JPH0776402B2

JPH0776402B2 - 超耐熱合金

Info

Publication number: JPH0776402B2
Application number: JP62154273A
Authority: JP
Inventors: 一郎辻; 久孝河合
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1987-06-23
Filing date: 1987-06-23
Publication date: 1995-08-16
Anticipated expiration: 2010-08-16
Also published as: JPS64241A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明はガスタービンのタービン動翼用及び回転円盤用
材料、高温ブロワーの動翼用及び回転円盤用材料、デイ
ーゼルエンジンの燃焼噴射・ノズル用材料、デイーゼル
エンジンのバルブ用材料として有利に適用される粉末冶
金用として好適な析出硬化型Ni基超耐熱合金に関する。

〔従来の技術〕

現在、鍛造できる超耐熱合金で高温強度が世界最強のも
のは下記の通りで、米国スペシヤルメタル社（Special
Metals社）（米国特許第4,083,734号参照）の開発した
析出強型Ni基超耐熱合金である。

重量％でCr:12.0〜20.0％、Co:13.0〜19.0％、Ti:4.75
〜7.0％、Al:1.3〜3.0％、Mo:2.0〜3.5％、W:0.5〜2.5
％、C:0.005〜0.045％、B:0.005〜0.03％、Zr:0.08％以
下、Mn:0.75％以下、稀土類元素:0.2％以下、不可避的
不純物元素例えばMg,Ca,Sr,Ba:0.2％以下、残り:Ni。

〔発明が解決しようとする問題点〕

前述のNi基超耐熱合金は高温強度がすぐれ、高温延性や
靱性もすぐれている。しかし、該合金は鍛造性が良好で
なく、大きな鍛造品（概ね、製品の重量10kg以上）を製
作することが困難であり、又、結晶粒度が大きくなりや
すく〔JIS G0551の結晶粒度番号（Ｎ）:2.0〜−1.0〕、
延性（伸び）や高温の疲れ強さが低下する場合が多い。

Ti、Alの含有量の多い（概ね、Ti＋Al量≧７％）析出硬
化型Ni基超耐熱合金は鍛造が一般に非常に困難である。
そこで、予めこれらの合金を粉末にして、粉末を製品に
近い形状に焼結することにより製作する方法（粉末冶金
法）がある。

粉末冶金法で析出硬化型Ni基超耐熱合金の製品（例えば
ガスタービンの動翼など）を製作する場合、合金の粉末
粒子の表面に、酸化物やチタン炭化物などによるPPB（P
rior Parti−cle Boundaryの略称）が生成し、粉末を固
化したとき、材料欠陥の原因となり、延性（伸び）や高
温強度が阻害される。

PPBの生成は合金粉末の製造方法（例えば、ガス噴霧
法、真空噴霧法、或いは遠心噴霧法など各種の方法があ
る。）にも依存するが、合金組成に大きく依存する。

本発明は良好な合金粉末が製造でき、固化した後でもPP
Bの発生がなく、延性（伸び）が非常に大きな粉末冶金
用析出硬化型Ni基超耐熱合金を提供しようとするもので
ある。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は、Ti、Alなどの金属間化合物γ′相｛Ni₃（A
l、Ti）｝の析出による析出硬化の作用ある合金元素、M
o、Ｗなどの固溶体強化と炭化物の析出による弱析出硬
化の作用ある合金元素を含む粉末冶金用析出硬化型Ni基
超耐熱合金のPPBの生成を押さえるため、Taを0.25〜1.5
％添加し、炭素量0.01〜0.08％に低目に押えたことを特
徴とするものである。

すなわち本発明は重量％でCr:12〜20％、Co:12〜18％、
Ti:4〜６％、Al:1〜４％、Mo:2〜５％、W:0.5〜2.5％、
Ta:0.25〜1.5％、C:0.01〜0.08％、B:0.08％以下及び残
部Niと不可避的不純物元素を含有してなることを特徴と
する粉末冶金用析出硬化型Ni基超耐熱合金である。

