JPS6311638A - 高強度高靭性コバルト基合金及びその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は高温強度と高温延性とに優れたＣｏ基合金に係
り、特にその鋳造合金からなるガスタービン用ノズルに
関する。

〔従来の技術〕

従来、Ｇｏｏ合金は急激な加熱冷却の組返しを受けるも
のとして例えばガスタービンの第１段ノズルに使用され
ている。この使用時間は８００〜１．０００℃の高温で
２〜３万時間以上が目標である。このＧｏ基超超耐熱合
金精＠鋳造によって製作され、高温強度特にクリープ破
断強度向上を主目的に開発が進められてきた。そのため
強度とは逆に高温延性が不足する欠点があった。実際使
用中に生ずる割れを調査すると高温強度に原因スるもの
ではなく、熱応力の繰返しにする熱疲労が原因であるこ
とが判った。従来のＣｏ基合金は、十分なりリープ破断
強度と、９ｏｏ℃までは実用上必要なりリープ破断延性
を有しているが、それ以上の温度例えば９８２℃では急
激に延性が低下し、特に１，０００　ｈ　以上の長時間
クリープ破断試験結果、その伸び率が数パーセントと著
しく低下する。このことはガスタービンを９００℃以上
で使用した場合、ノズルの熱疲労によ゛る割れが発生の
原因となる。ノズル材は高温強度と高温延性の両方をか
ねそなえたものでなければならない。

従来のＣｏ基合金は９００’Ｃ以下での高温延性が高い
が、それ以上の温度になると急激に延性が低下するのは
、Ｃｏそのものが一般に耐酸化性が低いため高いＣｒ量
が含有され、そのため鋳造時に酸化物と思われる非金属
介在物が粒界に帯状に現われ、これが粒界変形を困難に
させるためである。

９００℃以下の温度では析出物が少ないのでマトリック
スの延性が大きく、その粒界の非金属介在物による影響
が小さいため、高延性を示すが。

９８２℃以上の高温度ではマトリックスに炭化物が析出
し強化されるためマトリックスの変形が困難になるので
、粒界の影響を受ける。

Ｃｒ量が高いと９８２℃の高温では窒化物が析出し１合
金の延性低下の原因となる。更に、Ｃｒ濃度の高いＣｏ
基合金は高温で粒界酸化が生じ、延性が低下する。高強
度Ｃｏ基合金は一般に固溶強化元素（例えばＷ、Ｍｏな
ど）の添加および炭素が添加され、炭化物の形成によっ
て強化されている。この炭化物は時に粒界ではネット状
に形成される。炭化物は高温で選択的に酸化され易い。

従って粒界での酸化が進行すると酸化物は引張応力に対
して応力集中の原因となり、強度及び延性の低下の原因
になる。

〔発明が解決し−ようとする問題点〕

従来のＣｏ基合金は高温強度の向上のためにＴｉ、Ｚｒ
、Ｗｅ　Ｍ０．Ｎｂ、Ｔａ等の炭化物形成元素を添加し
た合金としてＵＳＰ４４３７９１３゜ＵＳＰ４０８０２
０２号公報が知られているが、本発明者らはこれらの合
金元素の添加は高温強度および高温延性をともに向上さ
せることができるが、前述の如くガスタービンノズルは
精紡で製造され、また１ｍ以下の薄肉の部分があり、こ
のような場合の製造上及び耐酸化性に問題があった・ 近年、入口ガス温度が１３００〜１６００℃である高効
率ガスタービンの開発が進められているにれに用いるノ
ズル材として９８２℃で１，０００時間破断強度が４．
３ｋｇ／ｒｍ”以上および同温度における１００時間破
断時の絞り率が２０％以上有する材料が要求されている
。

