JPS591779B2 - キカイテキゴウキンカセイヒン ノ アトカコウホウ - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は機械的に合金化された分散強化物質、特にラン
タニド金属酸化物分散質を含有するニッケル基スーパア
ロイに関する。

米国特許第３，５９１，３６２および３，７２３，０９
２号明細書（ここで引用する）に記載されている「機械
的合金化」は胛知の如く粉末を高エネルギー機械で特殊
の条件下で乾式強力粉砕することを包含し、その間に成
分粉末は摩擦要素の連続衝撃作用によって繰返し粉砕さ
れ冷間接着される。

この工程は飽和硬度または少なくとも実質的な飽和硬度
の複合生成物粉末粒子が生成するような期間続けられ、
その粉末粒子の組成は最初の仕込みの各成分百分率に対
応するものである。

このため成分粉末は密接した粒子間間隙で最も親しく相
互分散され、複合粒子は非常に緻密にかつ均質となり、
粘着性内部組織の特徴を有するに至る。

この開発技術の他の属性は一つの合金特にニッケルおよ
びニッケルークロムスーパアロイに析出硬化、分散強化
およびマトリックス剛性強化を同時にもたらし得るとい
うことである。

断熱、実際上機械的合金化スーパアロイ複合粒子の熱機
械的加工はすべて押出によって行われており、近年改良
された押出パラメータが開発されている（米国特許願第
１３１．，７６１号明細書）。

押出が熱機械加工場面を支配しているので、イツトリア
およびトリアが実際に分散質として専ら注目されて来た
。

しかしながら、コストが常に重要な因子であるから、他
の酸化物分散質が研究されこれは予期せぬ問題を提起し
た。

トリアまたはイツトリアが分散質として使用される場合
、非常に満足な水準の応力破壊特性が終始一貫して得ら
れる。

しかしながら、ランタニド系列金属酸化物たとえばラン
タナ、セリア、ジジミア等の場合応力破壊特性はしばし
ば非常に劣る。

この変則を説明し得る完全に理論的な機構はいまだ明ら
かでないが、しかし通常の発芽的（ｇｅｆ−ｍｉｎａｔ
ｉｖｅ）結晶粒成長熱処理の後に通常過剰の微粒子が見
出され、このために特性が劣ると考えられる。

いずれにしても、１つまたはそれ以上のランタニド金属
酸化物によって分散硬化された機械的合金化スーパアロ
イをここで述べるように押出後であるがしかし熱処理前
に熱間加工すると、それでも高水準の応力−破壊特性が
得られることが見出された。

一般に本発明によれば、ランタニド系列金属の酸化物に
よって分散強化された機械的合金化スーパアロイ特にニ
ッケルおよび（または）コバルト基組成物の高温度にお
ける全応力破壊特性が複合合金粒子の圧粉成形体を押出
し、その後押出し品を発芽的結晶粒成長熱処理により粗
大な細長い粒子組織を有しかつ存在してもほとんど微粒
子の無い生成物が得られるような温度および圧下率の相
関関係条件下で熱間加工（たとえば鍛造または熱間圧延
することにより著しく高められる。

機械的合金化処理自身に関しては、初期の粉末仕込は少
なくとも「実質的飽和硬度」の点まで、すなわち未加工
状態の合金の基本硬度と実質的に冷間加工された状態の
飽和硬度との間の差が約少なくとも５０％である水準ま
で行い、これにより粉末組織をたとえば２５０直径に拡
大して検査した際出発物質の形跡が実際になく、最初の
粉末成分は緊密に結合され相互分散されているような実
質的に均質なミクロ組織の機械的合金化粉末をもたらす
ようにされることが必要である。

複合粉末の押出（熱間強化）および強化後の熱間加工の
その後の操作では、加工温度および圧下比はその後に熱
処理して所望の粗大な細長い粒子をもたらし得る十分に
加工された強化体をもたらすように相関づけられること
が重要である。

加工過少の強化生成物は粒子粗大化熱処理を与えられた
場合率さな等軸粒子を一般にもたらし、一方加工過多強
化生成物は一般に粗大等軸粒子および（または）加工中
強化生成物の亀裂をもたらす。