〔作用〕

以下、本発明の合金元素の範囲を設定した理由を下記に
示す。

Cr:12〜20％（重量％、以下同じ）産業用ガスタービンでは、高温における耐腐食性が必要
であり、Cr量を多く添加するほど、その硬化は顕著にな
る。Cr量が12％未満では、その効果は少なく、十分でな
いので12％以上必要である。一方、Ni基超耐熱合金にお
いては、Cr量をあまり多く添加すると、σ相（シグマ
相）などの金属間化合物が高温（750〜950℃）で長時間
（概ね、1000時間以上）使用すると析出し、金属組織的
に不安定となり、高温強度や延性（伸び）が低下するの
で、20％以下とした。

Co:12〜18％ TiやAlなどの析出硬化型Ni基超耐熱合金においては、溶
体化処理において、TiとAlを十分に基質中に固溶させ、
時効処理において、γ′相｛Ni₃（Al,Ti）｝の金属間化
合物として、微細均一に析出させることにより、良好な
高温強度が得られるのであるが、CoはこのTiやAlなど
を、高温で固溶させる限度（固溶限）を大きくする作用
がある。本発明合金に必要なTiとAl量では、Co量は12％
以上必要である。一方、Coは資源的にも少なく、コスト
的にも高いので、不必要に多量添加する必要がないの
で、18％以下とした。

Ti:4〜６％ Tiは析出硬化型Ni基超耐熱合金の高温強度を上げるため
の析出相（γ′相）の析出に絶対必要である。Tiが４％
未満では、設計要求の強度を満足することができない。
又、あまり多くすると、延性（伸び）を阻害し、又、強
度上昇も飽和してくるので、６％以下とした。

Al:1〜４％ Alは、Tiと同じような効果があり、γ′相｛Ni₃（Al、T
i）｝を生成して、高温強度を上げると同時に、高温に
おける耐腐食性（特に、耐酸化性）を改良する。その量
は１％以上必要であり、あまり多く添加すると、延性
（伸び）を阻害し、その効果が飽和するので、４％以下
とした。

Mo:2〜５％ Moは、基質中に固溶して、高温強度を上昇させる効果
（固溶体強化）があると同時に、時効処理中に炭化物
〔Cr₂₁MoWC₆や(Mo、W)₆Ｃなど〕となつて、析出する効果
（弱析出強化）があり、高温強度を上昇させる。その効
果は２％未満では少なく、又、あまり多く添加すると、
延性（伸び）を阻害するので５％以下とした。

W:0.5〜2.5％ＷはMoと同様に固溶体強化と弱析出強化の作用があり高
温強度を上昇させる。その効果は0.5％未満では少な
い。又、Ｗは比重の大きな元素であるため、あまり多く
添加すると、Ni基超耐熱合金の比重を大きくし、遠心力
の働く、タービン動翼では不利になり、コスト的にも高
くなるので、2.5％以下とした。

Ta:0.25〜1.5％ Taは、本発明における特徴的な元素であり、これを添加
すると、前述のPPBの生成を押え、延性（伸び）を大き
くし、高温における塑性加工（鍛造性）を容易にする。

その効果は0.25％以上のTaが必要であるが多く添加して
も、その効果は飽和し、あまり有効でない。Taは高温強
度の上昇にも有効であるが、TaはＷと同様に比重の大き
な元素であり、あまり多く添加すると、Ni基超耐熱合金
の比重を大きくし、遠心力の働く、タービン動翼では不
利となり、コスト的にも高価な元素であるので、1.5％
以下とした。

C:0.01〜0.08％Ｃは炭化物を形成し、特に結晶粒界に析出して、粒界を
強化し、高温強度を上昇させるので、0.01％以上必要で
ある。しかし、あまり多く添加すると、前述のPPBを生
成させる傾向を強くするので、あまり多く添加すること
は望ましくなく0.08％以下とした。

B:0.08％以下Ｂは、基質を強化して、高温強度を上昇させるものであ
るが、あまり多く添加しても、その効果は飽和し、又、
延性（伸び）を阻害する恐れがあるので0.08以下に制限
したが、好ましくは0.003％以上含ませることが好まし
い。

以上が本発明の粉末冶金用析出硬化型Ni基超耐熱合金の
必要元素である。

しかし、上記以外に、Zrは靱性（衝撃値）や延性（伸
び）の向上に有効であるので0.1％以下添加することは
好ましい態様であると云える。余り多く添加すると返つ
て高温強度を低下させるので、0.1％以上の添加は避け
るべきである。

その他、通常のNi基超耐熱合金には、不純物元素として
原材料より、Si,Mn,Fe,P,S,CUが混入することが避けら
れないが、不可避的にこれらの元素が含まれることは許
容される。