本発明の目的は高温強度および高温靭性、特に９８２℃
以上での高温強度および高温靭性のすぐれ、かつ精密鋳
造性に優れたＣｏ基合金を提供するにある。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は重量で、炭素（Ｃ）０．２〜１％、珪素（Ｓｉ
）０．４〜２％、マンガン（Ｍｎ）０．２〜１．５％、
ニッケル（Ｎｉ）５〜１５％、クロム（Ｃｒ）２０〜３
５％、タングステン（Ｗ）３〜１５％、ボロン（Ｂ）０
．００３〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）０．０５〜１％、
チタン（Ｔｉ）０．０１〜１％、又は更にこれにジルコ
ニウム（Ｚ　ｒ）０．０２〜１％を含み、酸素３０ｐｐ
ｍ以下、窒素１１００ｐｐ以下、残部が４０％以上のコ
バルト（Ｃｏ　）および不可避の不純物からなり、Ｓｉ
がＭｎ量より多く、共晶炭化物を有する組織を有する鋳
物であることを特徴とする高強度高靭性コバルト基合金
にある。

更に本発明は、前述の合金に希土類元素０．０１〜０．
５　　％及びＹ　０．０１〜０．５％の少なくとも１種
を含む合金にある。

前述の合金は、重量で、Ｃ０，３５〜０．４５％。

Ｓｉ０．４〜１．００％、Ｍｎ０．２〜０．６％。

Ｎｉ９．５〜１１．５％、Ｃｒ２８．５〜３０．５％。

Ｗｅ、５〜７．５％、Ｂ０．００５〜０．０１５％。

Ｔｉ０．１〜０．３％、Ｎｂ０．１５〜０．３５％又は
更にこれにＺ　ｒ　０．１〜０．３％を含み、酸素２５
ｐｐｍ以下、窒素３０ＰＰＩＩ＋以下、残部がＣｏから
なり、Ｓ　ｉ　／　Ｍ　ｎ比が１．３−２．５である組
成が好ましく、これらに希土類元素０．０３〜０．１５
％及びＹ　０．０３〜０．１５％の少なくとも１種を含
む合金が好ましい。

本発明合金は、溶体化処理後、時効処理されることによ
って共晶炭化物および二次炭化物が分散した組織を有す
ることを特徴とするものである。

本発明合金は高温強度が高いとともに温度変動の繰り返
しにより熱応力によって生じる疲労に対しすぐれており
、特に、高温延性は、９８２℃においてもすぐれている
。

〔作用〕

Ｇ　　０．２〜１重量％ Ｃは合金の強度を上げるために必須のものである。しか
し０．１５％　より少なく、また２％を越えても所望の
強度が得られず、また、２％を越えると高温で長時間加
熱した場合、炭化物の凝集が起こり、延性を低下させる
。

０．２５〜０．８％が好ましく、特に、０．３５〜０，
４５％が以下で述べるＴｉ、ＮｂおよびＺｒ量との組合
せに対し好ましい。

Ｓｉ　　０．４〜２重量％ Ｓｉは一般に脱酸剤として加えるが、さらにそれは耐酸
化性及び湯流れを向上させる。十分な湯流れ及び脱酸作
用を得るには０．４％以上が必要であり、逆に２％を越
えると鋳造時に介在物を残す原因となるので、２％以下
とした。特に、０．４〜１％が好ましい。

Ｗ　３〜１５重量％ Ｗは高温強度向上の目的で３％以上添加されるが、逆に
１５％を越えると耐酸化性を悪くするので３〜１５％と
した。この中で６．５〜７．５％が好ましい。

Ｂ　　０．００３〜０．１％ Ｂは高温強度および高温延性を向上させるために添加さ
れるが０．００３％未満では効果がなく、また０、１％
　を越えると溶接性に問題が生ずるので０．００３〜０
．１％とした。この中で０．ＱＯ５〜０．０１５％　が
好ましい。

Ｚｒ　　０．０２〜０．５重景％ １ｒｉ　　０．０１〜１重量％ Ｎｂ　　０．０５〜１重量％ ＴｉとＮｂ又はこれにＺｒを加えるとそれらの組合せに
よる微量による複合添加により一層大きな効果を示すも
のである。これらの元素は特に上述および以下に述べる
Ｃ量、Ｗ量、Ｂ量、Ｃｒ量およびＮｉ量において最適の
関係を示すものである。

