の実施例の記載から明らかになるであろう。
クリープラプチャー試験前のＣｏ基合金（実施例１）の破断部組織写真である。 クリープラプチャー試験後のＣｏ基合金（実施例１）の破断部組織写真である。
　以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．　Ｃｏ基合金］
［１．１．　主構成元素］
　本発明に係るＣｏ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１）０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％。
　Ｃは、Ｗ及びＣｒと結合し、粒内及び粒界の炭化物生成に寄与する。粒状の炭化物の粒界への析出は、主に粒界強化に有効であり、熱間加工性及び高温強度を向上させる。特に、粒界強度の改善によって高温における伸び及び絞りが改善されるので、引張特性及びクリープラプチャー特性を向上させる効果が大きい。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粒内生成の促進による粒内強度の上昇、及び、粒界へのフィルム状炭化物の析出によって、強度特性が低下する。従って、Ｃ含有量は、０．１００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．０５０ｍａｓｓ％未満である。
　本発明に係るＣｏ基合金は、Ｃｒ含有量及びＷ含有量に加えてＣ含有量を最適化にすることによって炭化物を最適な形状で粒界に析出させ、これによって高温延性を高め、著しい特性の改善を達成した点が大きな特徴である。ここで「炭化物」とは、ＣとＣｒ及び／又はＷを主成分とする種々の炭化物全般を指す。
（２）９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％。
　Ｃｒは、Ｏと結合し、表層に緻密なＣｒ2Ｏ3層を形成するため、耐酸化性の改善に有効である。Ｃｒ含有量が少ないと、緻密なＣｒ2Ｏ3層の生成が困難であり、十分な耐酸化性が得られない。また、Ｃｒは、Ｃと結合し、種々の炭化物を粒内及び粒界に生成するため、熱間加工性の向上及び高温延性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは、１０．５ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、融点が低下し、高温の機械的特性を低下させる原因となる。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、１９．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１８．５ｍａｓｓ％未満である。
　本発明に係るＣｏ基合金は、Ｃｒ含有量を最適化することによって炭化物を最適な形状で析出させ、これによって高温延性の著しい改善を達成した点が大きな特徴のひとつである。
（３）２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％。
　Ａｌは、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物相（γ’相）の安定化元素であり、準安定相であるγ’相を安定相として析出させ、高温強度特性を改善させるために必要な元素である。Ａｌ含有量が少ないと、強度特性を向上させるのに十分な量のγ'相を生成させることができない。また、Ａｌは、Ｃｒと同じくＡｌ2Ｏ3の生成によって耐酸化性を改善する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が過剰になると、融点が低下し、高温特性（熱間加工性及び高温延性）を低下させる原因となる。従って、Ａｌ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、４．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、４．３ｍａｓｓ％未満である。
　なお、「Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物相（γ’相）」とは、Ｃｏ、Ａｌ及びＷのみからなるγ’相だけでなく、Ｃｏサイト及び／又は(Ａｌ、Ｗ)サイトの一部が他の元素に置換されたものも含まれる。
（４）１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％。
　Ｗは、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物相（γ’相）の安定化元素であり、高温強度に効果のあるγ’相を生成するのに必要な元素である。Ｗ含有量が少ないと、強度を向上させるのに十分な量のγ'相を生成させることができない。また、Ｗは、Ｃと結合し、種々の炭化物を生成する。粒界炭化物の析出は、高温強度特性、特に高温延性（伸び、絞り）の向上に有効である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は、１３．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１４．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１５．０ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｗ含有量が過剰になると、粒内及び粒界にＡ7Ｂ6で表されるμ相に代表される有害相を形成し、熱間加工性が著しく低下する。従って、Ｗ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、１９．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％未満である。
