JPH10237574A - 析出強化型超合金 - Google Patents
析出強化型超合金Info
- Publication number
- JPH10237574A JPH10237574A JP5554497A JP5554497A JPH10237574A JP H10237574 A JPH10237574 A JP H10237574A JP 5554497 A JP5554497 A JP 5554497A JP 5554497 A JP5554497 A JP 5554497A JP H10237574 A JPH10237574 A JP H10237574A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- precipitation
- superalloy
- amount
- mechanical properties
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 大型部材への適用が可能な析出強化型超
合金を提供する。 【解決手段】 Ｎｉ：３５〜４５％、Ｃｒ：１５〜２５
％、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０〜４．０％、Ｎ
ｂ：１．５〜３．０％を含み、さらに、所望によりＢ：
０．００１〜０．０２０％または／およびＭｏ：０．０
５〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０％の１種又は２種を
含む析出強化型超合金。 【効果】 機械的特性（特に引張強度）を損なうこ
となく偏析傾向を小さくすることができ、従来製造が困
難であった高強度の大型部材の製造が可能になる。
合金を提供する。 【解決手段】 Ｎｉ：３５〜４５％、Ｃｒ：１５〜２５
％、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０〜４．０％、Ｎ
ｂ：１．５〜３．０％を含み、さらに、所望によりＢ：
０．００１〜０．０２０％または／およびＭｏ：０．０
５〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０％の１種又は２種を
含む析出強化型超合金。 【効果】 機械的特性（特に引張強度）を損なうこ
となく偏析傾向を小さくすることができ、従来製造が困
難であった高強度の大型部材の製造が可能になる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、発電用ガスタービ
ンディスクなどに使用される析出強化型超合金、特に、
大型部材に好適な析出強化型超合金に関するものであ
る。
ンディスクなどに使用される析出強化型超合金、特に、
大型部材に好適な析出強化型超合金に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】析出強化型のＮｉ基超合金は極低温から
高温まで高い組織安定性と良好な機械的特性とを有して
いるために、各種の発電機部材や航空機部材などに広く
用いられている。このような超合金ではオーステナイト
（以下γと記す）のマトリクス中にガンマプライム相
（ＦＣＣライクのＬｌ2構造、以後γ′と記す）あるい
は／およびガンマダブルプライム相（ＢＣＴライクのＤ
Ｏ22構造、以後γ″と記す）あるいは／およびγ′と
γ″との共析出相（以後γ′−γ″と記す）と呼ばれる
析出相を整合的に微細析出させることにより、合金の強
化を成し遂げている。従って、その合金の強化能はγ′
あるいは／およびγ″の量、寸法などにより決定され
る。このような材料として、従来、インコネル７１８合
金（インコアロイズ社の商標）と呼ばれる超合金が広く
用いられてきた。
高温まで高い組織安定性と良好な機械的特性とを有して
いるために、各種の発電機部材や航空機部材などに広く
用いられている。このような超合金ではオーステナイト
（以下γと記す）のマトリクス中にガンマプライム相
（ＦＣＣライクのＬｌ2構造、以後γ′と記す）あるい
は／およびガンマダブルプライム相（ＢＣＴライクのＤ
Ｏ22構造、以後γ″と記す）あるいは／およびγ′と
γ″との共析出相（以後γ′−γ″と記す）と呼ばれる
析出相を整合的に微細析出させることにより、合金の強
化を成し遂げている。従って、その合金の強化能はγ′
あるいは／およびγ″の量、寸法などにより決定され
る。このような材料として、従来、インコネル７１８合
金（インコアロイズ社の商標）と呼ばれる超合金が広く
用いられてきた。
【０００３】近年、発電効率の上昇に伴って発電用のガ
スタービン部材は大型化しつつある。この例のように、
従来よりも大型の超合金製品に対する要求が高くなって
きた。しかしながら、インコネル７１８合金を用いて大
型の超合金製品を製造するためには、種々の問題点があ
ることが明らかとなってきた。すなわち、このような部
材は一般的に鋼塊製造、鍛造、熱処理、機械加工といっ
た工程を経て製造されるが、インコネル７１８合金を用
いて大型の超合金製品を製造する場合には、鋼塊製造時
の偏析の問題、鍛造時の熱間加工性の問題、熱処理時の
温度均一性の問題、機械加工時の加工性の問題など種々
の問題を伴うため、実質的に適用は不可能であった。
スタービン部材は大型化しつつある。この例のように、
従来よりも大型の超合金製品に対する要求が高くなって