一般にＺｒ、ＴｉおよびＮｂは炭化物形成能が高く、そ
れらの炭化物析出強度元素として耐熱合金の強化を目的
として添加されている。しかしＣｏ基合金はこの炭化物
析出強化が期待できない高温で使用されるが、本発明者
らはＺｒ、ＴｉおよびＮｂの微量の複合添加が共晶炭化
物及び二次炭化物の分散に微妙な影響を与え、その結果
高強度高靭性が得られることが判明したのである。これ
らの元素はＮｂ０．０５％未満、Ｔｉ０．０１％未満及
びＺｒ０６０２％未満では目標とする高温強度および高
温延性が得られない。これらの元素の微量の添加により
共晶炭化物が分散して形成されるとともに、時効によっ
て析出される二次炭化、物が微細であること、さらには
脱酸、脱窒作用が得られることから、クリープ破断強度
と破断時の伸び、絞りが著しく向上する。

しかし、これらの元素はＮｂ１％、Ｔｉ１％及びＺ　ｒ
　０．５％　を越えると巨大な炭化物が形成されること
、介在物の形成を多くシ、脆化さらにはＮｂの場合は耐
酸化性を著しく悪くする。従って、Ｔｉ０．０１〜１％
及びＮｂ０．０５〜１％又はこれにＺ　ｒ　０．０２〜
０．５％を含むべきである。特にＴｉ０．１〜０．３％
及びＮｂ０．１５〜０．３５％又はこれにＺｒ０．１〜
０．３％を含む組合せが最もすぐれている。

希土類元素及びＹ　　０．０１〜０．５％希土類元素は
脱酸力、脱硫力が大きく、上記Ｚｒ、ＴｉおよびＮｂと
の相互作用により、特に高温延性の向上に有効である。

合金の溶解時に配合量で０．０１〜１重量％添加すべき
である。大気溶解において、配合量で０．０１％未満で
は痕跡程度のきわめて微量の含有旦となるため効果が少
なく、また配合量で０．５％　を越えると大気中溶解の
場合は介在物の形成が多く、更に真空溶解ではそれ以上
の大きな効果が得られない。真空溶解等の非酸化性の雰
囲気での溶解条件を選択すればそれより少なくい配合量
と同程度の含有量が得られる。特に、好ましい希土類元
素としてスカンジウムおよびランタノイドがあるが、特
にランタノイドが効果大である６ランタノイドには一般
にミツシュメタルがあり、これはＣｅとＬａを主成分と
したものであり、市販のものは重量でＣｅ５２％、Ｌａ
２４％、Ｎｂ１８％およびＰｒ５％程度含まれている。

特に、これらの元素は０．０３〜０．１５％　が好まし
い。

なお、希土類元素の添加は特に脱酸作用の効果が大きい
ので真空中での溶解を行えば必ずしも添加しなくてもよ
いが、真空溶解では脱硫作用が得られないので、真空溶
解でも希土類元素を添加することは意味がある。

Ｍ　ｎ　　０　、２〜１　、５重量％ ＭｎはＳｉの含有量との相互関係から湯流れ性及び高温
強度との関係から十分な効果を得るには０．２％以上必
要である。１．５％　を越えると耐酸化性を悪くする。

特に０．２〜０．６％が好ましく）。

特に、Ｓｉ量は以下の式によって求められる値以上にす
ることによりガスタービンノズルの如く精密鋳造によっ
て薄肉部分を有する鋳物を製造する上できわめて重要な
楕成となる。

Ｓｉ（重量％）〜０．７％Ｍｎ（重量％）＋０．４８Ｎ
ｉ　　５〜１５重量％ Ｎｉは高温強度を向上させるために５％以上含有される
が、多くしても添加量の割には強度改善が期待されない
ので５〜１５％とした。この中でも９．５〜１１．５％
が好ましい。

Ｃｒ　　２０−３５重量％ ＣｒはＴｉとの関係でコールドショットおよび炭化物の
内部酸化を受けないように範囲を選ぶべきである。Ｃｒ
は耐酸化性を向上させるために。

２０％以上必要である。しかし、３５％を越えるとコー
ルドショットの生成、使用中に生ずる炭化物の内部酸化
により高温延性の低下をきたしさらに高温長時間使用中
に脆化をきたす原因になる。

