JPH09268337A - 鍛造製高耐食超耐熱合金 - Google Patents
鍛造製高耐食超耐熱合金Info
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- JPH09268337A JPH09268337A JP8131196A JP8131196A JPH09268337A JP H09268337 A JPH09268337 A JP H09268337A JP 8131196 A JP8131196 A JP 8131196A JP 8131196 A JP8131196 A JP 8131196A JP H09268337 A JPH09268337 A JP H09268337A
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 鍛造によって製造され、高温で使用される高
温強度と耐食性に優れた鍛造製高耐食性超耐熱合金を提
供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｃｒ１５〜２５％、
Ｃｏ２０％以下、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋１
／２Ｗで７％以下、Ａｌ０．４％〜３％、Ｔｉ０．６〜
４％、ＮｂとＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａ
で６％以下、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｆｅ２０％以下、か
つＡｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８Ｔａが２〜
４．５％で残部Ｎｉからなる鍛造製高耐食性超耐熱合
金。上記合金にＢ０．０１％以下、Ｚｒ０．１％以下の
１種または２種を含むのがよい。
温強度と耐食性に優れた鍛造製高耐食性超耐熱合金を提
供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｃｒ１５〜２５％、
Ｃｏ２０％以下、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋１
／２Ｗで７％以下、Ａｌ０．４％〜３％、Ｔｉ０．６〜
４％、ＮｂとＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａ
で６％以下、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｆｅ２０％以下、か
つＡｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８Ｔａが２〜
４．５％で残部Ｎｉからなる鍛造製高耐食性超耐熱合
金。上記合金にＢ０．０１％以下、Ｚｒ０．１％以下の
１種または２種を含むのがよい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鍛造によって製造
されガスタービンのディスク、ブレード等の高温で使用
される高温における高い強度と耐食性を要求される超耐
熱合金に関するものである。
されガスタービンのディスク、ブレード等の高温で使用
される高温における高い強度と耐食性を要求される超耐
熱合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ガスタービンディスク、ブレード等に使
用される超耐熱合金としては、従来Ｗａｓｐａｌｏｙ
（商品名）等のＡｌ、Ｔｉを含んだγ‘（ガンマプライ
ム）析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金が知られている。ガス
タービンディスクには６５０℃付近での高い引張強度が
要求されるため通常は鍛造で製造される。一方、ガスタ
ービンブレードには高いクリープ破断強度が要求され、
精密鋳造で製造される場合もあるが一部は鍛造で製造さ
れる。近年、ガスタービンディスク、ブレードの寿命向
上の観点から、強度のみでなく腐食に対する抵抗を改善
することが望まれている。さらに使用燃料の低コスト化
のために、燃料中のＳ分が多くなり腐食が促進される事
例もあり、腐食に対する抵抗を改善した材料の開発が望
まれている。ところで、精密鋳造および一方向凝固等の
鋳造で作製されるタービンブレードには，Ａｌ、Ｔｉ、
Ｗ、Ｍｏ，Ｔａ等が多量に含まれているが、そのような
限られた組成に対しては、Ｒｅの添加が高温強度、耐食
性を向上させることが知られている（特開昭６１−２８
４５４５号、特開平７−７０６７９号等に開示）。