強化生成物を余りにも低い温度で加工することは加工操
作中の亀裂の可能性を最小限にするために避けなければ
ならない。

したがって、ここで記載される温度および圧下率の条件
が満足されることが重要である。

ここに熱間強化（ｈ□ｔ ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ
）とは熱と圧力を同時に加えることによって粉末の塊（
ｍａｓｓ）を濃密化することである。

濃密化（ｄｅｎｓ ｉ ｆｙ）とは一般に密度を理論値
の６０％以下から８０％以上に増大させぬことを意味す
る。

通常９５％以上の密度が達成される。

８００〜１２００℃の温度範囲と１４ ＭＰａ 〜１４
０ ＭＰａの圧力が用いられる。

かかる方法の例としては、熱間均衡加圧アップセット押
出し緻密化及び直空熱間加圧などがある。

複合粉末の押出は強化生成物で実質的に１００％密度を
達成するために約７６０℃（１４００’Ｆ）以上の温度
で行うことが必要である。

複合粉末は約８７０〜１１５０℃（１６００〜２１００
下）の温度および約４：１〜５０：１の押出比で強化さ
れるのが好ましい。

押出後の熱間加工は熱間鍛造または熱間圧延により行う
ことが出来、熱間加工の量はより少ない量の分散質物質
を含有する合金についてはより大きくまた分散質含量の
大きいものについてはより少なくすることが一般に好ま
しい。

たとえば、強化生成物の分散質含量が約１または１−％
容量％またはそれ以下の場合、約８７０℃（１６００’
Ｆ）で約２０乃至約８０％の圧下率が使用出来、一方分
散質含量が約３％またはそれ以上の場合、約１１００℃
（２０００’Ｆ）で約１０乃至約４０％圧下率が使用出
来、約１．５乃至約３％の分散質含量では９８０℃（１
８００’Ｆ）で約２０乃至７０％の圧下率が有利である
。

押出後の熱間力計は下記の第１表に示す加工操作、加工
温度範囲および圧下率範囲の条件下で行なわれる。

この場合強化生成物は平均粒径約５０乃至約６００人の
ランタニド金属酸化物分散質物質を約０．５乃至約５容
量％含有する。

中間温度タトえば７６０°Ｃ（１４００’Ｆ）ニオける
応力破壊特性が重要な場合、押出生成物は第■表により
熱間加工されねばならない。

前述の熱間加工により強化した生成物はその後加熱され
て粗大な細長い粒子からなる生成物とされる。

適邑な温度範囲は約１２００°Ｃ（２２００’Ｆ）また
はそれ以上で、最高合金の初期溶融点で約％乃至４時間
である。

このようにして得られた粗大化粒子は一般に長さ約５０
０乃至５０００ミクロンおよび幅約５０乃至１００Ｏミ
クロンの平均寸法を有し、加工方向に細長くなっている
。

熱間撮動は常に粒子粗大化熱処理の前に行うことが重要
であり、また熱間加工前に強化生成物を高温度たとえば
１１７０℃（２１５０’Ｆ）またはそれ以上の温度にさ
らすことは、熱間加工に次ぐ粒子粗大化熱処理による粗
大な細長い粒子の生成を損わないために最小限にするこ
とが望ましく、なお避けることが好ましい。

例Ｉ 平均粒径５μｍのニッケル６．４２〜、平均粒径５０１
ｔｍのＣｒ１．７に７、平均粒径５０μｍのＮｉ −８
，５％Ａｌ−１７％Ｔｉマスター合金１．３〜、Ｎｉ−
２９％Ｚｒ（マスター合金）０．０２に９およびＮｉ−
１８％硼素マスター合金０．００３〜および蓚酸ランタ
ンを７００℃（１３００’Ｆ）で力焼して製造した平均
粒径約４００人のランタン０．１５３〜を含有する８、
５〜粉末仕込を３８１（１０ガロン）容量の磨砕機でイ
ンペラー速度１８２ ｒＪ）ｆｆで１７時間機械的に合
金化した。

磨砕機には摩擦媒体として＋６．４７ＩＩ！１（％イン
チ）ニッケルペレット１７７〜（３９０ポンド）を装入
した。

機械的合金化が終ったら、機械的合金化粉末のマイナス
４５メツシユ部分を直径８．５ｍ（３−％インチ）の軟
鋼カンに入れ、カンを密封し、１０４０℃（１９００下
）で０．１５ｍ（０，５線フイート）７秒のラム速度に
て押出し、断面寸法１５．９ ｘ ２２．２ｗ１１（５
／８ｘＺインチ）の直方形棒を形成した。