この中で２８．５〜３０．５％が好ましい。

Ｆｅ　　２重量％以下 ＦｅはＣ，Ｓｉ、Ｍｎ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ。

Ｂなどの添加に際し、母合金として添加することによっ
てこれらの添加の歩留りを高めるのに有効であるが、高
温強度を低めるので、特に高い高温強度を維持するのに
０．５％以下とすべきである。

本発明のＣｏ基合金は真空溶解され、真空鋳造される。

そのため鋳物として強度が高く靭性（延性）の高いこと
が最も重大である。真空溶解及び真空鋳造されるためガ
ス量が少なく、窒素１１００ｐｐ以下、酸素３ｏｐｐｍ
以下、Ｐ０．０２ＰＰｍ以下。

Ｓ０．０１ｐｐＩＤ以下が好ましい。特に、Ｎは３５ｐ
ｐｍ以下、○２５ｐｐｍ以下とするのが好ましい。

以上の如く、発明者らは、Ｔｉ及びＮｂ又はこれにＺｒ
の微量の添加は、Ｓ　ｉ　／　Ｍ　ｎとの関係、前述の
ガス量との関係と相まってこれらの微量な炭化物が形成
され、それらが共晶炭化物を形成させる核として作用し
、かつ時効処理による二次炭化物の析出の核として作用
することからともに微細なものが得られ１強度及び延性
に顕著な効果を与えることを見い出したのである。

更に本発明は、Ｍｎ量とＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ量の総量との
関係が大切である。Ｍｎは湯流れを向上させるが、これ
らの添加元素は逆に湯流れを低めるので、（Ｍｎ／Ｔｉ
＋Ｎｂ＋Ｚｒ）比は０．５〜１．５　が好ましく、この
ような範囲とすることによって精密な！５造物が出来、
かつ高強度及び高靭性を有する合金が得られる。特に、
（Ｍｎ／Ｎｂ）の比が１〜３とすることも前述の理由か
ら好ましい。

また１本発明はＳｉ量と耐酸化性を低めるＮｂ量との関
係が大切である。耐酸化性はＳｉ量の増加によって得ら
れるので、（Ｓｉ／Ｎｂ）比を２．５〜５　が好ましく
、特に、３〜４とすることによって耐酸化性と高温強度
の高い合金が得られる。

本発明に係る合金は真空溶解によって溶湯を形成する際
に、Ｓｉ及びＭｎは従来は脱酸剤として使用されるが、
前者の場合には脱酸剤としては必要ないが、ロストワッ
クス等の鋳型の管理がむずかしいので、その溶湯の湯流
れ性を向上させる必要がある。そのために上述の如（Ｓ
ｉ量をＭｎ量より多くすることによって良好な鋳物が得
られることを見い出し、本発明に紋ったものである。特
に１本発明合金のＳｉ及びＭ　ｎ　ｆｉｋは前述の式に
よって得られるようにすることにより真空溶解によって
酸素量及び窒素量を低めることができ、ＳｉとＭｎの湯
流れ性を発揮させることができる６本発明合金は、特に
肉厚が１．５ｍ以下という薄肉の鋳物となるガスタービ
ン用ノズルに適用されるものであり、その製造法は次の
通りである。

真空溶解された溶湯をロストワックス等によって精密鋳
造されたガスタービン用ノズルは、非酸化性雰囲気中で
１，１００〜１，２００℃まで６００’Ｃ／ｈ以下の加
熱速度でゆっくり加熱され、その温度で２〜１０時間保
持する溶体化処理を施し、次いでその温度から炉冷又は
空中放冷によって時効温度の９５０〜１，０５０℃まで
冷却し、その温度で２〜１０時間保持し、特効処理を施
し、更に１時効処理温度から炉冷によって合金の軟化温
度より２００℃低い温度まで冷却し、炉外に出して室温
まで冷却するものである。このような温度管理によって
歪の少ない精密な鋳造物が得られるとともに、高強度高
靭性のものが得られる。これらの熱処理は非酸化性雰囲
気中で行うことが好ましい。更に、溶体化処理温度及び
時効処理温度からの冷却速度は１５０〜ｂ 真空溶解における真空度は０．１〜１０−’　ｔｏｒｒ
行うのが好ましく、特に１０−２〜５　Ｘ　１０−３ｔ
ｏｒｒの範囲内が好ましい。