　なお、「Ａ7Ｂ6化合物（μ相）」とは、Ｃｏ7Ｗ6由来の化合物であり、Ａサイト（Ｃｏサイト）がＮｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｆｅ等により、また、Ｂサイト（Ｗサイト）がＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ等により、それぞれ置換された化合物も含まれる。
（５）３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％。
　Ｎｉは、Ｃｏサイトを置換し、(Ｃｏ、Ｎｉ)3(Ａｌ、Ｗ)のＬ12型金属間化合物相を生成する。また、Ｎｉは、母相γ及び強化相γ’に均等に分配される。特に、γ’相のＣｏサイトがＮｉで置換されると、γ’相の固溶温度が上昇し、高温強度特性が向上する。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、３９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、４１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４３．０ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、母相γの融点が低下し、熱間加工性が低下する。従って、Ｎｉ含有量は、５５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、５２．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、５０．０ｍａｓｓ％未満である。
［１．２．　不可避的不純物］
　本発明に係るＣｏ基合金において、不可避的不純物の中でも、特に、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、以下の範囲とする必要がある。
（６）Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
　Ｍｏは、固溶強化元素として働く。しかしながら、Ｍｏによる強化量は、Ｔａに比べて小さい。また、Ｍｏの添加は、耐酸化性を低下させる。従って、Ｍｏ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（７）Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
　Ｎｂは、Ｎｉ基合金においてγ"（γダブルプライム）相であるＮｉ3Ｎｂを析出させることで高温強度特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃｏ基合金では、Ｎｂ添加によりγ"相の析出は起こらず、融点の低下による熱間加工性及び高温強度特性の低下を招く。従って、Ｎｂ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（８）Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
　Ｔｉは、Ｎｉ基合金においてＮｉ3ＡｌのＡｌサイトに置換し、γ'相の強化に有効な元素である。しかしながら、過剰の添加は、γ'固溶温度の上昇及びマトリックスの融点低下の原因となり、加工性の低下を招く。Ｃｏ基合金においても、Ｔｉの過剰添加は、融点低下の原因となり、熱間加工性及び高温強度特性低下の原因となる。従って、Ｔｉ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（９）Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％。
　Ｔａは、γ'相の固溶強化元素として働き、高温強度の向上に有効である。しかしながら、Ｔａ添加は、高温延性が著しく低下する。その結果、特に高温のクリープラプチャー特性では、延性の低下による早期破断が顕著となり、特性の低下を招く。従って、Ｔａ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
［１．３．　副構成元素］
　本発明に係るＣｏ基合金は、上述した元素に加えて、以下のいずれか１以上の元素をさらに含んでいても良い。付加的な添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１０）０．０００１≦Ｂ＜０．０２０ｍａｓｓ％。
（１１）０．０００１≦Ｚｒ＜０．１０ｍａｓｓ％。
　Ｂ及びＺｒは、いずれも粒界の強化元素として働き、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％が好ましい。また、Ｚｒ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