きた。しかしながら、インコネル７１８合金を用いて大
型の超合金製品を製造するためには、種々の問題点があ
ることが明らかとなってきた。すなわち、このような部
材は一般的に鋼塊製造、鍛造、熱処理、機械加工といっ
た工程を経て製造されるが、インコネル７１８合金を用
いて大型の超合金製品を製造する場合には、鋼塊製造時
の偏析の問題、鍛造時の熱間加工性の問題、熱処理時の
温度均一性の問題、機械加工時の加工性の問題など種々
の問題を伴うため、実質的に適用は不可能であった。
【０００４】そこで、インコネル７０６合金（インコア
ロイズ社の商標）と呼ばれる新しい超合金が開発され
た。この合金は、組成を改良することによりインコネル
７１８合金に比較して偏析性が低減されており、熱間加
工性や機械加工性に優れている。また、インコネル７１
８合金と比較して高価なＮｉを約１０％低減し、その分
安価なＦｅを増加しているために、大型部材の場合にと
くに重要視される価格面からも好ましい改良となってい
る。実際、大型部材の製造に好適であることが、工業的
に確認されつつある。
ロイズ社の商標）と呼ばれる新しい超合金が開発され
た。この合金は、組成を改良することによりインコネル
７１８合金に比較して偏析性が低減されており、熱間加
工性や機械加工性に優れている。また、インコネル７１
８合金と比較して高価なＮｉを約１０％低減し、その分
安価なＦｅを増加しているために、大型部材の場合にと
くに重要視される価格面からも好ましい改良となってい
る。実際、大型部材の製造に好適であることが、工業的
に確認されつつある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、最近、
大型化の要求は益々大きくなってきた。さらに大型の部
材に対する要求が増えてきており、現状のインコネル７
０６合金でも実質的に適用困難である場合も生じてき
た。特に、大きな問題となるのは大型鋼塊の製造に関し
てであり、成分偏析により起因する問題である。例え
ば、後工程の鍛造時に割れの原因となったり、所定の機
械的特性が得られなかったりする場合があり、製造上の
大きな問題となっている。
大型化の要求は益々大きくなってきた。さらに大型の部
材に対する要求が増えてきており、現状のインコネル７
０６合金でも実質的に適用困難である場合も生じてき
た。特に、大きな問題となるのは大型鋼塊の製造に関し
てであり、成分偏析により起因する問題である。例え
ば、後工程の鍛造時に割れの原因となったり、所定の機
械的特性が得られなかったりする場合があり、製造上の
大きな問題となっている。
【０００６】このような観点から、インコネル７０６合
金をさらに組成改良することにより、同程度の機械的特
性を有しつつ大型部材の製造性に優れた合金の開発が行
われている。例えば、特開平５−２１４４９４号では、
ＴｉおよびＮｂの添加量を低減することにより、大型鋼
塊の製造性を容易にした合金が開示されている。しかし
ながら、この合金は製造性には優れているものの、析出
強化元素の含有量を減少させているために機械的特性は
従来合金よりも劣ってしまうという欠点を有する。同様
に特開平７−１１３７６号、特開平７−３３２０３５号
にも同種の合金が開示されているが、Ｎｂの添加量が少
ないために機械的特性は従来合金よりも劣ってしまう。
金をさらに組成改良することにより、同程度の機械的特
性を有しつつ大型部材の製造性に優れた合金の開発が行
われている。例えば、特開平５−２１４４９４号では、
ＴｉおよびＮｂの添加量を低減することにより、大型鋼
塊の製造性を容易にした合金が開示されている。しかし
ながら、この合金は製造性には優れているものの、析出
強化元素の含有量を減少させているために機械的特性は
従来合金よりも劣ってしまうという欠点を有する。同様
に特開平７−１１３７６号、特開平７−３３２０３５号
にも同種の合金が開示されているが、Ｎｂの添加量が少
ないために機械的特性は従来合金よりも劣ってしまう。
【０００７】一方、特開平３−９７８２３号、特開平４
−３４１５３８号では機械的特性を重視して、Ｎｂの添
加量が従来合金と同様またはそれ以上の添加を行った合
金を開示している。しかし、このような場合には、逆に
製造性は従来合金よりも劣ってしまい、実質的に大型部
材の製造は困難である。
−３４１５３８号では機械的特性を重視して、Ｎｂの添
加量が従来合金と同様またはそれ以上の添加を行った合
金を開示している。しかし、このような場合には、逆に
製造性は従来合金よりも劣ってしまい、実質的に大型部
材の製造は困難である。
【０００８】以上述べてきたように、大型部材用の析出
強化型超合金については多くの提案がなされているもの
の、従来合金と同程度の機械的特性を有し、且つ大型部
材の製造が可能である合金は未だに見いだされていない
のが現状である。本発明はこのような実情に鑑みてなさ
れたものであって、その目的はインコネル７０６合金と
同程度の機械的特性を有し、かつ大型部材の製造性に優
れた析出強化型超合金を提供することにある。
強化型超合金については多くの提案がなされているもの
の、従来合金と同程度の機械的特性を有し、且つ大型部
材の製造が可能である合金は未だに見いだされていない
のが現状である。本発明はこのような実情に鑑みてなさ
れたものであって、その目的はインコネル７０６合金と
同程度の機械的特性を有し、かつ大型部材の製造性に優