〔実施例〕

表に用いた試料の化学組成（重量％）を示す。

これらの合金はロストワックス法にて製作した鋳型に高
周波溶解により溶解した溶湯を注湯し。

１００　ｍ　Ｘ　２００　ｆｆｆｌＸ　１５　ｎａの鋳
物としたものである。Ｎａ　１〜１６は１０−３ｔｏｒ
ｒの真空中で溶解鋳造したものであり、従来台金Ｎα１
７はＣ，Ｎｉ。

Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、ＢおよびＣｏを配合した大気中で溶解
した後ＳｉおよびＭｎを添加したものである。また、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＺｒ等を添加したＮα１〜１６の合金は
Ｃ，Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、ＢおよびＣｏを配合して溶
解した後ＳｉおよびＭｎを添加し、次いでＮｂ、Ｔｉお
よびＺｒ、さらにこのうち血９および１０が配合量で０
．３％のミツシュメタルをＳｉおよびＭｎを添加した後
添加したものである。ミツシュメタルを添加した合金は
、Ｌａ約０．０２％及びＣｅ約０．０８％有していた。

Ｎｎ２，５，６，８，１０．１３及び１６が本発明合金
およびＮα１，３，４，７．９およびＮα１１，１２，
１４，１５，１７が比較合金である。

本発明に係る合金及び比較合金のＨａ　１〜１６はいず
れも酸素量が３０ｐｐｍ以下、窒素量が１１００ｐｐ以
下であり、特に９本発明合金は酸素量が２５ｐｐ＋ｓ以
下、窒素量が３０ｐｐｍ以下であった。

尚、従来合金Ｎｏｌ　７の酸素量は２５０ｐｐｍ、窒素
量は６５０ｐｐＩＩ＋テあった。

・各試料は１１５０℃で４時間加熱する溶体化処理後１
次いで９８２℃まで炉中冷却し、該温度で４時間保持す
る時効処理を施した後５５０℃まで炉冷し１次いで室温
まで空部したにのものからクリープ破断試片（平行部直
径６ｍ長さ３０ｒｒｎ）を加工し、試験に供した。いず
れも熱処理後の冷却速度は２８０℃／ｈ以下であった。

表に９８２℃における１、０００　時間クリープ破断強
度、１００時間クリープ破断における絞り率及び１００
０℃、１，０ＯＯｈ　加熱による酸化増量を示す１本発
明合金は従来合金に比較し、強度および絞り率のいずれ
もすぐれており、それぞれ４　、９　ｋｇ／　ｍｍ”以
上及び５６％以上である。しかし、Ｎａ６の合金はＳｉ
量が１．２％　と若干高いため絞り率が他の合金にくら
べ低いが、Ｎα１７に比較すればきわめて高い絞り率を
有している。絞り率の高いものを得るにはＳｉ′Ｅｋは
１％以下が好ましい。

、第１図は表に示す合金のＳｉ量とＭｎ量との関係をプ
ロットしたものである。合金中のＳｉ量をＭｎ量との関
係によって実線で示した値以上である本発明合金のＮＣ
Ｌ２，５，６，８，１０，１３゜１６は薄肉部分を有す
る鋳物を製造する上で湯流れ性が高く、鋳造欠陥が少な
いものが得られることを見い出した。本発明合金はいず
れも健全な鋳物が得られるが、比較合金は若干欠陥が生
じた。

図中の実線は以下の式で表わされる。

Ｓｉ（重量％）＝０．７ＸＭｎ（重量％）＋０．４８精
密鋳造における鋳造欠陥はＳｉ量及びＭｎ量の含有量に
も関係があり、Ｓｉ量は０．６５％以上及びＭｎ量は０
．２％以上にする必要がある。