　一方、Ｂ又はＺｒの含有量が過剰になると、いずれも加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０２０ｍａｓｓ％未満が好ましい。また、Ｚｒ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
（１２）０．０００１≦Ｍｇ＜０．１０ｍａｓｓ％。
（１３）０．０００１≦Ｃａ＜０．２０ｍａｓｓ％。
　Ｍｇ及びＣａは、いずれもＳを固定し、熱間加工性の改善を促す。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
　一方、Ｍｇ又はＣａの含有量がＳに対して過剰になると、Ｍｇ又はＣａの化合物を生成し、加工性を低下させる原因となる。従って、Ｍｇ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％未満が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
［１．４．　組織］
　本発明に係るＣｏ基合金に対して、後述のような条件下で鋳造、均質化熱処理、熱間加工、固溶化熱処理、及び時効処理すると、母相γと、母相γ内に析出した炭化物及びγ’相とを備えたＣｏ基合金が得られる。γ’相は、主として母相γの粒内に析出する。一方、炭化物は、母相γの粒内及び粒界に析出する。高温強度特性を向上させるためには、炭化物は、粒界に析出しているのが好ましい。また、高温における粒界滑りを抑制するためには、粒界に析出している炭化物の形状は、粒状が好ましい。
　本発明に係るＣｏ基合金の熱間加工後の素材に対し、固溶化熱処理、及び、種々の条件の時効処理を行うことにより、各用途に適したγ、γ’相、炭化物の状態が得られる。なお、時効処理は、１段階の時効処理に限らず、２段以上の複数段階の時効処理も含む。
［２．　Ｃｏ基合金の製造方法］
［２．１．　溶解・鋳造］
　まず、上述した組成のＣｏ基合金が得られるように原料を配合し、溶解・鋳造する。本発明において、溶解・鋳造方法及び溶解・鋳造条件は、特に限定されるものではなく、種々の方法及び条件を用いることができる。
［２．２．　均質化熱処理］
　次に、得られた鋳塊に均質化熱処理(ソーキング処理）を施す。均質化熱処理とは、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去して成分を均一化するための熱処理をいう。成分を均一化することによって、熱間加工性を向上させることができる。
　均質化熱処理温度は、組成に応じて最適な温度を選択する。一般に、均質化熱処理温度が低すぎると、合金元素の拡散速度が小さいために、現実的な熱処理時間内で十分な効果が得られない。従って、均質化熱処理温度は、１０００℃以上が好ましい。
　一方、均質化熱処理温度が高くなりすぎると、粒界酸化が進行し、熱間加工性が低下する。従って、均質化熱処理温度は、１２５０℃以下が好ましい。
　γ相単相となる温度で保持すると、通常、数時間程度で異相が消失し、γ相単相となる。しかしながら、溶解・鋳造時に生じた凝固偏析を除去するためには、さらに長時間の熱処理が必要である。一般に、均質化熱処理時間が長くなるほど、成分が均一化し、熱間加工性に対する有害相の量を少なくすることができる。有害相の体積率を少なくするためには、均質化熱処理時間は、１０時間以上が好ましい。
　所定の条件下で均質化熱処理を行った後、冷却すると、γ単相であり、かつ、有害相の少ないＣｏ基合金が得られる。
［２．３．　熱間加工］
　次に、均質化熱処理後のＣｏ基合金に対して熱間加工を施し、各種の形状に成形する。熱間加工方法及びその条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて、種々の方法及び条件を選択することができる。
［２．４．　固溶化熱処理］
　次に、熱間加工後のＣｏ基合金に対して固溶化熱処理を施す。固溶化熱処理は、熱間加工によって生じた析出物（γ’、炭化物）を再固溶させる処理である。固溶化熱処理温度は、１０００～１２５０℃が好ましい。
　固溶化熱処理時間は、固溶化熱処理温度に応じて最適な時間を選択する。一般に、固溶化熱処理温度が高くなるほど、短時間で析出物を再固溶させることができる。
［２．５．　時効処理］
　次に、固溶化熱処理後のＣｏ基合金に対して時効処理を施す。固溶化熱処理後のＣｏ基合金を（γ＋γ'）領域において時効処理すると、γ相中にＣｏ3(Ａｌ、Ｗ)型のＬ12型金属間化合物からなるγ’相を析出させることができる。また、これと同時に、炭化物を析出させることができる。
　時効処理条件は、特に限定されるものではなく、組成及び／又は用途に応じて最適な条件を選択する。一般に、時効処理温度が高くなるほど、及び／又は、時効処理時間が高くなるほど、γ'相の析出量が多くなり、あるいは、γ'相の粒径が大きくなる。この点は、炭化物も同様である。
　通常、時効処理温度は、５００～１１００℃（好ましくは、６００～１０００℃）であり、時効処理時間は、１～１００時間、好ましくは１０～５０時間程度である。
　また、異なる温度で複数段階の時効処理を行っても良い。複数段階の時効処理を行うと、異なるサイズのγ'相を析出させることができる。一般に、サイズの大きいγ'相は、高温特性（特に、クリープラプチャー特性）の改善に効果があるが、室温特性は低下する。一方、サイズの小さいγ’相は、室温特性の改善に効果があるが、高温特性は低下する。そのため、複数段階の時効処理を行って異なるサイズのγ'相を析出させると、高温特性と室温特性の双方を同時に改善することができる。