用される超耐熱合金としては、従来Ｗａｓｐａｌｏｙ
（商品名）等のＡｌ、Ｔｉを含んだγ‘（ガンマプライ
ム）析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金が知られている。ガス
タービンディスクには６５０℃付近での高い引張強度が
要求されるため通常は鍛造で製造される。一方、ガスタ
ービンブレードには高いクリープ破断強度が要求され、
精密鋳造で製造される場合もあるが一部は鍛造で製造さ
れる。近年、ガスタービンディスク、ブレードの寿命向
上の観点から、強度のみでなく腐食に対する抵抗を改善
することが望まれている。さらに使用燃料の低コスト化
のために、燃料中のＳ分が多くなり腐食が促進される事
例もあり、腐食に対する抵抗を改善した材料の開発が望
まれている。ところで、精密鋳造および一方向凝固等の
鋳造で作製されるタービンブレードには，Ａｌ、Ｔｉ、
Ｗ、Ｍｏ，Ｔａ等が多量に含まれているが、そのような
限られた組成に対しては、Ｒｅの添加が高温強度、耐食
性を向上させることが知られている（特開昭６１−２８
４５４５号、特開平７−７０６７９号等に開示）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記鋳造合金には、熱
間加工性の制限がないためにＡｌ，Ｒｅ等の多量添加が
可能である。しかしながら、鍛造で製造される部材に
は、Ａｌ，Ｒｅ等の元素を多量に添加すると鍛造が不可
能である。従って鍛造できる合金組成を有しながら、な
おかつ耐食性を向上させることが望まれていた。
間加工性の制限がないためにＡｌ，Ｒｅ等の多量添加が
可能である。しかしながら、鍛造で製造される部材に
は、Ａｌ，Ｒｅ等の元素を多量に添加すると鍛造が不可
能である。従って鍛造できる合金組成を有しながら、な
おかつ耐食性を向上させることが望まれていた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者は種々検討の結
果、従来鍛造合金には含まれていなかったＲｅに着目
し、Ｒｅを少量含有させ、さらにＡｌ，Ｔｉ、Ｍｏ等の
元素の添加量を調整することで、鍛造性の劣化を招くこ
となく耐食性を大幅に改善できることを見出した。すな
わち、本発明の第１発明は、重量％で、Ｃ０．０１５％
以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１５
〜２５％、Ａｌ０．４〜３％、Ｔｉ０．６〜４％、Ｒｅ
０．０５〜２％を含み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉが２〜
４．５％で残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする鍛造製高耐食性超耐熱合金である。
果、従来鍛造合金には含まれていなかったＲｅに着目
し、Ｒｅを少量含有させ、さらにＡｌ，Ｔｉ、Ｍｏ等の
元素の添加量を調整することで、鍛造性の劣化を招くこ
となく耐食性を大幅に改善できることを見出した。すな
わち、本発明の第１発明は、重量％で、Ｃ０．０１５％
以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１５
〜２５％、Ａｌ０．４〜３％、Ｔｉ０．６〜４％、Ｒｅ
０．０５〜２％を含み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉが２〜
４．５％で残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする鍛造製高耐食性超耐熱合金である。
【０００５】また、第２発明は、上記第１発明の基本組
成に、鍛造部材の製造性や使用条件に応じてＭｏとＷの
グループ、ＮｂとＴａのグループ、あるいはＣｏ，Ｆｅ
のうちのいずれか１種以上の元素を特定範囲内で添加す
るもので、重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ１．０
％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１５〜２５％、Ｃｏ２
０％以下、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗ
で７％以下、Ａｌ０．４％〜３％、Ｔｉ０．６〜４％、
ＮｂとＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで６％
以下、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｆｅ２０％以下を含み、か
つＡｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８Ｔａが２〜
４．５％で残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする鍛造製高耐食性超耐熱合金である。
成に、鍛造部材の製造性や使用条件に応じてＭｏとＷの
グループ、ＮｂとＴａのグループ、あるいはＣｏ，Ｆｅ
のうちのいずれか１種以上の元素を特定範囲内で添加す
るもので、重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ１．０
％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１５〜２５％、Ｃｏ２
０％以下、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗ
で７％以下、Ａｌ０．４％〜３％、Ｔｉ０．６〜４％、
ＮｂとＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで６％
以下、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｆｅ２０％以下を含み、か
つＡｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８Ｔａが２〜
４．５％で残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする鍛造製高耐食性超耐熱合金である。
【０００６】さらに本発明の第３発明は、第１または第
２発明の望ましい合金組成で、重量％で、Ｃ０．０１５
％以下、Ｓｉ０．２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｃｒ１
５〜２５％、Ｃｏ１０〜２０％、ＭｏとＷの１種または
２種をＭｏ＋１／２Ｗで２〜６％、Ａｌ０．８％〜３
％、Ｔｉ１〜４％、Ｒｅ０．０５〜２％を含み、かつＡ
ｌ＋１／２Ｔｉが２〜４．５％、残部Ｎｉおよび不可避
的不純物からなることを特徴とする鍛造製高耐食性超耐
熱合金である。
２発明の望ましい合金組成で、重量％で、Ｃ０．０１５
％以下、Ｓｉ０．２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｃｒ１
５〜２５％、Ｃｏ１０〜２０％、ＭｏとＷの１種または
２種をＭｏ＋１／２Ｗで２〜６％、Ａｌ０．８％〜３
％、Ｔｉ１〜４％、Ｒｅ０．０５〜２％を含み、かつＡ
ｌ＋１／２Ｔｉが２〜４．５％、残部Ｎｉおよび不可避
的不純物からなることを特徴とする鍛造製高耐食性超耐
熱合金である。
【０００７】より好ましくは、上記第１ないし第３の発
明のいずれかの合金に、Ｂ０．０１％以下、Ｚｒ０．１
％以下の１種または２種を含む鍛造製高耐食性超耐熱合
金である。上記第１ないし第３の発明の合金組成のう
ち、特に好ましくは、重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓ
ｉ０．２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｃｒ１８〜２１
％、Ｃｏ１２〜１５％、Ｍｏ３．５〜５％、Ａｌ１．２
％〜３％、Ｔｉ１．５〜３％、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｂ
０．００３〜０．０１％、Ｚｒ０．０２〜０．０８％を
含み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉが２．５〜４％で残部Ｎｉ
および不可避的不純物からなる組成である。
明のいずれかの合金に、Ｂ０．０１％以下、Ｚｒ０．１
％以下の１種または２種を含む鍛造製高耐食性超耐熱合
金である。上記第１ないし第３の発明の合金組成のう
ち、特に好ましくは、重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓ
ｉ０．２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｃｒ１８〜２１
％、Ｃｏ１２〜１５％、Ｍｏ３．５〜５％、Ａｌ１．２
％〜３％、Ｔｉ１．５〜３％、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｂ
０．００３〜０．０１％、Ｚｒ０．０２〜０．０８％を
含み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉが２．５〜４％で残部Ｎｉ
および不可避的不純物からなる組成である。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下に本発明合金における各元素
