JP2905473B1 - Ni基一方向凝固合金の製造方法 - Google Patents
Ni基一方向凝固合金の製造方法Info
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Abstract
れたNi基一方向凝固合金の製造方法を提供する。 【解決手段】 Co10〜14wt%、Cr2〜3wt
%、Mo1.5〜2.5wt%、W5〜6.5wt%、
Al5.7〜6.5wt%、Ta5.5〜6.5wt
%、Re4.5〜5wt%、Hf0.01〜0.3wt
%、C0.01〜0.3wt%、B0.01〜0.03
wt%及び残部がNiと不可避不純物からなる一方向凝
固合金鋳造物を1250〜1300℃の温度において溶
体化熱処理した後、750〜1200℃の温度において
2段階で時効処理する。
Description
や産業用ガスタービン等のタービンブレードやタービン
ベーン等に用いられるNi基一方向凝固合金の製造方法
に関する。
rectionary Solidified:DS)
合金としては、商用のIN792(Co9.0wt%、
Cr12.7wt%、Mo2.0wt%、W3.9wt
%、Al3.2wt%、Ta3.9wt%、C0.21
wt%、B0.02wt%、Ti4.2wt%、Zr
0.10wt%、残部がNi)、Rene80(Co
9.5wt%、Cr14.0wt%、Mo4.0wt
%、W4.0wt%、Al3.0wt%、C0.17w
t%、B0.015wt%、Ti5.0wt%、Zr
0.03wt%、残部がNi)、Mar−M247(C
o10.0wt%、Cr8.5wt%、Mo0.65w
t%、W10.0wt%、Al5.6wt%、Ta3.
0wt%、Hf1.4wt%、C0.16wt%、B
0.015wt%、Ti1.0wt%、Zr0.04w
t%、残部がNi)等が知られており、これらのNi基
一方向凝固合金は、Ni基単結晶(Single Cr
ystal:SC)合金に比べて高温強度で劣るもの
の、鋳造時の方向性や割れ等の欠陥が少ないため、製造
歩留まりが良く、又、複雑な熱処理を必要としない点で
優れている。
トエンジンや産業用ガスタービン等の効率を高めるに
は、燃焼ガス温度を高めるのが最も効果的な方法である
ので、高温強度、延性及び耐高温腐食性に一層優れたN
i基一方向凝固合金の出現が望まれている。そこで、本
発明は、高温強度、延性及び耐高温腐食性に格段に優れ
たNi基一方向凝固合金の製造方法の提供を目的とす
る。
め、本発明の第1のNi基一方向凝固合金の製造方法
は、Co10〜14wt%、Cr2〜3wt%、Mo
1.5〜2.5wt%、W5〜6.5wt%、Al5.
7〜6.3wt%、Ta5.5〜6.5wt%、Re
4.5〜5wt%、Hf0.01〜0.3wt%、C
0.01〜0.3wt%、B0.01〜0.03wt%
及び残部がNiと不可避不純物からなる一方向凝固合金
鋳造物を1250〜1300℃の温度において溶体化熱
処理した後、750〜1200℃の温度において2段階
で時効処理することを特徴とする。第2のNi基一方向
凝固合金の製造方法は、Co10〜14wt%、Cr2
〜3wt%、Mo1.5〜2.5wt%、W5〜6.5
wt%、Al5.7〜6.3wt%、Ta5.5〜6.
5wt%、Re4.5〜5wt%、Hf0.01〜0.
3wt%、C0.01〜0.3wt%、B0.01〜
0.03wt%及び残部がNiと不可避不純物からなる
一方向凝固合金鋳造物を750〜1200℃の温度にお
いて2段で時効処理することを特徴とする。
プライム(γ′)相析出硬化型のNi基合金において、
溶体化熱処理により添加元素を十分に素地中に固溶さ
せ、続く時効処理によりγ′相として均一微細に析出さ
せることによって、良好な高温強度が得られる。Coの
含有量が、10wt%未満であると、溶体化熱処理温度
幅が狭くなる一方、14wt%を超えると、γ′相の析
出量が少なくなり、高温強度が低下する。好ましい含有
量は、11〜13wt%である。
性に寄与するもので、その含有量が2wt%未満である
と、耐高温腐食性が低下し、3wt%を超えると、有害
相であるTCP相を生成する。好ましい含有量は、2.