れた析出強化型超合金を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
に、本発明者らはインコネル７０６合金をベースとする
多くの試験材を用いて、機械的特性と大型部材製造性と
に関する評価試験を行った。その結果、インコネル７０
６合金と同程度の機械的特性を有し、かつ大型部材の製
造性に優れた析出強化型超合金を提供できる新規な合金
組成を見いだし、本発明に至った。
に、本発明者らはインコネル７０６合金をベースとする
多くの試験材を用いて、機械的特性と大型部材製造性と
に関する評価試験を行った。その結果、インコネル７０
６合金と同程度の機械的特性を有し、かつ大型部材の製
造性に優れた析出強化型超合金を提供できる新規な合金
組成を見いだし、本発明に至った。
【００１０】すなわち、本発明のうちの第１の発明は、
重量％で、Ｎｉ：３５〜４５％、Ｃｒ：１５〜２５％、
Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０〜４．０％、Ｎｂ：
１．５〜３．０％を含み、残部は不可避的不純物を除き
実質的に鉄からなることを特徴とする析出強化型超合金
であり、第２の発明は、上記成分に加え、Ｂ：０．００
１〜０．０２０％を含むことを特徴とする析出強化型超
合金であり、第３の発明は、第１あるいは第２の発明に
さらにＭｏ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０
％以下の１種又は２種を含む析出強化型超合金である。
重量％で、Ｎｉ：３５〜４５％、Ｃｒ：１５〜２５％、
Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０〜４．０％、Ｎｂ：
１．５〜３．０％を含み、残部は不可避的不純物を除き
実質的に鉄からなることを特徴とする析出強化型超合金
であり、第２の発明は、上記成分に加え、Ｂ：０．００
１〜０．０２０％を含むことを特徴とする析出強化型超
合金であり、第３の発明は、第１あるいは第２の発明に
さらにＭｏ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０
％以下の１種又は２種を含む析出強化型超合金である。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明における成分の限定
範囲について詳細に説明する。
範囲について詳細に説明する。
【００１２】Ｎｉは合金のマトリクスであるγを安定化
させると共に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂと結合してγ′やγ″
を形成させる重要な元素である。その効果を発揮させる
ためには、最低３５％以上の添加量が必要である。しか
しながら、Ｎｉは高価な金属であるために、多過ぎる添
加量は合金全体の高価格化を招いて従来合金よりも高価
となってしまう。従って、その添加量は３５〜４５％の
範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を４０％、上
限を４４％とするのが望ましい。
させると共に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂと結合してγ′やγ″
を形成させる重要な元素である。その効果を発揮させる
ためには、最低３５％以上の添加量が必要である。しか
しながら、Ｎｉは高価な金属であるために、多過ぎる添
加量は合金全体の高価格化を招いて従来合金よりも高価
となってしまう。従って、その添加量は３５〜４５％の
範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を４０％、上
限を４４％とするのが望ましい。
【００１３】Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性、強度を高
めるために不可欠な元素である。同時に、非磁性を維持
するためにも不可欠な元素である。それらの効果を発揮
させるためには、最低１５％以上の添加量が必要であ
る。しかしながら、多過ぎる添加量はマトリクスである
γの安定性を阻害し、σ相などのＴＣＰ相を析出して延
靭性に悪影響を及ぼす。従って、その添加量は１５〜２
５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を１６
％越、上限を２０％とするのが望ましい。
めるために不可欠な元素である。同時に、非磁性を維持
するためにも不可欠な元素である。それらの効果を発揮
させるためには、最低１５％以上の添加量が必要であ
る。しかしながら、多過ぎる添加量はマトリクスである
γの安定性を阻害し、σ相などのＴＣＰ相を析出して延
靭性に悪影響を及ぼす。従って、その添加量は１５〜２
５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を１６
％越、上限を２０％とするのが望ましい。
【００１４】ＡｌはＮｉと結合してγ′を析出し、合金
の強化に寄与する。但し、この合金系ではγ′形成には
ＡｌよりもＴｉの方が有効に寄与するため、Ａｌの添
加、未添加は所望により選定することができる。但し、
Ａｌを添加する場合、多過ぎる添加はγ′の粗大化を招
き、それに伴って延性が低下する。従って、その添加量
は１．０％以下の範囲に限定する。なお、同様の理由