また、Ｔｉ１Ｌ０．１０〜０．１５％、Ｎｂ量０．２０
〜０．２５％及びＺｒ重量、０３〜０．３０％のとき５
　、０　ｋｇ　／　ｍ　２以上及び６０％以上の絞り率
が得られることが確認された。また、これらの含有量と
Ｍｎ量との比として（Ｍｎ／Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）比は０
．５８〜１．１４であり、欠陥の少ない良好な鋳物が得
られた。

これらの比は、各々Ｎα２（１，１４）、Ｎα５（１，
０６）、Ｎα６（０，９５）、Ｎα８（０，８２）。

Ｎａｌ　Ｏ（０，８２）、Ｎａｌ　３（０，５８）、Ｎ
ｎ１６（０，５９）である。

更に、Ｓｉ量とＮｂ量との関係を示す（Ｓｉ／Ｎｂ）比
は本発明合金のＮα２（３，４）、Ｎα５（３，５）、
Ｎα６（４，８４）、Ｎα８（３，７２）、Ｎα１０（
３，７２）　、　Ｎａｌ　３（３，８６）　、　Ｎ（１
１６（５，０）であり、耐酸化性はいずれも良好であっ
た。即ち、Ｎα１に対してＨａ　２、Ｎα３，４に対し
てＮｎ５，６、Ｎａ　７に対してＮａ　８、Ｈａ　９に
対してＮｕｌ０．Ｎｎ１２に対してＮα１３、Ｎα１５
に対してＮα１６の本発明合金は表に示すように耐酸化
性が優れている。

本′発明合金の代表的なものについて組織をＩＱした結
果、いずれも共晶炭化物及び二次炭化物が分散した組織
を有していた。

第２図は本発明に係るガスタービンノズルセグメントの
一例を示す斜視図である。この１つのセグメントをリン
グ状にいくつか組合されてノズル全体力鴨可成される。

第３図は第２図のＡ−Ａ断面図である。

図に示すように、本発明に係るガスタービンは中空の薄
肉部によって構成されるノズルセグメント４と、ノズル
セグメントの両端に該ノズルセグメントを所定の間隔で
且つ所定の方向に配置するように設けられたダイヤフラ
ム部５，６とを有し、前記ノズルセグメント部に前記中
空部より外部に通じる空気による冷却孔７が設けられて
いる。冷却孔７は高温ガスの流れる方向３に添って空気
が噴出されるように設けられる。第３図に示す左側より
右側に高温ガスは流れる。

冷却孔７は高温ガスが直接当る側及び反対側に各々３段
階でほぼ全面にわたって所定の間隔で設けられており、
ノズル表面に空気層を形成させて高温ガスに直接さらさ
れるのを防ぐようになっている。

ガスタービン用ノズルは外周部をリテーナ−リング１に
よって固定される。ノズルセグメント４は外周部の幅が
内周部より大きくなっており、高温ガス流の上流側の中
空部を含めた厚さは下流側より大きくなっており、そわ
らの部分を構成する厚さは同等である。本発明のノズル
セグメントは１〜３ケを一体にしたものがあるが、１ケ
のものが好ましい。

本発明のノズルセグメントは１ケのものが好ましい。本
発明合金Ｎα５のものについて前述と同様に棒材（マス
クインゴット）とした鋳物を真空溶解（１０−’ｔｏｒ
ｒ）によって製造し、そのインゴットを再び同様に真空
溶解（１０”−３ｔｏｒｒ）　して図に示すガスタービ
ン用ノズルをロストワックス法によって製造した。再溶
解の際の温時時間は成分変動が生じないようにできるだ
け短時間溶融状態を保つようにした。注湯温度は合金の
融点より約５０℃高い温度で行ない。ロストワックス鋳
型を高温に加熱し、上述の真空中で鋳造した。押湯及び
湯道を切断した後前述と同様の熱処理を行った。

熱処理は非酸化性雰囲気中で行った。熱処理後。

サンドブラスト研摩、バレル研摩等によって表面仕上げ
される。以上の如く製造された本発明合金を用いたガス
タービンノズルはノズルの先端部の厚さが０．８ｍの薄
肉部でも欠陥はなく健全なものであった。