　例えば、２段階時効処理を行う場合、１段目の時効処理温度は７００～１１００℃が好ましく、２段目の時効処理温度は５００～９００℃が好ましい。
［３．　Ｃｏ基合金の作用］
　Ａｌ及びＷを含むＣｏ基合金は、熱間加工性に有害な相が生成しやすい。特に、過剰のＷを添加すると、粒内及び粒界に有害相が生成し、熱間加工性を著しく低下させる。
　これに対し、成分元素（特に、Ａｌ量及びＷ量）を所定の範囲にすると同時に、所定の条件下で均質化熱処理を施すと、有害相の少ないＣｏ基合金が得られる。また、熱間加工後に所定の条件下で固溶化熱処理及び時効処理すると、Ｃｏ3(Ａｌ、Ｗ)型の強化相（γ’相）が析出する。さらに、所定量のＡｌ、Ｗ及びＣｒを含むＣｏ基合金に対し、所定量のＣを添加すると、時効処理後に、γ’相に加えて、Ｗ及び／又はＣｒを含む炭化物が析出する。この時、Ｃ含有量を最適化すると、母相γの粒界に粒状の炭化物を析出させることができる。粒界に析出した粒状の炭化物は、高温における粒界滑りを抑制する効果が大きい。
　すなわち、γ’相の析出に加えて、粒界に所定量の炭化物を析出させることにより、従来のＣｏ基合金に比べて、高温部材として特に必要とされるクリープラプチャー特性（高温延性）が飛躍的に改善される。また、これによって、既存のＮｉ基合金と同等以上の耐用強度を有するＣｏ基合金が得られる。
（実施例１～２７、比較例３１～５２）
［１．　試料の作製］
　表１及び表２に示す組成の合金を真空誘導炉で溶解し、５０ｋｇのインゴットを得た。溶製したインゴットは、１２００℃で１６時間の均質化熱処理を実施した後、φ１６ｍｍの棒材に鍛造加工した。鍛造加工した材料については、１２００℃、１時間空冷の固溶化熱処理（ＳＴ）を施した後、９００℃、２４ｈ、空冷、さらに８００℃、２４ｈ、空冷の２段階時効処理（ＡＧ）を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
［２．　試験方法］
［２．１．　引張試験］
　各材料より試験部φ８ｍｍ、試験片長さ９０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を用いて、８００℃にて引張試験を行い、０．２％耐力及び引張強度を測定した。
［２．２．　クリープラプチャー試験］
　各材料より平行部３０ｍｍ、試験片長さ９２．６ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を用いて、８００℃－２９４ＭＰａの条件にてクリープラプチャー試験を行い、ラプチャー寿命、並びに、ラプチャー時の伸び及び絞りを測定した。
［２．３．　酸化試験］
　各材料より１３ｍｍ×２５ｍｍ、厚さ２ｍｍの直方体状の試験片を切り出した。この試験片を用いて８００℃の大気雰囲気中で２００ｈの連続加熱を実施後、空冷した。試験前後の重量差から酸化増量を算出し、耐酸化性の指標とした。
［３．　結果］
　表３及び表４に結果を示す。
［３．１．　引張試験］
（１）比較例３１～５２の内、鍛造が可能であったものは、いずれも強度特性が低く、高温延性も低い。
（２）実施例１～２７は、いずれも８００℃で高い強度特性を示し、０．２％耐力で７００ＭＰａ以上、引張強度で８５０ＭＰａ以上であった。また、高温延性を示す伸びは、いずれも１０％以上であった。
（３）実質的にＣを含まない比較例４４は、引張強度及び伸びが低い。これは、炭化物による粒界強化の効果が得られなかったため、粒界起因による早期破断が起こるためである。
［３．２．　クリープラプチャー試験］
（１）比較例３１～５２の内、鍛造が可能であったものは、いずれもラプチャー寿命が短く、高温延性に乏しい。
（２）実施例１～２７は、いずれもラプチャー寿命は１０００時間以上を示し、かつ、伸び及び絞りも、それぞれ１０％以上及び２０％以上の高い値を示した。
（３）実質的にＣを含まない比較例４４は、ラプチャー寿命が短く、伸び及び絞りも低い。これは、高温引張特性同様、炭化物による粒界強化効果が得られないため、早期破断が起きたためである。
　図１及び図２に、ぞれぞれ、クリープラプチャー試験前及び試験後のＣｏ基合金（実施例１）の破断部組織写真を示す。クリープラプチャー試験前の破断部組織では、粒内に立方体状又は球状に析出していたγ'相が、高温、応力負荷環境中で連結（ラフト構造化）する現象が認められる。また、粒界には、Ｗ、Ｃｒを主成分とする炭化物の析出が認められる。これは、比較例の試験後の組織では認められないことから、クリープラプチャー試験による高温延性挙動は、γ'相の形態変化及び炭化物の粒界析出が密接に関係していると考えられる。
［３．３．　酸化試験］
（１）Ｃｏ基合金の酸化増量は、Ａｌ、Ｃｒの含有量に影響される。Ａｌの含有量が低い比較例３８は、耐酸化性が低下した。また、Ｃｒ含有量の低い比較例３２は、粒界酸化の影響が大きく、鍛造加工は不可能であった。
（２）実施例１～２７は、いずれも良好な耐酸化性を示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
　本発明に係るＣｏ基合金は、ガスタービン部材、飛行機用エンジン部材、化学プラント部材、自動車エンジン部材、高温炉部材などの高温環境下で高強度が要求される各種部材に用いることができる。