押出圧下率は１６：１であった。

強化合金は重量基準で２０％クロム、１．２％アルミニ
ウム、２．４％チタン、０．０７％ジルコニウム、０．
００７％硼素、平均粒径約４００人の２−％容量％ラン
タナ、残部実質的にニッケルを含有した。

押出棒の一部を前取って熱間加工することなく７６０℃
（１４００’Ｆ）に２時間加熱し、生成物は微粒子から
なるものであった。

時効処理し、１０４０℃（１９００下）でテストすると
、応力破壊寿命は１１０ＭＰａ（１６，０００ｐｓｉ）
応力で実際に零であった。

押出棒片を種々の高温度および種々の圧下率（第■およ
び■表）で鍛造または圧延により加工した。

ことわりがないかぎり、圧減は２２．２ｍ（５／８イン
チ）厚さに合わせた。

圧延工程ではパス当りの圧下率は約１５％であった。

このようにして熱間加工した棒片を１３１５℃（２４０
０’Ｆ）の粒子粗大化熱処理に２時間付し、次いで１０
８０℃（１９７５’Ｆ）で７時間および７００℃（１３
００丁）で１６時間加熱して時効処理した。

粒子粗大化しかつ時効処理した棒片からの試料を１０４
０℃（１９００’Ｆ）および７６０℃（１４００１：′
）の応力破壊特性について試験した。

結果を第■および■表に示す。第■表より、ランタナ含
有押出品を８７０〜１０４０℃（１６００〜１９００’
Ｐ）で圧下率約２７．５乃至４５％で鍛造し、次いで１
３１５°Ｃ（２４００’Ｆ）で粒子粗大化すると、１１
７ ＭＰ ａ（１７，０００ｐｓｉ ）よりかなり大き
い応力で１０４０’Ｃ（１９００’Ｆ）における１００
時間応力破壊寿命がもたらされ、また９８０℃（１８０
０’Ｆ）で圧下率４０．５乃至４５％で鍛造し、次いで
粒子粗大化すると１０４０°Ｃ（１９００下）で１３８
ＭＰａ （２０，０００ｐｓｉ ）よりかなり大きい応
力で１００時間応力破壊寿命が得られることが分る。

これらのデータは押出したままの棒に関して得られた結
果と十分匹敵する。

ランタン含有合金を９２５〜９８０℃（１７００乃至１
８００下）で圧延して約２９．５乃至約５０．５％圧減
し、次いで１３１５°Ｇ（２４００°Ｆ）で粒子粗大化
すると、第■表から分るように１１７ＭＰａ （１７，
０００ｐｓｉ）以上の応力で１０４０℃（１９００’ｌ
”）で１００時間応力破壊寿命が得られる。

ランタナ含有強化生成物を約９８０℃（１８ｏｏ’Ｆ）
程度の温度で圧延し２９．５％程度の圧減を行うと、１
３８ＭＰａ（２０，０ＯＯｐｓｉ ）および１５２ＭＰ
ａ（２２，０００ｐｓｉ）さえの応力で非常に良好な１
０４０℃（１９００Ｔ）応力破壊特性が得られ、したが
ってこのような条件下での圧延およびその後の粒子粗大
化は上記強化生成物に約１４５ＭＰａ （２１，０００
ｐｓｉ）の応力で１０４００Ｃ（１９００’Ｆ）におけ
る１００時間寿命がもたらせ得る。

７６０℃（１４００’Ｆ）応力破壊特性（第■表）は一
般に良好であった。

１３１５℃（２４００下）の粒子粗大化処理の後粒子粗
大片を金相学的に検査すると、粒子は長さ約１０００ミ
クロン、幅約８０ミクロンの平均寸法を有することが分
った。