で、上限は０．６％とするのが一層望ましい。
の強化に寄与する。但し、この合金系ではγ′形成には
ＡｌよりもＴｉの方が有効に寄与するため、Ａｌの添
加、未添加は所望により選定することができる。但し、
Ａｌを添加する場合、多過ぎる添加はγ′の粗大化を招
き、それに伴って延性が低下する。従って、その添加量
は１．０％以下の範囲に限定する。なお、同様の理由
で、上限は０．６％とするのが一層望ましい。
【００１５】Ｔｉは強化析出元素の中で最も重要な作用
を行う。ＴｉはＡｌと同様にＮｉと結合してγ′を析出
し、合金の強化に寄与する。同時に、本発明者らはＮｂ
がＮｉと結合して析出したγ″のＮｂサイトにはＴｉの
置換が可能であることを見いだした。即ち、Ｔｉのみに
よりこの合金の強化能の大部分を担うことができるから
である。しかしながら、多過ぎる添加はイータ（ＨＣＰ
ｌｉｋｅのＤＯ24構造、以後ηと記す）を析出して、
延靭性を低下させる。従って、その添加量は２．０〜
４．０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を
２．５％越、上限を３．０％とするのが望ましい。
を行う。ＴｉはＡｌと同様にＮｉと結合してγ′を析出
し、合金の強化に寄与する。同時に、本発明者らはＮｂ
がＮｉと結合して析出したγ″のＮｂサイトにはＴｉの
置換が可能であることを見いだした。即ち、Ｔｉのみに
よりこの合金の強化能の大部分を担うことができるから
である。しかしながら、多過ぎる添加はイータ（ＨＣＰ
ｌｉｋｅのＤＯ24構造、以後ηと記す）を析出して、
延靭性を低下させる。従って、その添加量は２．０〜
４．０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を
２．５％越、上限を３．０％とするのが望ましい。
【００１６】Ｎｂも別な意味で添加が必須な強化析出元
素である。ＮｂはＮｉと結合してγ″を析出するからで
ある。強化の要因となっているγとの整合歪みはγ″の
方がγ′よりも大きいために、γ″の方がより有効に合
金を強化することができる。従って、Ｎｂの添加量が多
いほど、合金は効果的に強化されることになる。しかし
ながら、本発明者らは大型鋼塊の偏析部にはＮｂに起因
する金属間化合物、例えばＬＡＶＥＳ（レーベス）と呼
ばれるＴＣＰ相が析出していることを見いだした。この
ＴＣＰ相の析出が、前述のような鍛造時の割れや所定の
機械的特性が得られなかったりすることの原因となって
いるのである。これはＮｂは強化元素の中で最も重い元
素であるために、鋼塊の製造時、即ち凝固時には液相部
の下部に滞留し易く、結果的に最も偏析し易い元素であ
るからである。従って、偏析性を低減するためにはＮｂ
の添加量は少ない方が良く、言い換えれば大型鋼塊を製
造するためにはＮｂの添加量は少ない方が良いことにな
る。このように、Ｎｂは大型鋼塊の製造と機械的特性の
維持との２つの要求に対して、全く相反する効果を示
す。
素である。ＮｂはＮｉと結合してγ″を析出するからで
ある。強化の要因となっているγとの整合歪みはγ″の
方がγ′よりも大きいために、γ″の方がより有効に合
金を強化することができる。従って、Ｎｂの添加量が多
いほど、合金は効果的に強化されることになる。しかし
ながら、本発明者らは大型鋼塊の偏析部にはＮｂに起因
する金属間化合物、例えばＬＡＶＥＳ（レーベス）と呼
ばれるＴＣＰ相が析出していることを見いだした。この
ＴＣＰ相の析出が、前述のような鍛造時の割れや所定の
機械的特性が得られなかったりすることの原因となって
いるのである。これはＮｂは強化元素の中で最も重い元
素であるために、鋼塊の製造時、即ち凝固時には液相部
の下部に滞留し易く、結果的に最も偏析し易い元素であ
るからである。従って、偏析性を低減するためにはＮｂ
の添加量は少ない方が良く、言い換えれば大型鋼塊を製
造するためにはＮｂの添加量は少ない方が良いことにな
る。このように、Ｎｂは大型鋼塊の製造と機械的特性の
維持との２つの要求に対して、全く相反する効果を示
す。
【００１７】しかしながら、前述のように本発明者ら
は、一旦γ″が形成されれば、そのＮｂサイトにはＴｉ
が置換可能であることを見いだした。従って、γ″を形
成する最低限のＮｂを添加すると同時に、予め置換すべ
き量のＴｉを添加することにより、機械的特性の劣化を
伴うことなく、偏析性を低減して大型鋼塊を製造するこ
とができるのである。以上のような観点から、Ｎｂの添
加量は１．５〜３．０％の範囲に限定する。これまでの
説明で明らかなように、添加量が１．５％未満の場合に
はγ″を形成しないために機械的特性が劣化し、逆に添
加量が３．０％を越えると偏析性を著しく促進して大型
鋼塊の製造に不適となるからである。なお、同様の理由
で下限を１．７％越、上限を２．８％とするのが望まし
く、さらに、下限を２．０％、上限を２．５％とするの
が望ましい。
は、一旦γ″が形成されれば、そのＮｂサイトにはＴｉ
が置換可能であることを見いだした。従って、γ″を形
成する最低限のＮｂを添加すると同時に、予め置換すべ
き量のＴｉを添加することにより、機械的特性の劣化を
伴うことなく、偏析性を低減して大型鋼塊を製造するこ
とができるのである。以上のような観点から、Ｎｂの添
加量は１．５〜３．０％の範囲に限定する。これまでの
説明で明らかなように、添加量が１．５％未満の場合に
はγ″を形成しないために機械的特性が劣化し、逆に添