Claims (4)

  1. 　０．００１≦Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、
    　９．０≦Ｃｒ＜２０．０ｍａｓｓ％、
    　２．０≦Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、
    　１３．０≦Ｗ＜２０．０ｍａｓｓ％、及び、
    　３９．０≦Ｎｉ＜５５．０ｍａｓｓ％、
    を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなり、
    　前記不可避的不純物の内、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｔａは、それぞれ、
    　Ｍｏ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
    　Ｎｂ＜０．０１０ｍａｓｓ％
    　Ｔｉ＜０．０１０ｍａｓｓ％、及び、
    　Ｔａ＜０．０１０ｍａｓｓ％、
    であるＣｏ基合金。
  2. 　０．０００１≦Ｂ＜０．０２０ｍａｓｓ％、及び、
    　０．０００１≦Ｚｒ＜０．１０ｍａｓｓ％
    のいずれか１種以上をさらに含む請求項１に記載のＣｏ基合金。
  3. 　０．０００１≦Ｍｇ＜０．１０ｍａｓｓ％、及び
    　０．０００１≦Ｃａ＜０．２０ｍａｓｓ％、
    のいずれか１種以上をさらに含む請求項１又は２に記載のＣｏ基合金。
  4. 　前記Ｃｏ基合金に対して熱間加工及び固溶化熱処理を施した後、時効処理を行うことにより得られ、
    　母相γと、前記母相γ内に析出させた炭化物及びＬ12型金属間化合物からなるγ’相とを備えた請求項１から３までのいずれかに記載のＣｏ基合金。
PCT/JP2011/068505 2010-08-23 2011-08-15 Ｃｏ基合金 WO2012026354A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP11819817.5A EP2610360B1 (en) 2010-08-23 2011-08-15 Co-based alloy
CN2011800403007A CN103069028A (zh) 2010-08-23 2011-08-15 Co基合金
US13/816,905 US20130206287A1 (en) 2010-08-23 2011-08-15 Co-based alloy