粒子組織は実質的に均質であり、微粒子領域は見られな
かった。

例■ 例■と組成が同じであるが、ただし重量基準で２５％ラ
ンタナ、４８％セリア、１７％ネオジミア、５％プラセ
オジミアおよび残部実質的に他のランタニド系列金属の
酸化物（平均粒径約３５０λ）からなる分散質混合物（
１十火酸人物混合物」）を２−％％有する合金を、処理
時間を２０時間とした以外例Ｉと同様にして機械的に合
金化した。

マイナス４５メツシユ部分を軟鋼カンに密封し、１０４
０℃（１９００下）で圧下率１６：１で押出して直方体
断面１５．９ Ｘ ２３．８ｍ（−インチ×＊％インチ
）寸法の棒押出品を得た。

押出棒の一片を前熱間加工なしに１３１５°Ｃ（２４０
０’Ｆ）で２時間焼鈍ししたが、粒子粗大化は行わなか
った。

この棒片は１０４０°Ｃ（１９００下）、１１０ＭＰａ
（１６，０ＯＯｐｓｉ）応力で零応力破壊寿命を示した
。

他の棒片を第７表に示す温度および圧下率の範囲にわた
って一方向に鍛造し、次いで１３１５℃（２４００’Ｆ
）で２時間焼鈍しして粒子粗大化を行い、その後粒子粗
大化片を１０８０℃（１９７５°Ｆ）で７時間加熱し、
次いで７００℃（１３００°Ｆ）で１６時間加熱して時
効処理した。

得られた棒片の７６０℃（１４００″Ｆ）応力破壊特性
を試験した。

その結果を第７表に示す。

１０４０℃（１９００’Ｆ）で１１０および１２４ＭＰ
ａ （１６，０００および１８，０００ｐｓｉ）応力で
テストした試料は各々７０３．８および１３０．９時間
の寿命を示し、これは本発明で得られる望ましい高温特
性を指摘するものであった。

例■ 名目上の組成が例Ｉと同様であるが、ただし分散質が約
２−％容量％ジジミア（１５３ダ、平均粒径３５０人）
からなる機械的合金化粉末を、機械的合金化時間を２０
時間にした以外は例■と同様にして製造した。

この粉末のマイナス４５メツシユ部分を１０４０’Ｃ（
１９００”Ｆ）で１６：１圧下率で押出し、１５．９
ｘ ２３．８Ｍ（、％×％インチ）直方体断面棒を得た
。

この棒片を押出状態のまま１３１５℃（２４００’Ｆ）
で２時間焼鈍しして粗大な細長い粒子を形成することを
試みた。

再び、過剰の微粒子が見出された。

他の棒片を各々１０４０℃（１９００下）および１１０
０℃（２０００’Ｆ）で一方向に鍛造して各々約４６％
の加工圧減を行った。

次に加工片を１３１５°Ｃ（２４００”Ｆ）で２時間加
熱し、この際幅約１００ミクロンおよび長さ約６００ミ
クロンの平均寸法を有する粗大な細長い粒子が生成しそ
の後この加工片の１０４０℃（１９００’Ｆ）における
応力破壊特性を試験した。

１１００℃（２０００下）で加工した加工片は１１０お
よび１２４ＭＰａ（１６，０００および１８，０ＯＯｐ
ｓｉ）の応力で試験し、各々３２６．４および３５，３
時間の寿命を有したが、１０４０℃（１９００下）で加
工したものは１０３および１１０ＭＰａ （１５，００
０および１６．０００ ｐｓｉ ）の応力で試験した結
果各々２３３．０および２４．１時間の寿命を有した 前述の押出棒と同じ組成を有しかつ同じように・・して
製造した他の押出片を９２５〜１１００℃（１７００乃
至２０００’ｌ”’）の温度範囲で鍛造し、第■表に示
すように約２９．５〜４６．５％の圧減を行い、その後
１３１５℃（２４００°Ｆ）で２時間加熱して粒子粗大
化を行い、次いで７６０℃（１４００’Ｆ）で応力破壊
試験を行った。

他のこのような押出片を第■表に示す条件下で圧延し、
次いで１３１５℃（２４００下）で２時間加熱して粒子
粗大化し、７６０℃（１４００”Ｆ）で応力破壊試験を
行った。

第■表に示す応力破壊試験結果から、満足な中間温度範
囲特性が得られること叔／ｉＺ 例■ この例では、２−％容量％セリアを分散質として用い、
他の組成は例■と同様であった。

