JPS6323257B2 - - Google Patents
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- JPS6323257B2 JPS6323257B2 JP53130765A JP13076578A JPS6323257B2 JP S6323257 B2 JPS6323257 B2 JP S6323257B2 JP 53130765 A JP53130765 A JP 53130765A JP 13076578 A JP13076578 A JP 13076578A JP S6323257 B2 JPS6323257 B2 JP S6323257B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- ductility
- brittle
- alloy
- strength
- 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.)
- Expired
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- Powder Metallurgy (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
本発明は、常温における延性すなわち常温加工
性を有する超耐熱性合金に関する。 例えばガスタービンのブレード、ジエツトエン
ジン、あるいはミサイルなど使用時に高温に長時
間さらされる構造材としてNi基超合金が広く使
用されている。このものはNiベースマトリツク
ス中にNi3Alの如き金属間化合物の分散相を60％
以下分散晶出せしめ規則格子であるNi3Alの高温
強度に依存しつつ、Niベースマトリツクスによ
り加工性あるいは必要な延性を保持せしめようと
するものである。 しかしながらこの種Ni基超合金は、添加元素
の数がきわめて多く、これの溶解鋳造の管理はき
わめてきびしい条件に服せられ製造上煩雑かつ手
数を要するものである。しかも使用中にいわゆる
δ相等とよばれる脆い相が析出するなどの問題が
ある。 さらにもつと重要な問題は、Niベースマトリ
ツクスは固溶体強化型のγ相であるから、加工性
や必要な延性をこれに依存できるものの、高温に
おいてはいちじるしく強度が低下してしまうとい
う本質的欠点がある。 従つて、Ni基超合金の高温強度を確保するに
は後述するように高温になるにつれてかえつて強
度が増大するという通常とは逆の温度依存性を有
するNi3Al相の量を増やし、マトリツクスとして
のγ相の量を少くする必要があるが、そうすると
加工性がいちじるしく悪くなり、Ni3Al相が約30
〜40％になると鍛造できなくなるし、精密鋳造を
行なつてもNi3Al相が60％以上になると脆性がき
わめて強くなり一寸したシヨツクにより破壊する
おそれが生じるため、かかる60％以上というよう
な高いNi3Al相を有するものは実用不可能とされ
てきた。 本発明はかかるNi基超合金に関する従来の常
識を一変させ得た超耐熱性合金を提供しようとす
るものであり、マトリツクスとしてのγ相を皆無
あるいは従来実用不能とされていたほどに少量の
ものとし、しかも常温における画期的な延性の確
保を可能としたNi基超耐熱性合金を提供しよう
とするものであつて、その要旨とするところは
LI2型としてあらわされるNi3Al系金属間化合物
に３％以下のＢを添加した合金にある。 Ni3Al系金属間化合物はいわゆるLI2型といわ
れる規則格子を形成し、NiおよびAlが面心立方
格子の規則的位置に配列し、Ni基超合金の主た
る強化相γ′を形成してなる。 第１図はNi−Al2元系状態図のNi側状態図を
示したものであつて、Niに対するAlの添加量を
選択することによりγ相とγ′相とを適宜形成せし
め得ることがわかる。 γ′相としてのNi3Alは前記の通りNi基超合金の
主要な強化相を形成するものであるがこれは前記
したように代表的なLI2型金属間化合物であつて、
降伏応力が応範な温度領域にわたり顕著な正の温
度依存性を示すことで知られている。 第２図はかかる温度依存性の様子を示す線図で
あつて、材料の強さを示す降伏応力（δ0.2）は常
温よりも高温においてかえつて高い値を示し、
1000℃においても常温の場合と大差のないような
強さを示していることがわかるであろう。このよ
うなγ′相の性質こそNi基超合金が高温で高い強
度を維持できることの根本要因をなすものであ
る。 発明者らは、Ni基超合金の耐熱性能を向上せ
しめるには、高温におけ強度低下のいちじるしい
マトリツクスγ相を極力すくなくし、γ′相のみと
すれば、第２図に示したような高温においていち
じるしく強度が大となる合金を入手できることに
着目した。 しかしながらこのγ′相は金属間化合物としての
一般性質をも有しており、従来より数々の報告が
あつて、Ni3Al多結晶は低温のみならず高温にお
いても脆く、ほとんど伸びを示さないため、γ′相
のみ単独で使用することなどは全く思いもよらな
いこととされてきたのである。 ここにおいて、発明者らは長年のNi3Alに関す