の作用について述べる。Ｃは、炭化物を形成することに
より、結晶粒粗大化の防止やクリープ破断強度、延性の
増加に寄与する。しかし過度の添加は、強度に寄与する
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａを炭化物として固定することで却って
強度を低下させ、さらに縞状の炭化物を形成すること
で、鍛伸方向に対する直角方向の延性を低下させるの
で、Ｃの範囲を０．０１５％以下に限定する。望ましい
Ｃの範囲は０．０１％以下である。Ｓｉは、脱酸元素と
して添加されるとともに、耐酸化性を向上させる作用を
有するが、過度の添加は高温強度の低下を招くのでＳｉ
は１．０％以下に限定する。好ましくは０．２％以下で
ある。
の作用について述べる。Ｃは、炭化物を形成することに
より、結晶粒粗大化の防止やクリープ破断強度、延性の
増加に寄与する。しかし過度の添加は、強度に寄与する
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａを炭化物として固定することで却って
強度を低下させ、さらに縞状の炭化物を形成すること
で、鍛伸方向に対する直角方向の延性を低下させるの
で、Ｃの範囲を０．０１５％以下に限定する。望ましい
Ｃの範囲は０．０１％以下である。Ｓｉは、脱酸元素と
して添加されるとともに、耐酸化性を向上させる作用を
有するが、過度の添加は高温強度の低下を招くのでＳｉ
は１．０％以下に限定する。好ましくは０．２％以下で
ある。
【０００９】Ｍｎは、脱硫元素として添加される。しか
し、Ｍｎの過度の添加は合金の偏折を助長するだけでな
く、高温の機械的性質も劣化させるので、Ｍｎは１．０
％以下に限定する。好ましくは０．１％以下である。Ｃ
ｒは、ガスタービンのディスクやブレード等の耐酸化性
や耐食性を向上させるうえで必須の元素である。その効
果を得るために最低１５％は必要であるが、過度の添加
は組織を不安定にし、σ相等の析出を招いて延性、靭性
を低下させる。従ってＣｒは１５〜２５％に限定する。
好ましいＣｒの範囲は１８〜２１％である。
し、Ｍｎの過度の添加は合金の偏折を助長するだけでな
く、高温の機械的性質も劣化させるので、Ｍｎは１．０
％以下に限定する。好ましくは０．１％以下である。Ｃ
ｒは、ガスタービンのディスクやブレード等の耐酸化性
や耐食性を向上させるうえで必須の元素である。その効
果を得るために最低１５％は必要であるが、過度の添加
は組織を不安定にし、σ相等の析出を招いて延性、靭性
を低下させる。従ってＣｒは１５〜２５％に限定する。
好ましいＣｒの範囲は１８〜２１％である。
【００１０】Ａｌは、Ｎｉ3Ａｌからなるγ‘（ガンマ
プライム）相を形成して高温強度を増加させる不可欠な
元素である。その効果を得るためには最低０．４％必要
であるが、過度の添加は熱間加工性を低下させるので、
０．４〜３％に限定する。望ましいＡｌの範囲は０．８
〜３％、さらに望ましくは１．２〜３％である。Ｔｉも
Ａｌと同様にガンマプライム相を形成し、ガンマプライ
ム相を固溶強化させる作用を有する。その効果を得るた
めには最低０．６％必要であるが、過度の添加はガンマ
プライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招
くとともに有害なη（イータ）相を形成し、却って高温
強度を低下させるのでＴｉは０．６〜４％に限定する。
望ましいＴｉの範囲は１〜４％、さらに望ましくは１．
５〜３％である。
プライム）相を形成して高温強度を増加させる不可欠な
元素である。その効果を得るためには最低０．４％必要
であるが、過度の添加は熱間加工性を低下させるので、
０．４〜３％に限定する。望ましいＡｌの範囲は０．８
〜３％、さらに望ましくは１．２〜３％である。Ｔｉも
Ａｌと同様にガンマプライム相を形成し、ガンマプライ
ム相を固溶強化させる作用を有する。その効果を得るた
めには最低０．６％必要であるが、過度の添加はガンマ
プライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招
くとともに有害なη（イータ）相を形成し、却って高温
強度を低下させるのでＴｉは０．６〜４％に限定する。
望ましいＴｉの範囲は１〜４％、さらに望ましくは１．
５〜３％である。
【００１１】Ｒｅは、本発明合金組成を構成するうえで
重要な元素である。Ｒｅの少量添加によりガスタービン
のディスク、ブレート等の鍛造部材を使用する際の耐食
性が大幅に改善されることが見出された。その効果を得
るためには０．０５％が必要であるが、Ｒｅは非常に高
価な元素であり、過度の添加はコストの増大を招くので