加量が３．０％を越えると偏析性を著しく促進して大型
鋼塊の製造に不適となるからである。なお、同様の理由
で下限を１．７％越、上限を２．８％とするのが望まし
く、さらに、下限を２．０％、上限を２．５％とするの
が望ましい。
【００１８】Ｂは粒界に偏析して高温特性に寄与するた
めに、本発明合金に添加することが望ましい。また、η
への変態を遅延することから、特にＴｉ添加量が高い場
合（例えば３．０％以上）には有効な元素である。但
し、多過ぎる添加は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界
脆化を招くことがある。従って、添加する場合でも、そ
の量は０．００１〜０．０２０％の範囲に限定する。
めに、本発明合金に添加することが望ましい。また、η
への変態を遅延することから、特にＴｉ添加量が高い場
合（例えば３．０％以上）には有効な元素である。但
し、多過ぎる添加は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界
脆化を招くことがある。従って、添加する場合でも、そ
の量は０．００１〜０．０２０％の範囲に限定する。
【００１９】ＭｏやＷはγに固溶してマトリクスを強化
する、いわゆる固溶強化元素として有効であるので、本
発明合金に添加することが望ましい。同時に、Ｂと同様
にηへの変態を遅延することから、特にＴｉ添加量が高
い場合（例えば２．８％以上）には有効な元素である。
但し、ＭｏやＷもＮｂと同様の重い元素であるために、
多過ぎる添加は偏析性を助長して大型鋼塊製造に悪影響
を及ぼす。従って、添加する場合でも、Ｍｏ：０．０５
〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０％以下の範囲に限定す
る。上記と同様の理由でＭｏの下限を０．５％、上限を
１．５％未満とするのが望ましい。また、上記と同様の
理由でＷの下限を１％、上限を３％とするのが望まし
い。
する、いわゆる固溶強化元素として有効であるので、本
発明合金に添加することが望ましい。同時に、Ｂと同様
にηへの変態を遅延することから、特にＴｉ添加量が高
い場合（例えば２．８％以上）には有効な元素である。
但し、ＭｏやＷもＮｂと同様の重い元素であるために、
多過ぎる添加は偏析性を助長して大型鋼塊製造に悪影響
を及ぼす。従って、添加する場合でも、Ｍｏ：０．０５
〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０％以下の範囲に限定す
る。上記と同様の理由でＭｏの下限を０．５％、上限を
１．５％未満とするのが望ましい。また、上記と同様の
理由でＷの下限を１％、上限を３％とするのが望まし
い。
【００２０】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。表
１に示す組成を有する供試材を真空誘導炉により溶製し
た５０ｋｇ鋼塊を、拡散熱処理の後、熱間鍛造により厚
さ３０ｍｍ×幅１２０ｍｍの板材とした。この板材から
採取した試験片に９８０℃で３時間の溶体化処理、その
後７２０℃で８時間、引き続き６２０℃で８時間の二段
時効処理を施した。
１に示す組成を有する供試材を真空誘導炉により溶製し
た５０ｋｇ鋼塊を、拡散熱処理の後、熱間鍛造により厚
さ３０ｍｍ×幅１２０ｍｍの板材とした。この板材から
採取した試験片に９８０℃で３時間の溶体化処理、その
後７２０℃で８時間、引き続き６２０℃で８時間の二段
時効処理を施した。
【００２１】
【表１】
【００２２】熱処理した各々の試験片について、室温で
引張試験を行った。その結果から求めた引張強さを図１
に示す。図１から明らかなように、本発明合金は従来合
金とほぼ同程度、あるいはそれ以上の高強度を有してい
ることが明らかである。また、比較材は従来合金および
本発明合金よりも強度が劣っていることが明らかであ
る。
引張試験を行った。その結果から求めた引張強さを図１
に示す。図１から明らかなように、本発明合金は従来合
金とほぼ同程度、あるいはそれ以上の高強度を有してい
ることが明らかである。また、比較材は従来合金および
本発明合金よりも強度が劣っていることが明らかであ
る。
【００２３】また、同様に供試材から試験材を採取し
て、一方向凝固装置により底面より一方向凝固させた試
料を作製した。凝固後の試料の各位置で組成分析を行
い、各成分毎に単位長さあたりの成分変化率を求めた。
ここで、比較材の成分変化率の最大幅を１００とした時
の、各試験材の成分変化率の最大幅を偏析傾向と定義す
る。即ち、偏析傾向の値が少ないほど、実際の鋼塊中の
偏析が生じにくいことを意味している。このようにして
求めた偏析傾向を図２に示すが、本発明合金は従来合金
よりも偏析傾向が少なくなっていることが明らかであ
る。
て、一方向凝固装置により底面より一方向凝固させた試
料を作製した。凝固後の試料の各位置で組成分析を行
い、各成分毎に単位長さあたりの成分変化率を求めた。
ここで、比較材の成分変化率の最大幅を１００とした時
の、各試験材の成分変化率の最大幅を偏析傾向と定義す
る。即ち、偏析傾向の値が少ないほど、実際の鋼塊中の
偏析が生じにくいことを意味している。このようにして
求めた偏析傾向を図２に示すが、本発明合金は従来合金
よりも偏析傾向が少なくなっていることが明らかであ
る。