る研究の結果、確かにNi3Al多結晶は上記の如く
脆い材料であるが、Ni3Alの単結晶は必ずしも脆
なく常温においてもある程度の延性を示すことに
着目した。 この結果、発明者らはNi3Alそれ自体が脆い性
質を有しているのではなく、むしろ多結晶が脆い
のは結晶粒界に何らかの脆化せしめる要素が存在
するためではないかということに着眼したのであ
る。 もしも結晶粒界における脆い要因を除去してし
まえばNi3Al多結晶をも延性を有する材料とする
ことができるのでないか。このことに着目した発
明者らは、Ni3Alにいろいろな第３元素の添加を
することを試みた。そしてその結果、３％以下の
Ｂを添加すると従来の常識とは全く相反するきわ
めて高い延性を有するNi3Al系金属間化合物を入
手できることを見出したのである。 それがいかなる現象により如何なるメカニズム
をもつて、かかる高延性を示すようになるかは未
だ明らかではない。発明者らは、ＢのほかにCa，
Ag，Be，Ｙ，Ti，Si，Hf，Zr，希土類元素の
添加によつても延性を生ぜしめ得ることの可能性
を見出している。してみるといわゆる活性度のあ
る元素が何らかの作用をもつて結晶粒界における
脆性相を抑止したとも考えられる。しかして、そ
の作用はＢが群を抜いて顕著であるが、その理由
については今後の解明にまつものである。 従来Ni基超合金には、合金名G64、No64BC、
あるいはUdimet700の如く少量のＢを添加してい
るものがない訳ではない。しかし、これらはAl
の添加量が６％前後ということからもわかる通
り、Ni3Alの総量もすくないもので、いわゆるそ
の組成の大半が固溶体γ相よりなるマトリツクス
であつて、かかるマトリツクスの補強としてのＢ
の添加としての意味しか有していない。 組成自体を大きく相異している本発明合金と
は、出発目的およびその作用効果を全く別異なも
のとしているものであつて、本発明の如く、
Ni3Al系金属間化合物に直接Ｂを添加することに
ついては未だこれをみない新規なものである。 以下に本発明合金について実施例に基づきさら
に詳細に説明する。 第１表に示すものは供試材とその試験結果を示
したものである。 高純度Al（99.99％）と高純度Ni（99.9％）なら
びにＢ添加のために別にNi−87％Ｂ母合金を用
意し、アルゴンアーク溶解炉により溶解炉中ハー
ス冷却してNo.１〜９の組成の合金を作製した。
性を有する超耐熱性合金に関する。 例えばガスタービンのブレード、ジエツトエン
ジン、あるいはミサイルなど使用時に高温に長時
間さらされる構造材としてNi基超合金が広く使
用されている。このものはNiベースマトリツク
ス中にNi3Alの如き金属間化合物の分散相を60％
以下分散晶出せしめ規則格子であるNi3Alの高温
強度に依存しつつ、Niベースマトリツクスによ
り加工性あるいは必要な延性を保持せしめようと
するものである。 しかしながらこの種Ni基超合金は、添加元素
の数がきわめて多く、これの溶解鋳造の管理はき
わめてきびしい条件に服せられ製造上煩雑かつ手
数を要するものである。しかも使用中にいわゆる
δ相等とよばれる脆い相が析出するなどの問題が
ある。 さらにもつと重要な問題は、Niベースマトリ
ツクスは固溶体強化型のγ相であるから、加工性
や必要な延性をこれに依存できるものの、高温に
おいてはいちじるしく強度が低下してしまうとい
う本質的欠点がある。 従つて、Ni基超合金の高温強度を確保するに
は後述するように高温になるにつれてかえつて強
度が増大するという通常とは逆の温度依存性を有
するNi3Al相の量を増やし、マトリツクスとして
のγ相の量を少くする必要があるが、そうすると
加工性がいちじるしく悪くなり、Ni3Al相が約30
〜40％になると鍛造できなくなるし、精密鋳造を
行なつてもNi3Al相が60％以上になると脆性がき
わめて強くなり一寸したシヨツクにより破壊する
おそれが生じるため、かかる60％以上というよう
な高いNi3Al相を有するものは実用不可能とされ
てきた。 本発明はかかるNi基超合金に関する従来の常
識を一変させ得た超耐熱性合金を提供しようとす
るものであり、マトリツクスとしてのγ相を皆無
あるいは従来実用不能とされていたほどに少量の
ものとし、しかも常温における画期的な延性の確
保を可能としたNi基超耐熱性合金を提供しよう
とするものであつて、その要旨とするところは
LI2型としてあらわされるNi3Al系金属間化合物
に３％以下のＢを添加した合金にある。 Ni3Al系金属間化合物はいわゆるLI2型といわ
れる規則格子を形成し、NiおよびAlが面心立方
格子の規則的位置に配列し、Ni基超合金の主た
る強化相γ′を形成してなる。 第１図はNi−Al2元系状態図のNi側状態図を
示したものであつて、Niに対するAlの添加量を
選択することによりγ相とγ′相とを適宜形成せし
め得ることがわかる。 γ′相としてのNi3Alは前記の通りNi基超合金の
主要な強化相を形成するものであるがこれは前記
したように代表的なLI2型金属間化合物であつて、
降伏応力が応範な温度領域にわたり顕著な正の温
度依存性を示すことで知られている。 第２図はかかる温度依存性の様子を示す線図で