０．０５から２％に限定する。ＭｏとＷは同族の元素
で、ＷはＭｏの２倍の原子量を有するのでその効果は概
ねＭｏ＋１／２Ｗで整理できる。Ｍｏ、Ｗは必ずしも添
加する必要はないが、両元素ともにオーステナイト基地
を固溶強化して高温強度を高める効果があり、必要に応
じて１種または２種を添加することができる。しかしな
がら、過度の添加は熱間加工性を劣化させ、さらにＣｒ
と同様σ相等の析出を招いて延性、靭性を低下させるの
で、ＭｏとＷの１種または２種を添加する場合には、Ｍ
ｏ＋１／２Ｗで７％以下にするのがよい。好ましくは、
Ｍｏ＋１／２Ｗで２〜６％である。なおＭｏとＷのう
ち、原子量の小さいＭｏを用いる方が添加量を少なくで
き、比重、価格面から有利であるので、さらに好ましく
はＭｏが３．５から５％である。
重要な元素である。Ｒｅの少量添加によりガスタービン
のディスク、ブレート等の鍛造部材を使用する際の耐食
性が大幅に改善されることが見出された。その効果を得
るためには０．０５％が必要であるが、Ｒｅは非常に高
価な元素であり、過度の添加はコストの増大を招くので
０．０５から２％に限定する。ＭｏとＷは同族の元素
で、ＷはＭｏの２倍の原子量を有するのでその効果は概
ねＭｏ＋１／２Ｗで整理できる。Ｍｏ、Ｗは必ずしも添
加する必要はないが、両元素ともにオーステナイト基地
を固溶強化して高温強度を高める効果があり、必要に応
じて１種または２種を添加することができる。しかしな
がら、過度の添加は熱間加工性を劣化させ、さらにＣｒ
と同様σ相等の析出を招いて延性、靭性を低下させるの
で、ＭｏとＷの１種または２種を添加する場合には、Ｍ
ｏ＋１／２Ｗで７％以下にするのがよい。好ましくは、
Ｍｏ＋１／２Ｗで２〜６％である。なおＭｏとＷのう
ち、原子量の小さいＭｏを用いる方が添加量を少なくで
き、比重、価格面から有利であるので、さらに好ましく
はＭｏが３．５から５％である。
【００１２】ＮｂとＴａは同族元素であり、ＴａはＮｂ
の２倍の原子量を有するのでその効果は概ねＮｂ＋１／
２Ｔａで整理できる。ＮｂとＴａは必ずしも添加する必
要はないが、両元素ともにＴｉと同様ガンマプライム相
を固溶強化させる作用を有するので、必要に応じて１種
または２種をＴｉに加えて添加することによりさらに高
温強度の増加を図ることができる。しかしながら過度の
添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温で
の粗大化を招くとともに、強化にあまり寄与しないδ
（デルタ）相を形成し、却って高温強度を低下させると
ともにコストも上昇させるので好ましくない。従ってＮ
ｂとＴａの１種または２種を添加する場合には、Ｎｂ＋
１／２Ｔａで６％以下にするのがよい。Ｃｏは、必ずし
も添加する必要はないが、高温における合金基地を高め
る効果を有するので必要に応じて添加するのがよい。し
かし、Ｃｏは高価な元素であるので添加する場合には、
上限を２０％とするのがよい。Ｃｏを添加する場合に
は、１０〜２０％とするのが望ましい。
の２倍の原子量を有するのでその効果は概ねＮｂ＋１／
２Ｔａで整理できる。ＮｂとＴａは必ずしも添加する必
要はないが、両元素ともにＴｉと同様ガンマプライム相
を固溶強化させる作用を有するので、必要に応じて１種
または２種をＴｉに加えて添加することによりさらに高
温強度の増加を図ることができる。しかしながら過度の
添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温で
の粗大化を招くとともに、強化にあまり寄与しないδ
（デルタ）相を形成し、却って高温強度を低下させると
ともにコストも上昇させるので好ましくない。従ってＮ
ｂとＴａの１種または２種を添加する場合には、Ｎｂ＋
１／２Ｔａで６％以下にするのがよい。Ｃｏは、必ずし
も添加する必要はないが、高温における合金基地を高め
る効果を有するので必要に応じて添加するのがよい。し
かし、Ｃｏは高価な元素であるので添加する場合には、
上限を２０％とするのがよい。Ｃｏを添加する場合に
は、１０〜２０％とするのが望ましい。
【００１３】Ｆｅは、強度を重視する場合はＦｅは無添
加が望ましいが、コスト低減と熱間加工性の改善の効果
を有するので若干量は添加してもよい。しかしながら過
度の添加は高温強度を低下させるので、添加する場合で
も２０％以下にするのがよい。ＢとＺｒは、必ずしも添
加する必要はないが、ガスタービンのディスク、ブレー
ド等の鍛造部材の結晶粒界を強化し、高温強度と延性を
高める作用を有するので、必要に応じて単独または複合
で添加できる。しかしながら、過度に添加すると結晶粒
界の融点が低下し熱間加工性が低下するので、添加する