このノズルを前述と同様の熱処理を施し、試験に供した
。

本発明のノズルセグメントを実機のガスタービンと同じ
条件になるように起動停止のくり返しおよび長時間にわ
たる燈油燃焼ガスによる机上テストを行ったが１本発明
合金がすぐれた高温強度を示すとともに起動停止のくり
返しに対してすぐれた耐熱疲労性を示し、また高温燃焼
ガスに対し高Ｃｒ量と微量のＴｉおよびＺｒによるすぐ
れた耐食性を示し、長寿命が得られる見通しが得られた
。

〔発明の効果〕

以上１本発明のＣｏ基合金はすぐれた高温強度および靭
性を有し、健全な鋳物が得られる。この合金をガスター
ビンノズルに適用すれば、従来合金より長寿命が得られ
ることが明らかであり、ガスタービンにおいてすぐれた
効果が発揮されることが明白である。

【図面の簡単な説明】

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量で、Ｃ０．２〜１％、Ｓｉ０．４〜２．０％、
   Ｍｎ０．２〜１．５％、Ｎｉ５〜１５％、Ｃｒ２０〜３
   ５％、Ｗ３〜１５％、Ｂ０．００３〜０．１％、Ｎｂ０
   ．０５〜１％、Ｔｉ０．０１〜１％、Ｆｅ２％以下、酸
   素３０ｐｐｍ以下及び窒素１００ｐｐｍ以下を含み、残
   部が４５％以上のＣｏからなり、前記Ｓｉ量はＭｎ量よ
   り多く、共晶炭化物及び二次炭化物が分散した組織を有
   する鋳物であることを特徴とする高強度高靭性コバルト
   基合金。 ２、重量で、Ｃ０．３５〜０．４５％、Ｓｉ０．４〜１
   ．００％、Ｍｎ０．２〜０．６％、Ｎ１９．５〜１１．
   ５％、Ｃｒ２８．５〜３０．５％、Ｗ６．５〜７．５％
   、Ｂ０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ０．１〜０．３％
   、Ｎｂ０．１５〜０．３５％、Ｆｅ１．５％以下、酸素
   ２５ｐｐｍ以下、窒素３０ｐｐｍ以下及び残部Ｃｏから
   なり、前記Ｓｉ／Ｍｎ比が１．３〜１．９である特許請
   求の範囲第１項に記載の高強度高靭性コバルト基合金。 ３、中空の薄肉部によつて構成されるノズルセグメント
   と、該ノズルセグメントの両端に該ノズルセグメントを
   所定の間隔で且つ所定の方向に配置するように設けられ
   たダイヤフラム部とを有し、前記ノズルセグメント部に
   前記中空部より外部に通じる空気による冷却孔が設けら
   れ鋳物によつて構成されるガスタービン用ノズルであつ
   て、前記鋳物は前記合金からなる特許請求の範囲第１項
   又は第２項に記載の高強度高靭性コバルト基合金。 ４、重量で、Ｃ０．２〜１％、Ｓｉ０．４〜２．０％、
   Ｍｎ０．２〜１．５％、Ｎｉ５〜１５％、Ｃｒ２０〜３
   ５％、Ｗ３〜１５％、Ｂ０．００３〜０．１％、Ｎｂ０
   ．０５〜１％、Ｔｉ０．０１〜１％、Ｚｒ０．０２〜０
   ．５％、Ｆｅ２％以下を含み、酸素３０ｐｐｍ以下、窒
   素１００ｐｐｍ以下及び残部が４５％以上のＣｏからな
   り、前記Ｓｉ量はＭｎ量より多く、共晶炭化物及び二次
   炭化物が分散した組織を有する鋳物であることを特徴と
   する高強度高靭性コバルト基合金。 ５、重量で、Ｃ０．３５〜０．４５％、Ｓｉ０．４〜１
   ．００％、Ｍｎ０．２〜０．６％、Ｎｉ９．５〜１１．
   ５％、Ｃｒ２８．５〜３０．５％、Ｗ６．５〜７．５％