あつて、材料の強さを示す降伏応力（δ0.2）は常
温よりも高温においてかえつて高い値を示し、
1000℃においても常温の場合と大差のないような
強さを示していることがわかるであろう。このよ
うなγ′相の性質こそNi基超合金が高温で高い強
度を維持できることの根本要因をなすものであ
る。 発明者らは、Ni基超合金の耐熱性能を向上せ
しめるには、高温におけ強度低下のいちじるしい
マトリツクスγ相を極力すくなくし、γ′相のみと
すれば、第２図に示したような高温においていち
じるしく強度が大となる合金を入手できることに
着目した。 しかしながらこのγ′相は金属間化合物としての
一般性質をも有しており、従来より数々の報告が
あつて、Ni3Al多結晶は低温のみならず高温にお
いても脆く、ほとんど伸びを示さないため、γ′相
のみ単独で使用することなどは全く思いもよらな
いこととされてきたのである。 ここにおいて、発明者らは長年のNi3Alに関す
る研究の結果、確かにNi3Al多結晶は上記の如く
脆い材料であるが、Ni3Alの単結晶は必ずしも脆
なく常温においてもある程度の延性を示すことに
着目した。 この結果、発明者らはNi3Alそれ自体が脆い性
質を有しているのではなく、むしろ多結晶が脆い
のは結晶粒界に何らかの脆化せしめる要素が存在
するためではないかということに着眼したのであ
る。 もしも結晶粒界における脆い要因を除去してし
まえばNi3Al多結晶をも延性を有する材料とする
ことができるのでないか。このことに着目した発
明者らは、Ni3Alにいろいろな第３元素の添加を
することを試みた。そしてその結果、３％以下の
Ｂを添加すると従来の常識とは全く相反するきわ
めて高い延性を有するNi3Al系金属間化合物を入
手できることを見出したのである。 それがいかなる現象により如何なるメカニズム
をもつて、かかる高延性を示すようになるかは未
だ明らかではない。発明者らは、ＢのほかにCa，
Ag，Be，Ｙ，Ti，Si，Hf，Zr，希土類元素の
添加によつても延性を生ぜしめ得ることの可能性
を見出している。してみるといわゆる活性度のあ
る元素が何らかの作用をもつて結晶粒界における
脆性相を抑止したとも考えられる。しかして、そ
の作用はＢが群を抜いて顕著であるが、その理由
については今後の解明にまつものである。 従来Ni基超合金には、合金名G64、No64BC、
あるいはUdimet700の如く少量のＢを添加してい
るものがない訳ではない。しかし、これらはAl
の添加量が６％前後ということからもわかる通
り、Ni3Alの総量もすくないもので、いわゆるそ
の組成の大半が固溶体γ相よりなるマトリツクス
であつて、かかるマトリツクスの補強としてのＢ
の添加としての意味しか有していない。 組成自体を大きく相異している本発明合金と
は、出発目的およびその作用効果を全く別異なも
のとしているものであつて、本発明の如く、
Ni3Al系金属間化合物に直接Ｂを添加することに
ついては未だこれをみない新規なものである。 以下に本発明合金について実施例に基づきさら
に詳細に説明する。 第１表に示すものは供試材とその試験結果を示
したものである。 高純度Al（99.99％）と高純度Ni（99.9％）なら
びにＢ添加のために別にNi−87％Ｂ母合金を用
意し、アルゴンアーク溶解炉により溶解炉中ハー
ス冷却してNo.１〜９の組成の合金を作製した。
【表】
【表】
凝固後炉中より取出し、鋳造材のままおよび鋳
造材を1000℃×5days熱処理したもの、それぞれ
より試験片を切り出した。 すなわち、引張り試験片は標点部が1.5×1.5×
23mmであるＩ型試験片に、曲げは30×８×２mmの
板状片に圧延は30×８×1.18mmおよび30×８×
1.77mmの板状片に加工した。 引張りはインストロン型引張試験機により常温
でのＳ−Ｓ曲線をとつた。曲げは試験片の一端を
万力に把持せしめ金槌でたたいて曲げ、圧延は小
型４段圧延機により中間焼鈍することなく圧延し
た。 前記試験片をもつて圧延機の最大圧下点まで圧
延した場合、20パスであつた。 第１表はそれぞれの試験結果であり、Ｂ添加の
ないNo.１はきわめて脆く、引張り、曲げ、圧延に
対し、すぐに脆性破壊をおこしてしまい、従来数
多くの報告の示すところと変らないことがわかつ
た。 しかし、これにＢを添加したNo.２〜９について
は第１表にみるようなすぐれた延性を示すことが
わかつたのである。これはまさに驚歎に値するも
のであつた。 発明者らは余りの意外さにおどろき結晶構造に
変化があつたのではないかと考えてＸ線回折によ
り解析したが、まごうことなきLI2型規則格子で
あることが判明した。 第３および４図は引張り試験におけるＳ−Ｓ曲
線を示したものである。 第４図に示すNo.１すなわちＢを全く添加しない
Ni3Alでは伸びは全く生ぜず、いわゆる弾性限を
越えるや否や脆性破断してしまつている。しかし
ながら、第３図に示すNo.３、No.５、No.７（組成お
よび試番は第１表に同じ）いずれも35％前後の伸
びを示しており、驚異的な延性を示していること
がよくわかるであろう。 なお、曲げおよび圧延については別途参考図と