場合には、Ｂは０．０１％以下、Ｚｒは０．１％以下の
範囲内とするのがよい。望ましくはＢが０．００３〜
０．０１％、Ｚｒが０．０２〜０．０８％であり、さら
に好ましくは、両元素を複合添加するのがよい。
加が望ましいが、コスト低減と熱間加工性の改善の効果
を有するので若干量は添加してもよい。しかしながら過
度の添加は高温強度を低下させるので、添加する場合で
も２０％以下にするのがよい。ＢとＺｒは、必ずしも添
加する必要はないが、ガスタービンのディスク、ブレー
ド等の鍛造部材の結晶粒界を強化し、高温強度と延性を
高める作用を有するので、必要に応じて単独または複合
で添加できる。しかしながら、過度に添加すると結晶粒
界の融点が低下し熱間加工性が低下するので、添加する
場合には、Ｂは０．０１％以下、Ｚｒは０．１％以下の
範囲内とするのがよい。望ましくはＢが０．００３〜
０．０１％、Ｚｒが０．０２〜０．０８％であり、さら
に好ましくは、両元素を複合添加するのがよい。
【００１４】なお、ガンマプライム量が多くなると鍛造
が非常に困難になる。ガンマプライム量は、原子量を考
慮したＡｌ当量（Ａｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／
８Ｔａ）にほぼ比例するが、この量が２％以下では高温
強度が十分でなく、さらに４．５％を越えると鍛造が困
難になるので、Ａｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８
Ｔａを２〜４．５％に限定する。Ｎｂ、Ｔａを添加しな
い場合、さらに好ましくは Ａｌ＋１／２Ｔｉが２．５
〜４％である。なお以下の元素は示される範囲内で本発
明合金に含まれても良い。 Ｐ≦０．０４％ Ｓ≦０．０３％ Ｃｕ≦０．３０％ Ｖ≦０．５％ Ｍｇ≦０．０２％ Ｃａ≦０．０２％
が非常に困難になる。ガンマプライム量は、原子量を考
慮したＡｌ当量（Ａｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／
８Ｔａ）にほぼ比例するが、この量が２％以下では高温
強度が十分でなく、さらに４．５％を越えると鍛造が困
難になるので、Ａｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８
Ｔａを２〜４．５％に限定する。Ｎｂ、Ｔａを添加しな
い場合、さらに好ましくは Ａｌ＋１／２Ｔｉが２．５
〜４％である。なお以下の元素は示される範囲内で本発
明合金に含まれても良い。 Ｐ≦０．０４％ Ｓ≦０．０３％ Ｃｕ≦０．３０％ Ｖ≦０．５％ Ｍｇ≦０．０２％ Ｃａ≦０．０２％
【００１５】
【実施例】表１に示す組成の合金を真空誘導溶解にて溶
解し、１０ｋｇのインゴットを作製した後３０ｍｍ角の
棒材に鍛造した。このうち、本発明合金１〜１８および
比較合金２０は鍛造が可能であったが、比較合金２１は
鍛造中に割れが発生し、鍛造が不可能であった。これは
Ａｌ，Ｔｉが多いことによるものであり、鍛造可能とす
るにはＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａを本発明合金の組成範囲
内にする必要がある。さらに１０１０℃で４Ｈｒ保持後
油冷、８４０℃で４Ｈｒ保持後空冷、７６０℃で１６Ｈ
ｒ保持後空冷の熱処理を行った。その後所定の試験片形
状に加工し、種々の評価を行った。引張試験は常温およ
び５４０℃にて行った。また、クリープラプチャー試験
は温度８１５℃、応力１８０ＭＰａの条件で行った。さ
らに耐食性の評価は、Ｎａ2ＳＯ4９０％＋ＮａＣｌ１０
％の腐食剤を２０ｍｇ／Ｃｍ2となるよう試料に塗布
し、それを８００℃で２０Ｈｒ保持した後、スケールを
除去して腐食減量を求めた。
解し、１０ｋｇのインゴットを作製した後３０ｍｍ角の
棒材に鍛造した。このうち、本発明合金１〜１８および
比較合金２０は鍛造が可能であったが、比較合金２１は
鍛造中に割れが発生し、鍛造が不可能であった。これは
Ａｌ，Ｔｉが多いことによるものであり、鍛造可能とす
るにはＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａを本発明合金の組成範囲
内にする必要がある。さらに１０１０℃で４Ｈｒ保持後
油冷、８４０℃で４Ｈｒ保持後空冷、７６０℃で１６Ｈ
ｒ保持後空冷の熱処理を行った。その後所定の試験片形
状に加工し、種々の評価を行った。引張試験は常温およ
び５４０℃にて行った。また、クリープラプチャー試験
は温度８１５℃、応力１８０ＭＰａの条件で行った。さ
らに耐食性の評価は、Ｎａ2ＳＯ4９０％＋ＮａＣｌ１０
％の腐食剤を２０ｍｇ／Ｃｍ2となるよう試料に塗布
し、それを８００℃で２０Ｈｒ保持した後、スケールを
除去して腐食減量を求めた。
【００１６】
【表１】
【００１７】常温での引張強さ、５４０℃での引張強
さ、８１５℃−１８０ＭＰａにおけるクリープ破断時間
および腐食減量を表２に示す。
さ、８１５℃−１８０ＭＰａにおけるクリープ破断時間
および腐食減量を表２に示す。
【００１８】
【表２】
【００１９】表２に示す結果から、本発明合金はいずれ
も良好な機械的性質を示すとともに、腐食減量が比較合
金２０より明らかに小さく、耐食性が改善されているこ
とがわかる。
も良好な機械的性質を示すとともに、腐食減量が比較合
金２０より明らかに小さく、耐食性が改善されているこ
とがわかる。
【００２０】
【発明の効果】本発明合金を用いることにより、ガスタ
ービンディスク、ブレード等の耐食性を向上させること
が可能であり、ガスタービンの効率向上、高寿命化、さ
らに燃料の低質化等が可能になる。
ービンディスク、ブレード等の耐食性を向上させること
が可能であり、ガスタービンの効率向上、高寿命化、さ
らに燃料の低質化等が可能になる。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１５〜２５％、
Ａｌ０．４〜３％、Ｔｉ０．６〜４％、Ｒｅ０．０５〜
２％を含み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉが２〜４．５％で残
部Ｎｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする
鍛造製高耐食性超耐熱合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１５〜２５％、
Ｃｏ２０％以下、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋１
／２Ｗで７％以下、Ａｌ０．４％〜３％、Ｔｉ０．６〜
４％、ＮｂとＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａ
で６％以下、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｆｅ２０％以下を含
み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉ＋１／４Ｎｂ＋１／８Ｔａが
２〜４．５％で残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする鍛造製高耐食性超耐熱合金。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ
０．２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｃｒ１５〜２５％、
Ｃｏ１０〜２０％、ＭｏとＷの１種または２種をＭｏ＋
１／２Ｗで２〜６％、Ａｌ０．８％〜３％、Ｔｉ１〜４
％、Ｒｅ０．０５〜２％を含み、かつＡｌ＋１／２Ｔｉ
が２〜４．５％で残部Ｎｉおよび不可避的不純物からな
ることを特徴とする鍛造製高耐食性超耐熱合金。 - 【請求項４】 Ｂ０．０１％以下、Ｚｒ０．１％以下の
１種または２種を含む請求項１ないし３のいずれかに記
載の鍛造製高耐食性超耐熱合金。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓｉ０．
２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｃｒ１８〜２１％、Ｃｏ
１２〜１５％、Ｍｏ３．５〜５％、Ａｌ１．２％〜３
％、Ｔｉ１．５〜３％、Ｒｅ０．０５〜２％、Ｂ０．０
０３〜０．０１％、Ｚｒ０．０２〜０．０８％を含み、
かつＡｌ＋１／２Ｔｉが２．５〜４％で残部Ｎｉおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造製高耐食
性超耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8131196A JPH09268337A (ja) | 1996-04-03 | 1996-04-03 | 鍛造製高耐食超耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8131196A JPH09268337A (ja) | 1996-04-03 | 1996-04-03 | 鍛造製高耐食超耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09268337A true JPH09268337A (ja) | 1997-10-14 |
Family
ID=13742862
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8131196A Pending JPH09268337A (ja) | 1996-04-03 | 1996-04-03 | 鍛造製高耐食超耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09268337A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1197570A3 (en) * | 2000-10-13 | 2002-08-07 | General Electric Company | Nickel-base alloy and its use in forging and welding operations |
| JP2004500485A (ja) * | 2000-01-24 | 2004-01-08 | ハンチントン、アロイス、コーポレーション | Ｎｉ‐Ｃｏ‐Ｃｒ高温強度および耐蝕性合金 |
| JP2006070360A (ja) * | 2004-09-03 | 2006-03-16 | Haynes Internatl Inc | 進歩したガスタービンエンジン用Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃｏ合金 |
| JP2007510055A (ja) * | 2003-10-06 | 2007-04-19 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | ニッケル基合金及びニッケル基合金の熱処理法 |
| JP2008150688A (ja) * | 2006-12-19 | 2008-07-03 | Toshiba Corp | Ｎｉ基合金およびタービンロータ |
| CN102628127A (zh) * | 2012-05-03 | 2012-08-08 | 丹阳恒庆复合材料科技有限公司 | 高强耐蚀镍基合金及其制造方法 |
| EP2826877A2 (en) | 2013-07-12 | 2015-01-21 | Daido Steel Co.,Ltd. | Hot-forgeable Nickel-based superalloy excellent in high temperature strength |
| JP2016056436A (ja) * | 2014-09-12 | 2016-04-21 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| JP2019010654A (ja) * | 2017-06-29 | 2019-01-24 | 大同特殊鋼株式会社 | リング状素材の圧延方法 |
| CN116262956A (zh) * | 2021-12-15 | 2023-06-16 | 江苏新华合金有限公司 | 一种石油钻井用高温合金泵轴材料及其制备方法 |
-
1996
- 1996-04-03 JP JP8131196A patent/JPH09268337A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004500485A (ja) * | 2000-01-24 | 2004-01-08 | ハンチントン、アロイス、コーポレーション | Ｎｉ‐Ｃｏ‐Ｃｒ高温強度および耐蝕性合金 |
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| US9738953B2 (en) | 2013-07-12 | 2017-08-22 | Daido Steel Co., Ltd. | Hot-forgeable Ni-based superalloy excellent in high temperature strength |
| JP2016056436A (ja) * | 2014-09-12 | 2016-04-21 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| JP2019010654A (ja) * | 2017-06-29 | 2019-01-24 | 大同特殊鋼株式会社 | リング状素材の圧延方法 |
| CN116262956A (zh) * | 2021-12-15 | 2023-06-16 | 江苏新华合金有限公司 | 一种石油钻井用高温合金泵轴材料及其制备方法 |
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