【００２４】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば、インコネル７０６合金と同程度の機械的特性
を有し、かつ大型部材の製造性に優れた析出強化型超合
金を提供することができる。従って、発電用ガスタービ
ンディスクなどの、特に大型部材に好適な析出強化型超
合金であるために、産業上極めて有用である。
によれば、インコネル７０６合金と同程度の機械的特性
を有し、かつ大型部材の製造性に優れた析出強化型超合
金を提供することができる。従って、発電用ガスタービ
ンディスクなどの、特に大型部材に好適な析出強化型超
合金であるために、産業上極めて有用である。
【図１】 試験片の引張試験結果から求めた、各試験材
の引張強さである。
の引張強さである。
【図２】 一方向凝固試験から求めた、各試験材の偏析
強度である。
強度である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 楠橋 幹雄 北海道室蘭市茶津町４番地 株式会社日本 製鋼所内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｎｉ：３５〜４５％、Ｃｒ：
１５〜２５％、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：２．０〜
４．０％、Ｎｂ：１．５〜３．０％を含み、残部は不可
避的不純物を除き実質的に鉄からなることを特徴とする
析出強化型超合金 - 【請求項２】 組成成分として、さらに重量％で、Ｂ：
０．００１〜０．０２０％を含むことを特徴とする請求
項１記載の析出強化型超合金 - 【請求項３】 組成成分として、さらに重量％で、Ｍ
ｏ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．１〜４．０％の１種
又は２種を含むことを特徴とする請求項１または２に記
載の析出強化型超合金
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05554497A JP3279949B2 (ja) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | 析出強化型超合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05554497A JP3279949B2 (ja) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | 析出強化型超合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10237574A true JPH10237574A (ja) | 1998-09-08 |
| JP3279949B2 JP3279949B2 (ja) | 2002-04-30 |
Family
ID=13001665
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05554497A Expired - Fee Related JP3279949B2 (ja) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | 析出強化型超合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3279949B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008130757A1 (en) * | 2007-04-19 | 2008-10-30 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US8506884B2 (en) | 2006-12-11 | 2013-08-13 | Hitachi, Ltd. | γ phase strengthened Fe—Ni base superalloy |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
| CN112453101A (zh) * | 2020-11-10 | 2021-03-09 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种铁基高温合金的大口径厚壁管材成型制备工艺 |
-
1997
- 1997-02-24 JP JP05554497A patent/JP3279949B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8506884B2 (en) | 2006-12-11 | 2013-08-13 | Hitachi, Ltd. | γ phase strengthened Fe—Ni base superalloy |
| WO2008130757A1 (en) * | 2007-04-19 | 2008-10-30 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US7985304B2 (en) | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