して試験後の外観写真を示してあるので参照あり
たい。 なお、以上に示した試験結果は、鋳造材より試
験片を切り出したものについての結果であるが、
1000℃×5days熱処理したものとの差異は認めら
れなかつた。 なお、Ｂを３％以上という高濃度に添加すると
第１表のNo.９の結果よりわかるように再び延性が
阻害されることもわかつた。これはおそらくはＢ
自体が結晶粒界に析出し再び脆い相を形づくるた
めではないかと考えられる。従つてかかる高濃度
の添加は除外される。 下限については、第１表No.２の如く0.0001％の
Ｂの存在によつても延性改良の効果はあり、きわ
めて微量の存在でもその効果が生ずることが考え
られる。 本発明合金は、高温における強度低下がなく逆
に常温よりも強度が大となるというNi3Al系金属
間化合物の温度依存性に着目し、その金属間化合
物自体に延性を生ぜしめ、いわゆる高温における
各種の性質がすぐれた金属間化合物そのものを直
接高温材料とするとともにそれの常温における加
工をも可能としたという画期的合金を提供できた
ものである。 因みに第２図にＢの添加しないNo.１と0.1％Ｂ
の添加されているNo.５との温度依存性を示した。 この場合No.１について引張りが不可能であるた
め、ともに圧縮によるＳ−Ｓ曲線を求め、降伏応
力（δ0.2）の温度依存の関係をみたものである
が、Ｂの添加の有無は全く関係ないことがわか
る。すなわち、Ｂを添加しても金属間化合物とし
ての高温における性質は全く変らないことがわか
つたものである。 今後、タービンやジエツトエンジン、原子力関
連など、超耐熱性の構造材に対する要求は益々増
大することは必須である。その場合常温加工性を
有し、常温における高延性を有する本発明合金は
一だんと注目され広く産業の発達に寄与できるも
のであることはいうまでもない。
造材を1000℃×5days熱処理したもの、それぞれ
より試験片を切り出した。 すなわち、引張り試験片は標点部が1.5×1.5×
23mmであるＩ型試験片に、曲げは30×８×２mmの
板状片に圧延は30×８×1.18mmおよび30×８×
1.77mmの板状片に加工した。 引張りはインストロン型引張試験機により常温
でのＳ−Ｓ曲線をとつた。曲げは試験片の一端を
万力に把持せしめ金槌でたたいて曲げ、圧延は小
型４段圧延機により中間焼鈍することなく圧延し
た。 前記試験片をもつて圧延機の最大圧下点まで圧
延した場合、20パスであつた。 第１表はそれぞれの試験結果であり、Ｂ添加の
ないNo.１はきわめて脆く、引張り、曲げ、圧延に
対し、すぐに脆性破壊をおこしてしまい、従来数
多くの報告の示すところと変らないことがわかつ
た。 しかし、これにＢを添加したNo.２〜９について
は第１表にみるようなすぐれた延性を示すことが
わかつたのである。これはまさに驚歎に値するも
のであつた。 発明者らは余りの意外さにおどろき結晶構造に
変化があつたのではないかと考えてＸ線回折によ
り解析したが、まごうことなきLI2型規則格子で
あることが判明した。 第３および４図は引張り試験におけるＳ−Ｓ曲
線を示したものである。 第４図に示すNo.１すなわちＢを全く添加しない
Ni3Alでは伸びは全く生ぜず、いわゆる弾性限を
越えるや否や脆性破断してしまつている。しかし
ながら、第３図に示すNo.３、No.５、No.７（組成お
よび試番は第１表に同じ）いずれも35％前後の伸
びを示しており、驚異的な延性を示していること
がよくわかるであろう。 なお、曲げおよび圧延については別途参考図と
して試験後の外観写真を示してあるので参照あり
たい。 なお、以上に示した試験結果は、鋳造材より試
験片を切り出したものについての結果であるが、
1000℃×5days熱処理したものとの差異は認めら
れなかつた。 なお、Ｂを３％以上という高濃度に添加すると
第１表のNo.９の結果よりわかるように再び延性が
阻害されることもわかつた。これはおそらくはＢ
自体が結晶粒界に析出し再び脆い相を形づくるた
めではないかと考えられる。従つてかかる高濃度
の添加は除外される。 下限については、第１表No.２の如く0.0001％の
Ｂの存在によつても延性改良の効果はあり、きわ
めて微量の存在でもその効果が生ずることが考え
られる。 本発明合金は、高温における強度低下がなく逆
に常温よりも強度が大となるというNi3Al系金属
間化合物の温度依存性に着目し、その金属間化合
物自体に延性を生ぜしめ、いわゆる高温における
各種の性質がすぐれた金属間化合物そのものを直
接高温材料とするとともにそれの常温における加
工をも可能としたという画期的合金を提供できた
ものである。 因みに第２図にＢの添加しないNo.１と0.1％Ｂ
の添加されているNo.５との温度依存性を示した。 この場合No.１について引張りが不可能であるた
め、ともに圧縮によるＳ−Ｓ曲線を求め、降伏応
力（δ0.2）の温度依存の関係をみたものである
が、Ｂの添加の有無は全く関係ないことがわか
る。すなわち、Ｂを添加しても金属間化合物とし
ての高温における性質は全く変らないことがわか
つたものである。 今後、タービンやジエツトエンジン、原子力関
連など、超耐熱性の構造材に対する要求は益々増