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010186562A JP5582532B2 (ja) 2010-08-23 2010-08-23 Ｃｏ基合金
JP2010-186562 2010-08-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012026354A1 true WO2012026354A1 (ja) 2012-03-01

Family

ID=45723356

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/068505 WO2012026354A1 (ja) 2010-08-23 2011-08-15 Ｃｏ基合金

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20130206287A1 (ja)
EP (1) EP2610360B1 (ja)
JP (1) JP5582532B2 (ja)
CN (2) CN103069028A (ja)
WO (1) WO2012026354A1 (ja)

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CH699456A1 (de) * 2008-09-08 2010-03-15 Alstom Technology Ltd Hochtemperaturbeständige Kobaltbasis-Superlegierung.
CN105088018A (zh) * 2015-09-10 2015-11-25 钢铁研究总院 一种高强度、抗氧化的钴基高温合金
DE102016200135A1 (de) 2016-01-08 2017-07-13 Siemens Aktiengesellschaft Gamma, Gamma'-kobaltbasierte Legierungen für additive Fertigungsverfahren oder Löten, Schweißen, Pulver und Bauteil
CN107119212A (zh) * 2016-02-24 2017-09-01 钟苗 一种妇产科扩宫棒
US10287824B2 (en) * 2016-03-04 2019-05-14 Baker Hughes Incorporated Methods of forming polycrystalline diamond
WO2019018038A2 (en) * 2017-04-21 2019-01-24 Crs Holdings, Inc. PRECIPITATION-CURED COBALT-NICKEL SUPERALLIAGE AND ARTICLE MADE THEREFROM
US11292750B2 (en) * 2017-05-12 2022-04-05 Baker Hughes Holdings Llc Cutting elements and structures
US11396688B2 (en) 2017-05-12 2022-07-26 Baker Hughes Holdings Llc Cutting elements, and related structures and earth-boring tools
JP6509290B2 (ja) 2017-09-08 2019-05-08 三菱日立パワーシステムズ株式会社 コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法
US11536091B2 (en) 2018-05-30 2022-12-27 Baker Hughes Holding LLC Cutting elements, and related earth-boring tools and methods
EP3733885A4 (en) 2019-03-07 2020-12-30 Mitsubishi Power, Ltd. HEAT EXCHANGER
EP3725902B1 (en) 2019-03-07 2023-03-01 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Cobalt-based alloy product and method for producing same
WO2020179082A1 (ja) 2019-03-07 2020-09-10 三菱日立パワーシステムズ株式会社 コバルト基合金粉末、コバルト基合金焼結体およびコバルト基合金焼結体の製造方法
CN112004952B (zh) 2019-03-07 2022-05-13 三菱重工业株式会社 钴基合金制造物的制造方法
JP6935578B2 (ja) 2019-03-07 2021-09-15 三菱パワー株式会社 コバルト基合金製造物
JP6952237B2 (ja) * 2020-03-02 2021-10-20 三菱パワー株式会社 Ｃｏ基合金構造体およびその製造方法
JP2022160167A (ja) * 2021-04-06 2022-10-19 大同特殊鋼株式会社 耐熱合金部材、これに用いる素材及びこれらの製造方法
CN113502427B (zh) * 2021-06-23 2022-06-28 沈阳航空航天大学 2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金及其制备方法
JP7237222B1 (ja) * 2021-09-30 2023-03-10 三菱重工業株式会社 コバルト基合金造形物およびコバルト基合金製造物の製造方法
US20230094413A1 (en) * 2021-09-30 2023-03-30 Daido Steel Co., Ltd. Cobalt-based alloy product and method for producing cobalt-based alloy product

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000044950A1 (fr) * 1999-01-28 2000-08-03 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Fil en alliage resistant a la chaleur
JP2004136301A (ja) * 2002-10-16 2004-05-13 Hitachi Ltd 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法
WO2007032293A1 (ja) 2005-09-15 2007-03-22 Japan Science And Technology Agency 高耐熱性、高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法
JP2009228024A (ja) 2008-03-19 2009-10-08 Daido Steel Co Ltd Ｃｏ基合金

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4116723A (en) * 1976-11-17 1978-09-26 United Technologies Corporation Heat treated superalloy single crystal article and process
CN1137277C (zh) * 2001-04-25 2004-02-04 中国科学院金属研究所 一种定向凝固钴基高温合金
JP4264926B2 (ja) * 2002-07-05 2009-05-20 日本発條株式会社 析出強化型Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金の製造方法
CN101148720A (zh) * 2007-03-29 2008-03-26 北京北冶功能材料有限公司 一种钴基合金及其制造方法
EP2172299B1 (en) * 2008-09-09 2013-10-16 Hitachi, Ltd. Welded rotor for turbine and method for manufacturing the same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000044950A1 (fr) * 1999-01-28 2000-08-03 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Fil en alliage resistant a la chaleur
JP2004136301A (ja) * 2002-10-16 2004-05-13 Hitachi Ltd 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法
WO2007032293A1 (ja) 2005-09-15 2007-03-22 Japan Science And Technology Agency 高耐熱性、高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法
JP2009228024A (ja) 2008-03-19 2009-10-08 Daido Steel Co Ltd Ｃｏ基合金

Also Published As

Publication number Publication date
JP2012041627A (ja) 2012-03-01
US20130206287A1 (en) 2013-08-15
CN107012366A (zh) 2017-08-04
EP2610360A4 (en) 2014-03-19
EP2610360B1 (en) 2017-10-25
CN103069028A (zh) 2013-04-24
EP2610360A1 (en) 2013-07-03
JP5582532B2 (ja) 2014-09-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5582532B2 (ja) Ｃｏ基合金
JP4996468B2 (ja) 高耐熱性，高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法
JP5201334B2 (ja) Ｃｏ基合金
JP5696995B2 (ja) 耐熱超合金
JP3049767B2 (ja) 耐熱性に優れたＴｉ合金
JP4493028B2 (ja) 被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金
JP2006070360A (ja) 進歩したガスタービンエンジン用Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃｏ合金
JP2003253363A (ja) 耐熱ばね用Ｎｉ基合金、その合金を用いた耐熱ばねとその製造方法
JP6733210B2 (ja) 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金
JP6842316B2 (ja) Ｎｉ基合金、ガスタービン材およびクリープ特性に優れたＮｉ基合金の製造方法
JP6315319B2 (ja) Ｆｅ−Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
JP3308090B2 (ja) Ｆｅ基超耐熱合金
JP6293682B2 (ja) 高強度Ｎｉ基超合金
JP2009114513A (ja) ＴｉＡｌ基合金
JP4387331B2 (ja) Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法
EP3505648B1 (en) High-strength aluminum alloy, internal combustion engine piston comprising said alloy, and method for producing internal combustion engine piston
JP2014070230A (ja) Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
EP3249063B1 (en) High strength ni-based superalloy
JP2005320618A (ja) 高強度α＋β型チタン合金
JP4288821B2 (ja) 高温強度に優れた低熱膨張Ｆｅ基耐熱合金
JP6738010B2 (ja) 高温強度特性および高温クリープ特性に優れたニッケル基合金
JP2002097537A (ja) Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法
JP2010053419A (ja) 耐クリープ性および高温疲労強度に優れた耐熱部材用チタン合金
JP6176665B2 (ja) Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法
TWI657147B (zh) 一種高應力鎳基合金

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180040300.7

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11819817

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2011819817

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011819817

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13816905

Country of ref document: US