5〜3wt%である。
高温強度を上昇させると共に、析出硬化によって高温強
度に寄与し、その含有量が、1.5wt%未満である
と、ガンマ(γ)相とγ′相のミスフィットを負にする
ことによって得られるラフト効果が十分でない一方、
2.5wt%を超えると、TCP相を生成する。好まし
い含有量は、1.8〜2.2wt%である。
強化と析出硬化の作用があり、その含有量が、5wt%
未満であると、固溶強化が不完全となってクリープ強度
を低下させる一方、6.5wt%を超えると、TCP相
を生成する。好ましい含有量は、5.5〜6.2wt%
である。
必要なものであり、その含有量が、5.7wt%未満で
あると、γ′相の析出量が少なくなって高温強度が低下
する一方、6.3wt%を超えると、共晶γ′相が多量
となって溶体化熱処理が困難となる。好ましい含有量
は、5.9〜6.1wt%である。
化及びγ′相析出硬化による高温強度の向上に寄与し、
その含有量が、5.5wt%未満であると、γ′相の固
溶強化が不足し高温強度を低下させる一方、6.5wt
%を超えると、共晶γ′相が多量になって溶体化熱処理
が困難となる。好ましい含有量は、5.7〜6.2wt
%である。
柱状結晶化の際、粒界強化に寄与するものであり、その
含有量が、0.01wt%未満であると、粒界強化効果
が得られず、凝固中に粒界に沿って縦割れが生じる一
方、0.3wt%を超えると、酸素と結合し、合金内に
酸化物を生成し、割れを生ずる。好ましい含有量は、
0.05 〜0.2wt%である。
ものであり、その含有量が、4.5wt%未満である
と、γ′相の固溶強化が不足して高温強度が低下する一
方、5wt%を超えると、TCP相を生成し、溶体化熱
処理の温度幅を狭くする。好ましい含有量は、4.7〜
5wt%である。
の含有量が、0.01wt%未満であると、粒界強化効
果が得られない一方、0.3wt%を超えると、延性を
害する。好ましい含有量は、0.05〜0.1wt%で
ある。
与するものであり、その含有量が、0.01wt%未満
であると、粒界強化効果が得られない一方、0.03w
t%を超えると、延性を害する。好ましい含有量は、
0.01〜0.02wt%である。
下のZr(ジルコニウム)を添加してもよい。又、Ni
基超合金に通常添加されるTi(チタン)、Nb(ニオ
ブ)、V(バナジウム)を単独あるいは複合的に添加し
てもよい。ただし、添加量は、Tiが2wt%以下、N
bが2wt%以下、Vが0.5wt%以下が望ましい。
あると、γ′相の固溶化が十分に行われず、引き続き行
われる時効処理による析出が不十分となる一方、130
0℃を超えると、部分溶融を生じて強度が劣化しやすく
なる。好ましい溶体化熱処理温度は1260〜1290
℃である。
と、合金中の拡散係数が小さくなるため、十分な量の析
出γ′が得られなくなる一方、1200℃を超えると、
時効により析出γ′が粗大化して強度が低下する。好ま
しい時効処理温度は、850〜1160℃である。第1
段階の時効処理の温度は、1080〜1160℃が好ま
しく、1080℃未満であると析出γ′の配列が乱れる
と共に強度が低下し、1160℃を超えると析出γ′が
粗大化する。又、第2段階の時効処理の温度は、850
〜900℃が好ましく、この範囲を外れると、温度が高
すぎても低すぎてもγ′析出量が減少して強度が低下す
る。
が好ましく、1時間未満であるとγ′の十分な固溶化が
得られず、又、6時間を超えると表面層の劣化やコスト
上昇を招く。又、時効処理の時間は、第1段階で1〜8
時間、第2段階で8〜32時間、全体で9〜40時間が
好ましく、第1段階で1時間未満であると析出γ′の配
列が乱れ、8時間を超えると析出γ′が粗大し、いずれ
でも強度低下を招く。第2段階で8時間未満であると析
出γ′量が不十分で、32時間を超えるとコスト上昇を
招く。
て具体的な実施例を参照して説明する。 実施例1 先ず、Co12wt%、Cr3wt%、Mo2wt%、
W6wt%、Al6wt%、Ta6wt%、Hf0.1
wt%、Re5wt%、C0.07wt%、B0.01
5wt%、残部がNiと不可避不純物からなる4つの一
方向凝固合金鋳造物を真空中において200mm/hの
凝固速度で溶解鋳造して得た。次に、各一方向凝固合金
鋳造物を、真空中において1225℃の温度で1時間予
熱した後、1275℃の温度に昇温してこの温度で5時
間保持してから空冷する、溶体化熱処理し、しかる後
に、真空中において1150℃の温度で5時間保持して
から空冷する第1段と、真空中において870℃の温度
で20時間保持してから空冷する第2段の2段階で時効
処理した。次いで、各一方向凝固合金鋳造物を平行部直
径4mm、長さ20mmのテストピース(No.1〜
4)に加工し、表1に示す条件で各テストピースのクリ
ープ試験を行ったところ、寿命、伸び及び絞りは、表1
に示すようになり、又、LMP(T(20+10g(t
r)(×1000)、T:Temperature,
K、tr:Rupture life,h)は、表1及
びラーソンミラーパラメータを用いて表わし、かつ商用
のNi基一方向凝固合金IN792、Rene80、M
ar−M247のそれを併記した図1に示すようになっ
た。
果を表し、右下部は、高温で低応力の結果を表してお
り、曲線が右へ行くほどクリープ強度が高いこととな
る。図1から、実施例1のNi基一方向凝固合金は、商
用のNi基一方向凝固合金IN792、Rene80、
Mar−M247に比べ低温高応力側から高温低応力側
までの広範囲に亘りクリープ強度が格段に優れているこ
とがわかる。なお、196MPaの応力で1000時間
クリープ耐用温度は、商用のNi基一方向凝固合金Ma
r−M247のそれより約50℃上昇した。
4.5mm)の耐食試験を行ったところ、商用のNi基
一方向凝固合金IN792、Rene80、Mar−M
247のそれを併記する図2に示すようになった。耐食
試験は、25%NaCl+75%Na2 SO4 溶融塩を
用い、これを900℃の温度に保持し、テストピースを
20時間全浸漬させ、表面からの腐食深さで評価した。
図2から実施例1のNi基一方向凝固合金は、高温耐食
性が商用のNi基一方向凝固合金IN792、Rene
80と遜色がないことがわかる。なお、商用のNi基一
方向凝固合金Mar−M247は全量消失してしまっ
た。
ず、真空中において1150℃の温度で5時間保持して
から空冷する第1段と、真空中において870℃の温度
で20時間保持してから空冷する第2段の2段階で時効
処理した。次に、両一方向凝固合金鋳造物を実施例1と
同様に加工してテストピース(No.5,6)とし、表
1に示す条件で両テストピースのクリープ試験を行った
ところ、寿命、伸び及び絞りは、表1に示すようにな
り、又、LMPは、表1及び図1に示すようになった。
表1から、実施例2のNi基一方向凝固合金は、実施例
1のものよりクリープ強度で幾分劣るものの延性に優れ
ていることがわかる。又、図1から、実施例2のNi基
一方向凝固合金は、商用のNi基一方向凝固合金IN7
92、Rene80、Mar−M247に比べクリープ
強度が低温高応力側から高温低応力側までの広範囲に亘
って格段に優れていることがわかる。一方、テストピー
スの耐食試験を行ったところ、実施例1のテストピース
と同様の結果となった。
i基一方向凝固合金の製造方法によれば、Hfが柱状結
晶化時の粒界強化に寄与すると共に、Reが相安定化に
寄与し、かつC及びBが粒界強化に寄与するので、従来
のNi基一方向凝固合金に比べて高温強度、延性及び耐
高温腐食性に格段に優れたものとすることができ、特に
クリープ強度を重視した場合に好適である。又、第2の
Ni基一方向凝固合金の製造方法によれば、第1のもの
と同様の作用効果を奏し、特に延性を重視した場合に好
適である。
Ni基一方向凝固合金のクリープ試験結果をラーソンミ
ラーパラメータを用いて表わした説明図である。
Ni基一方向凝固合金の耐食試験結果を表わした説明図
である。
Claims (2)
- 【請求項1】 Co10〜14wt%、Cr2〜3wt
%、Mo1.5〜2.5wt%、W5〜6.5wt%、
Al5.7〜6.3wt%、Ta5.5〜6.5wt
%、Re4.5〜5wt%、Hf0.01〜0.3wt
%、C0.01〜0.3wt%、B0.01〜0.03
wt%及び残部がNiと不可避不純物からなる一方向凝
固合金鋳造物を1250〜1300℃の温度において溶
体化熱処理した後、750〜1200℃の温度において
2段階で時効処理することを特徴とするNi基一方向凝
固合金の製造方法。 - 【請求項2】 Co10〜14wt%、Cr2〜3wt
%、Mo1.5〜2.5wt%、W5〜6.5wt%、
Al5.7〜6.3wt%、Ta5.5〜6.5wt
%、Re4.5〜5wt%、Hf0.01〜0.3wt
%、C0.01〜0.3wt%、B0.01〜0.03
wt%及び残部がNiと不可避不純物からなる一方向凝
固合金鋳造物を750〜1200℃の温度において2段
階で時効処理することを特徴とするNi基一方向凝固合
金の製造方法。
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