大することは必須である。その場合常温加工性を
有し、常温における高延性を有する本発明合金は
一だんと注目され広く産業の発達に寄与できるも
のであることはいうまでもない。
第１図はNi−Al2元素のNi側状態図を示し、
第２図は供試Ni3Alの温度依存性を示す線図であ
り、第３および４図は供試材のＳ−Ｓ曲線を示す
線図である。
第２図は供試Ni3Alの温度依存性を示す線図であ
り、第３および４図は供試材のＳ−Ｓ曲線を示す
線図である。
Claims (1)
- １ LI2型としてあらわされるNi3Al系金属間化
合物に３％以下のボロンを添加してなる常温で高
延性を有する超耐熱性合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13076578A JPS5558346A (en) | 1978-10-24 | 1978-10-24 | Super heat resistant alloy having high ductility at ordinary temperature |
| GB7936682A GB2037322B (en) | 1978-10-24 | 1979-10-23 | Super heat reistant alloys having high ductility at room temperature and high strength at high temperatures |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13076578A JPS5558346A (en) | 1978-10-24 | 1978-10-24 | Super heat resistant alloy having high ductility at ordinary temperature |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5558346A JPS5558346A (en) | 1980-05-01 |
| JPS6323257B2 true JPS6323257B2 (ja) | 1988-05-16 |
Family
ID=15042114
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13076578A Granted JPS5558346A (en) | 1978-10-24 | 1978-10-24 | Super heat resistant alloy having high ductility at ordinary temperature |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5558346A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4731221A (en) * | 1985-05-06 | 1988-03-15 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Nickel aluminides and nickel-iron aluminides for use in oxidizing environments |
| US4676829A (en) * | 1985-10-03 | 1987-06-30 | General Electric Company | Cold worked tri-nickel aluminide alloy compositions |
| US4613368A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-23 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide compositions alloyed to overcome hot-short phenomena |
| US4661156A (en) * | 1985-10-03 | 1987-04-28 | General Electric Company | Nickel aluminide base compositions consolidated from powder |
| JPS6293332A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金 |
| DE3935497A1 (de) * | 1989-10-25 | 1991-05-02 | Daimler Benz Ag | Brennkraftmaschine |
-
1978
- 1978-10-24 JP JP13076578A patent/JPS5558346A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5558346A (en) | 1980-05-01 |
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