又、Mg,Ca,Srなどは酸素との結合力が大で、溶解製錬上
脱酸剤として添加されることがある。したがつてこれら
の元素は最大0.2％までは存在することが許容される。

〔実施例〕

表１に示す化学組成の析出硬化型Ni基耐熱合金になるよ
うに、各種成分を真空高周波溶解炉で溶解し、Arガスに
よるガス噴霧法により粉末を製造し、粉末のふるい分け
により粘度−80メッシュ（すなわち粒径175μｍ以下）
の粉末を収集し、これを脱ガスして真空中で容器内に充
填、密封（真空度；10^-5Torr以下）し、高温等圧プレス
（通常、HIP処理）で1150℃で1,000kg/cm²,2時間保持し
て焼結した。焼結後、容器を除去し、76mmφの棒状のも
のとし、これを約1,100℃の高温下で鍛伸化2Sで鍛伸し
た。

この鍛伸した棒材より、第１図に示す試験片（第１図
（ａ）は本発明合金，第１図（ｂ）は比較合金用）を採
取し、1050℃で高温引張試験機を用いて引張り試験を実
施し、更に、試験片を1170℃溶体化処理×４時間後N₂ガ
ス冷却条件の溶体化処理,1080℃×４時間後N₂ガス冷却
条件の安定化処理,845℃×24時間後空気中放冷条件の１
段時効処理，最後に760℃×16時間後空気中放冷条件の
２段時効処理を行つた後、クリープ破断試験（温度;843
℃，応力;35.2kg/mm²）を実施した。

高温引張試験結果、クリープ破断試験結果を夫々、表2,
表３に示す。

なお第１図における数値の単位はmmで、記号Ｒは曲率半
径，φは直径,Mはネジ径を示す。

表２から明らかなように、本発明合金の引張破断時の伸
びは663.6％もあり、非常に延性が大きく、従来合金の
約７倍もあることが判明した。このことは、翼の鍛造
（恒温鍛造）など高温における塑性加工が非常に容易で
あることを示している。

また表３から明らかなように、本発明合金は破断時間も
従来合金の約２倍であり、クリープ破断伸び及び絞りも
大きく、本発明合金は高温強度がすぐれていることが判
明した。

また、JIS G 0551に従つて、熱処理後、両合金の結晶粒
度を測定したところ、本発明合金：粒度番号 4.5 従来合金：粒度番号 3.5 であり、本発明合金の方が細粒（粒度番号の大きい方が
細粒）であつた。

一般に、金属材料においては、結晶粒の細かい方が高サ
イクル疲れ強さは大きくなる傾向があり、本発明合金の
方が従来合金より、結晶粒が細かいことから、本発明合
金の方が高サイクル疲れ強さも、従来合金のそれより、
大きいと推測される。

以上のように、Ｃ量を低目とし、Taを添加することによ
り、延性（伸び）が非常に大きくなることが判明した。
この両供試材について、顕微鏡組織を観察したところ、
従来合金ではPPBは若干観察されたが、本発明合金ではP
PBは全く検出されず、良好な顕微鏡組織であつた。これ
は、主に、Taの添加による効果であることが判明した。
一般に、PPBが生成すると、粒子の結合力を弱くし、き
裂発生の起点となりやすく、特に延性（伸び）を阻害す
る。

〔発明の効果〕

炭素量（Ｃ）を0.01〜0.08％の低い範囲に押え、Taを0.
25〜1.5％添加することにより、PPBの生成を阻止し、延
性（伸び）の大きいものとなつた。このように延性が大
きくなると、タービン動翼など高温鍛造加工性が著しく
大きくなり、製品の近似成形法（Near Net Shape、略し
てNNS技術と称す）が可能になる。

【図面の簡単な説明】

第１図は高温引張試験，クリープ破断試験に使用する試
験片の形状を示す図で、（ａ）は本発明合金用試験片、
（ｂ）は比較合金用試験片を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でCr:12〜20％、Co:12〜18％、Ti:4
〜６％、Al:1〜４％、Mo:2〜５％、W:0.5〜2.5％、Ta:
0.25〜1.5％、C:0.01〜0.08％、B:0.08％以下及び残部N
iと不可避的不純物元素を含有してなることを特徴とす
る超耐熱合金。