   、Ｂ０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ０．１〜０．３％
   、Ｎｂ０．１５〜０．３５％、Ｚｒ０．１〜０．３％、
   Ｆｅ０．５％以下、酸素２５ｐｐｍ以下、窒素３０ｐｐ
   ｍ以下、残部Ｃｏからなり、Ｓｉ／Ｍｎ比が１．３〜１
   ．９である特許請求の範囲第４項に記載の高強度高靭性
   コバルト基合金。 ６、中空の薄肉部によつて構成されるノズルセグメント
   と、該ノズルセグメントの両端に該ノズルセグメントを
   所定の間隔で且つ所定の方向に配置するように設けられ
   たダイヤフラム部とを有し、前記ノズルセグメント部に
   前記中空部より外部に通じる空気による冷却孔が設けら
   れ鋳物によつて構成されるガスタービン用ノズルであつ
   て、前記鋳物は前記合金からなる特許請求の範囲第４項
   又は第５項に記載の高強度高靭性コバルト基合金。 ７、重量で、Ｃ０．２〜１％、Ｓｉ０．４〜２．０％、
   Ｍｎ０．２〜１．５％、Ｎｉ５〜１５％、Ｃｒ２０〜３
   ５％、Ｗ３〜１５％、Ｂ０．００３〜０．１％、Ｎｂ０
   ．０５〜１％、Ｔｉ０．０１〜１％及びＦｅ２％以下を
   含み、又は更にＺｒ０．０２〜０．５％を含み、希土類
   元素０．０１〜０．５％及びＹ０．０１〜０．５％の少
   なくとも一種、酸素３０ｐｐｍ以下、窒素１００ｐｐｍ
   以下を含み、残部が４５％以上のＣｏからなり、前記Ｓ
   ｉ量はＭｎ量より多く、共晶炭化物及び二次炭化物が分
   散した組織を有する鋳物であることを特徴とする高強度
   高靭性コバルト基合金。 ８、重量で、Ｃ０．３５〜０．４５％、Ｓｉ０．４〜１
   ．００％、Ｍｎ０．２〜０．６％、Ｎｉ９．５〜１１．
   ５％、Ｃｒ２８．５〜３０．５％、Ｗ６．５〜７．５％
   、Ｂ０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ０．１〜０．３％
   、Ｎｂ０．１５〜０．３５％及びＦｅ０．５％以下を含
   み、又は更にＺｒ０．１〜０．３％を含み、希土類元素
   ０．０３〜０．１５％及びＹ０．０３〜０．１５％の少
   なくとも一種、酸素２５ｐｐｍ以下、窒素３０ｐｐｍ以
   下及び残部Ｃｏからなり、Ｓｉ／Ｍｎ比が１．３〜２．
   ７である特許請求の範囲第１項に記載の高強度高靭性コ
   バルト基合金。 ９、重量で、Ｃ０．２〜１％、Ｓｉ０．４〜２．０％、
   Ｍｎ０．２〜１．５％、Ｎｉ５〜１５％、Ｃｒ２０〜３
   ５％、Ｗ３〜１５％、Ｂ０．００３〜０．１％、Ｎｂ０
   ．０５〜１％、Ｔｉ０．０５〜１％、Ｆｅ２％以下、酸
   素３０ｐｐｍ以下及び窒素１００ｐｐｍ以下を含み、又
   は更にＺｒ０．０２〜０．５％、希土類元素０．０１〜
   ０．５％及びＹ０．０１〜０．５％の少なくとも一種含
   み、残部が４５％以上のＣｏからなり、前記ＳｉはＭｎ
   量より多く、共晶炭化物及び二次炭化物が分散した組織
   を有する鋳物であり、該鋳物は真空溶解によつて製造さ
   れ、該鋳物を１，１００〜１，２００℃で加熱保持し、
   次いでその温度から炉冷又は空中放冷によつて時効温度
   の９５０〜１０５０℃まで冷却し、その時効温度で加熱
   保持し、時効処理するとともに、前記溶体化処理後の冷
   却速度及び時効処理後の冷却速度を１５０〜３００℃／
   ｈとすることを特徴とする高強度高靭性コバルト基合金
   の製造法。