機械的合金化粉末をカンに入れ、例■と同様にして押出
し、その後種々の押出片を第■表に示す温度および圧下
率で鍛造した。

次いで、高温鍛造片を１３１５°Ｃ（２４００下）で加
熱して粒子粗大化した。

その結果を第■表に示す。この表より所望の高温特性が
得られることが分る。

本発明により処理出来る合金は、最大約６５％クロム、
最大約８％アルミニウム、最大約８％チタン、最大約４
０％モリブデン、最大４０％タングステン、最大約２０
％ニオブ、最大約４０％タンタル、最大約５％バナジウ
ム、最大約１５％マンガン、最大的０．５％マグネシウ
ム、最大約２％炭素、最大約３％珪素、最大約１％硼素
、最大２％ジルコニウム、最大約６％ハフニウム、最大
的４０％鉄、最大約１０容量％またはそれ以上のランタ
ニド系列金属の酸化物からなる分散質物質、および残部
実質的にニッケルおよび（または）コバルトを含有する
合金を包含する。

機械的合金化粉末仕込は、重量基準で約５乃至３５％ク
ロム、アルジニウムとチタンの群からの少なくとも１つ
の金属の全体量少なくとも約０．５％および最大的１３
％、たとえば０．５乃至６．５％のアルミニウムとチタ
ンのいずれか一方または両方、最大約１５％モリブデン
、最大約２０％タングステン、最大約１０％ニオブ、最
大約１０％タンタル、最大約３％バナジウム、最大約２
％マンガン、最大約２％珪素、最大的０．７５％炭素、
最大的０．１％硼素、最大１％ジルコニウム、最大的０
．２％マグネシウム、最大的３５％鉄および約１乃至３
容量％、たとえば１．７５乃至約２．５容量％のランタ
ニド系列金属の酸化物からなる分散質物質を含有するの
が一般に好ましい。

分散質粒子は約２０乃至２０００人の平均粒径を有する
のが好ましく、より好ましくは約５０乃至約１０００人
の平均粒径を有する。

本発明は好ましい実施態様に関連して記載したが、当事
者に理解されるように本発明の精神および範囲から逸脱
することなく変更が可能である。

このような変更は本発明の範囲内に入ると考えられる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 分散質として、ランタナ、ジジミア、希土類酸化物
   及びセリアからなる群から選ばれたランタニド系列金属
   の酸化物を含有する機械的合金化スーパアロイ組成物に
   ついて増大された高温応力破壊特性を得、それにより合
   金が発芽的結晶粒成長処理の際粗大な細長い結晶粒を有
   する組織を発展し得る方法において、上記機械的合金化
   複合スーパアロイ粉末粒子の仕込み物を熱間強化するこ
   と、得られた熱間強化生成物をその後に熱間加工するこ
   と、ランタナ、ジジミア、希土類酸化物及びセリアは夫
   々以下に示す熱間加工操作、熱間加工温度範囲と熱間加
   工圧下率範囲の条件下に熱間加工させることを特徴とす
   る機械的合金化製品の後加工法。 分散質 熱間加工 熱間加工温度 熱間加工操
   作 （’Ｃ） 圧下率（至）Ｌ ａ ２０３
   熱間鍛造 ８４０〜１１００１０〜８０熱間圧延
   ９００〜１１００２５〜６０ Ｄ １２０３（ａ） 熱間鍛造 ９２５〜１１５０１
   ０〜８０熱間圧延 ９２５〜１１５０１０〜８０ ＲＥＯ（ｂ） 熱間鍛造 ８７０〜１１００１０〜
   ６０熱間圧延 ８７０〜１１００２０〜６０ ＣｅＯ２熱間鍛造 ９２５〜１１００１０〜６０（ａ）
   公称組成：４０〜４５％Ｌ ａ ２ Ｑ ３．３２
   〜３７％Ｎｄ２Ｏ３，８〜１２％Ｐｒ２Ｏ３残部他のラ
   ンタニド金属の酸化物 （ｂ） 公称組成＝２４％Ｌａ２Ｏ３，４８％Ｃｅ
   Ｏ２゜５％Ｐ ｒ ２０３．１７％Ｎｄ２Ｏ３、残部他
   のランタニド金属の酸化物