| US11725267B2 (en) | 2015-12-07 | 2023-08-15 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
| CN112453101A (zh) * | 2020-11-10 | 2021-03-09 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种铁基高温合金的大口径厚壁管材成型制备工艺 |
| CN112453101B (zh) * | 2020-11-10 | 2023-03-10 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种铁基高温合金的大口径厚壁管材成型制备工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3279949B2 (ja) | 2002-04-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2778705B2 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP4037929B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| EP2479302B1 (en) | Ni-based heat resistant alloy, gas turbine component and gas turbine | |
| US4078920A (en) | Austenitic stainless steel with high molybdenum content | |
| JP3308090B2 (ja) | Ｆｅ基超耐熱合金 | |
| GB2405643A (en) | A nickel-chromium-molybdenum alloy | |
| 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 | |
| JP2004010963A (ja) | 高強度Ｔｉ合金およびその製造方法 | |
| JP2536673B2 (ja) | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 | |
| CN111118422B (zh) | 一种高钨高钴的镍合金细晶板材的制备方法 | |
| JP3559681B2 (ja) | 蒸気タービン翼およびその製造方法 | |
| JP2005002451A (ja) | 耐熱ばね用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基合金および耐熱ばねの製造方法 | |
| JP2586023B2 (ja) | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 | |
| JPS6179742A (ja) | 耐熱合金 | |
| JPH0116292B2 (ja) | ||
| JPH09165655A (ja) | 高温機器用オーステナイトステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2965841B2 (ja) | Ｎｉ基超合金鍛造品の製造方法 | |
| US20170342525A1 (en) | High strength ni-based superalloy | |
| JP6293682B2 (ja) | 高強度Ｎｉ基超合金 | |
| JP2018145516A (ja) | マルエージング鋼およびその製造方法 | |
| JPH0138848B2 (ja) | ||
| JP3279949B2 (ja) | 析出強化型超合金 | |
| CN113969380B (zh) | 一种核级镍基合金高性能棒材的制造方法、棒材及应用 | |
| JP4387331B2 (ja) | Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法 | |
| WO2017170433A1 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090222 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100222 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100222 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110222 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110222 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120222 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130222 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140222 Year of fee payment: 12 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |