JPWO2012063879A1 - ニッケル合金 - Google Patents
ニッケル合金 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2012063879A1 JPWO2012063879A1 JP2012542965A JP2012542965A JPWO2012063879A1 JP WO2012063879 A1 JPWO2012063879 A1 JP WO2012063879A1 JP 2012542965 A JP2012542965 A JP 2012542965A JP 2012542965 A JP2012542965 A JP 2012542965A JP WO2012063879 A1 JPWO2012063879 A1 JP WO2012063879A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- range
- nickel alloy
- precipitated
- comparative example
- 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
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 86
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 18
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 claims description 8
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 abstract description 16
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 abstract description 16
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 abstract description 16
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 28
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 6
- 238000000635 electron micrograph Methods 0.000 description 6
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 6
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
耐高温酸化性と共に、優れたクリープ強度を備えるニッケル合金を提供する。本発明のニッケル合金は、１１．５〜１１．９質量％のＣｒと、２５〜２９質量％のＣｏと、３．４〜３．７質量％のＭｏと、１．９〜２．１質量％のＷと、３．９〜４．４質量％のＴｉと、２．９〜３．２質量％のＡｌと、０．０２〜０．０３質量％のＣと、０．０１〜０．０３質量％のＢと、０．０４〜０．０６質量％のＺｒと、２．１〜２．２質量％のＴａと、０．３〜０．４質量％のＨｆと、０．５〜０．８質量％のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなり、結晶粒内及び粒界に析出した炭化物及び硼化物を含む。
Description
本発明は、ニッケル合金に関する。
従来、航空機用エンジン、発電用ガスタービン等の耐熱部材、特にタービンディスクには、ニッケル合金が用いられている。前記タービンディスク等の耐熱部材は、耐高温酸化性と共に、クリープ強度、疲労強度等の強度に優れていることが必要とされる。
そこで、クロムを添加することにより、耐高温酸化性を付与したニッケル合金が提案されている。前記ニッケル合金として、例えば、全量に対し、２〜２５質量％の範囲のＣｒと、１９．５〜５５質量％の範囲のＣｏと、１０質量％までの範囲のＭｏと、１０質量％までの範囲のＷと、３〜１５質量％の範囲のＴｉと、０．２〜７質量％の範囲のＡｌと、０．０５質量％までの範囲のＣと、０．０５質量％までの範囲のＢと、０．５質量％までの範囲のＺｒと、１０質量％までの範囲のＴａと、２質量％までの範囲のＨｆと、５質量％までの範囲のＮｂとを含むものが知られている（特許文献１参照）。
また、前記ニッケル合金として、全量に対し、２０〜４０質量％の範囲のＣｏと、１０〜１５質量％の範囲のＣｒと、３〜６質量％の範囲のＭｏと、０〜５質量％の範囲のＷと、３．４〜５質量％の範囲のＴｉと、２．５〜４質量％の範囲のＡｌと、０．０１〜０．０５質量％の範囲のＣと、０．０１〜０．０５質量％の範囲のＢと、０〜０．１質量％の範囲のＺｒと、１．３５〜２．５質量％の範囲のＴａと、０．５〜１質量％の範囲のＨｆと、０〜２質量％の範囲のＮｂとを含むものが知られている（特許文献２参照）。
さらに、前記ニッケル合金として、全量に対し、１１〜１５質量％の範囲のＣｒと、１４〜２３質量％の範囲のＣｏと、２．７〜５質量％の範囲のＭｏと、０．５〜３質量％の範囲のＷと、３〜６質量％の範囲のＴｉと、２〜５質量％の範囲のＡｌと、０．０１５〜０．１質量％の範囲のＣと、０．０１５〜０．０４５質量％の範囲のＢと、０．０１５〜０．１５質量％の範囲のＺｒと、０．５〜４質量％の範囲のＴａと、０〜２質量％の範囲のＨｆと、０．２５〜３質量％の範囲のＮｂとを含むものも知られている（特許文献３参照）。
しかしながら、前記従来のニッケル合金には、Ｍｏ、Ｃｒ、ＷからなるＴＣＰ（Topologically close packed）相が形成され、十分なクリープ強度が得られなかったり、クリープ変形により該ＴＣＰ相を基点として破壊が始まることがあるという不都合がある。
本発明は、かかる不都合を解消して、耐高温酸化性と共に、優れたクリープ強度を備えるニッケル合金を提供することを目的とする。
本発明者らは、従来のニッケル合金の組成について鋭意検討した結果、さらに限定された特定の組成とすることにより前記ＴＣＰ相の形成を抑制することができ、耐高温酸化性と共に、優れたクリープ強度を備えるニッケル合金を得ることができることを見出した。
本発明のニッケル合金は、前記知見に基づいてなされたものであり、前記目的を達成するために、全量に対し、１１．５〜１１．９質量％の範囲のＣｒと、２５〜２９質量％の範囲のＣｏと、３．４〜３．７質量％の範囲のＭｏと、１．９〜２．１質量％の範囲のＷと、３．９〜４．４質量％の範囲のＴｉと、２．９〜３．２質量％の範囲のＡｌと、０．０２〜０．０３質量％の範囲のＣと、０．０１〜０．０３質量％の範囲のＢと、０．０４〜０．０６質量％の範囲のＺｒと、２．１〜２．２質量％の範囲のＴａと、０．３〜０．４質量％の範囲のＨｆと、０．５〜０．８質量％の範囲のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなり、結晶粒内及び粒界に析出した炭化物及び硼化物を含むことを特徴とする。
本発明のニッケル合金は、前記組成を備えることにより、優れた耐高温酸化性を得ることができる。また、本発明のニッケル合金は、前記組成を備えると共に、結晶粒内及び粒界に、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａの炭化物及び、硼化物が析出する。本発明のニッケル合金によれば、前記炭化物及び前記硼化物が析出することにより、前記ＴＣＰ相の形成を抑制して、優れたクリープ強度を得ることができる。
本発明のニッケル合金は、例えば、粉末冶金法により製造されるものを用いることができる。
次に、添付の図面を参照しながら本発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。
本実施形態のニッケル合金は、粉末冶金法により製造されたものであり、全量に対し、１１．５〜１１．９質量％の範囲のＣｒと、２５〜２９質量％の範囲のＣｏと、３．４〜３．７質量％の範囲のＭｏと、１．９〜２．１質量％の範囲のＷと、３．９〜４．４質量％の範囲のＴｉと、２．９〜３．２質量％の範囲のＡｌと、０．０２〜０．０３質量％の範囲のＣと、０．０１〜０．０３質量％の範囲のＢと、０．０４〜０．０６質量％の範囲のＺｒと、２．１〜２．２質量％の範囲のＴａと、０．３〜０．４質量％の範囲のＨｆと、０．５〜０．８質量％の範囲のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなる。また、本実施形態のニッケル合金は、結晶粒内及び粒界に、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａの炭化物及び、硼化物が析出している。
本実施形態のニッケル合金は、合金組成に前記範囲の量のＣｒと共にＣｏを添加することにより、優れた耐高温酸化性を得ることができる。また、本実施形態のニッケル合金は、合金組成に前記範囲の量のＣｏを添加することにより、Ｃｒの添加量を低減することができるので、ＴＣＰ相の生成が抑えられ組織の安定性が向上する。
また、本実施形態のニッケル合金は、合金組成に前記範囲の量のＣｏ及びＴｉを添加すると共に、前記範囲の量のＭｏ、Ｗを添加することにより、前記炭化物が母相中に多量に析出する。このとき、前記炭化物は、微細化されて前記母相中に分散されるので、高温強度をさらに向上させることができる。
また、本実施形態のニッケル合金は、合金組成に前記範囲の量のＣｏ及びＴｉを添加することにより、Ｍｏ、Ｗのγ’（ガンマプライム）相への固溶割合が増加する。この結果、本実施形態のニッケル合金によれば、高温強度をさらに向上させることができる。
本実施形態のニッケル合金は、前述のように粉末冶金法により製造されたものであるが、本発明のニッケル合金は、粉末冶金法により製造されたものに限定されることなく他の方法により製造されたものであってもよい。本発明のニッケル合金の他の製造方法として、例えば、鋳造、精錬加工法、鍛造等を挙げることができる。
次に、本発明の実施例及び比較例を示す。
〔実施例１〕
本実施形態では、粉末冶金法により、全量に対し、１１．７質量％のＣｒと、２５．０質量％のＣｏと、３．４質量％のＭｏと、１．９質量％のＷと、４．２質量％のＴｉと、３．２質量％のＡｌと、０．０２５質量％のＣと、０．０２質量％のＢと、０．０５質量％のＺｒと、２．２質量％のＴａと、０．３５質量％のＨｆと、０．８質量％のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなるニッケル合金を製造した。本実施例で得られたニッケル合金の結晶構造の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図１に示す。
本実施形態では、粉末冶金法により、全量に対し、１１．７質量％のＣｒと、２５．０質量％のＣｏと、３．４質量％のＭｏと、１．９質量％のＷと、４．２質量％のＴｉと、３．２質量％のＡｌと、０．０２５質量％のＣと、０．０２質量％のＢと、０．０５質量％のＺｒと、２．２質量％のＴａと、０．３５質量％のＨｆと、０．８質量％のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなるニッケル合金を製造した。本実施例で得られたニッケル合金の結晶構造の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図１に示す。
図１に示すように、本実施例で得られたニッケル合金は、結晶粒内に白色の微細な炭化物及び硼化物が均一に分散して析出している。また、本実施例で得られたニッケル合金は、結晶粒界に白色の炭化物及び硼化物が析出している。しかし、本実施例で得られたニッケル合金では、ＴＣＰ相は全く形成されていない。
次に、本実施例で得られたニッケル合金の耐高温酸化性を、８５０℃における等温酸化試験により測定した。結果を、時間の平方根に対する単位面積当たりの質量増（ｍｇ／ｃｍ２）として図２に示す。尚、前記質量増は、８５０℃の温度下における酸化物の形成によるものであり、質量増が少ないほど耐高温酸化性に優れていることを示す。
次に、本実施例で得られたニッケル合金のクリープ強度を、ラーソン・ミラー・パラメータに対する応力負荷（ＭＰａ）の変化として測定した。結果を図３に示す。
ラーソン・ミラー・パラメータ（ＬＭＰ）は、次式によって示される値である。
ＬＭＰ＝Ｔ（Ｃ＋ｌｏｇｔ）／１０００
前記式中、Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（時間）、Ｃは金属により定まる定数である。本実施例では、Ｃ＝２０とした。
前記式中、Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（時間）、Ｃは金属により定まる定数である。本実施例では、Ｃ＝２０とした。
〔実施例２〕
本実施例では、全量に対するＣｏの量を２７．０質量％、Ｔｉの量を４．４質量％、Ｎｂの量を０．５質量％とした以外は、実施例１と全く同一にしてニッケル合金を製造した。本実施例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図４に示す。
本実施例では、全量に対するＣｏの量を２７．０質量％、Ｔｉの量を４．４質量％、Ｎｂの量を０．５質量％とした以外は、実施例１と全く同一にしてニッケル合金を製造した。本実施例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図４に示す。
図４に示すように、本実施例で得られたニッケル合金は、結晶粒内に白色の微細な炭化物及び硼化物が均一に分散して析出している。また、本実施例で得られたニッケル合金は、結晶粒界に白色の炭化物及び硼化物が析出している。しかし、本実施例で得られたニッケル合金では、ＴＣＰ相は全く形成されていない。
次に、実施例１と全く同一にして、本実施例で得られたニッケル合金の耐高温酸化性を測定した。結果を図２に示す。
次に、実施例１と全く同一にして、本実施例で得られたニッケル合金のクリープ強度を測定した。結果を図３に示す。
〔実施例３〕
本実施例では、全量に対するＣｏの量を２９．０質量％、Ｍｏの量を３．７質量％、Ｗの量を２．１質量％、Ｔｉの量を３．９質量％、Ａｌの量を２．９質量％、Ｔａの量を２．１質量％、Ｎｂの量を０．５質量％とした以外は、実施例１と全く同一にしてニッケル合金を製造した。本実施例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図５に示す。
本実施例では、全量に対するＣｏの量を２９．０質量％、Ｍｏの量を３．７質量％、Ｗの量を２．１質量％、Ｔｉの量を３．９質量％、Ａｌの量を２．９質量％、Ｔａの量を２．１質量％、Ｎｂの量を０．５質量％とした以外は、実施例１と全く同一にしてニッケル合金を製造した。本実施例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図５に示す。
図５に示すように、本実施例で得られたニッケル合金は、結晶粒内に白色の微細な炭化物及び硼化物が均一に分散して析出している。また、本実施例で得られたニッケル合金は、結晶粒界に白色の炭化物及び硼化物が析出している。しかし、本実施例で得られたニッケル合金では、ＴＣＰ相は全く形成されていない。
次に、実施例１と全く同一にして、本実施例で得られたニッケル合金の耐高温酸化性を測定した。結果を図２に示す。
次に、実施例１と全く同一にして、本実施例で得られたニッケル合金のクリープ強度を測定した。結果を図３に示す。
〔比較例１〕
本比較例では、粉末冶金法により、全量に対し、１６．０質量％のＣｒと、１５．０質量％のＣｏと、３．０質量％のＭｏと、１．２５質量％のＷと、５．０質量％のＴｉと、２．５質量％のＡｌと、０．０２５質量％のＣと、０．０２質量％のＢと、０．０３質量％のＺｒと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなるニッケル合金を製造した。本比較例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図６に示す。
本比較例では、粉末冶金法により、全量に対し、１６．０質量％のＣｒと、１５．０質量％のＣｏと、３．０質量％のＭｏと、１．２５質量％のＷと、５．０質量％のＴｉと、２．５質量％のＡｌと、０．０２５質量％のＣと、０．０２質量％のＢと、０．０３質量％のＺｒと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなるニッケル合金を製造した。本比較例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図６に示す。
図６に示すように、本比較例で得られたニッケル合金は、結晶粒内に白色の微細な炭化物及び硼化物が均一に分散して析出している。また、本比較例で得られたニッケル合金は、結晶粒界に白色の炭化物及び硼化物が析出している。さらにまた、本比較例で得られたニッケル合金では、結晶粒内に板状又は針状のＴＣＰ相が析出し、結晶粒界に灰色のＴＣＰ相が析出している。
次に、実施例１と全く同一にして、本比較例で得られたニッケル合金の耐高温酸化性を測定した。結果を図２に示す。
次に、実施例１と全く同一にして、本比較例で得られたニッケル合金のクリープ強度を測定した。結果を図３に示す。
〔比較例２〕
本比較例では、粉末冶金法により、全量に対し、１２．５質量％のＣｒと、２７．０質量％のＣｏと、３．４質量％のＭｏと、１．９質量％のＷと、４．４質量％のＴｉと、３．２質量％のＡｌと、０．０２５質量％のＣと、０．０２質量％のＢと、０．０５質量％のＺｒと、２．５質量％のＴａと、０．３５質量％のＨｆと、０．５質量％のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなるニッケル合金を製造した。本比較例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図７に示す。
本比較例では、粉末冶金法により、全量に対し、１２．５質量％のＣｒと、２７．０質量％のＣｏと、３．４質量％のＭｏと、１．９質量％のＷと、４．４質量％のＴｉと、３．２質量％のＡｌと、０．０２５質量％のＣと、０．０２質量％のＢと、０．０５質量％のＺｒと、２．５質量％のＴａと、０．３５質量％のＨｆと、０．５質量％のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなるニッケル合金を製造した。本比較例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図７に示す。
図７に示すように、本比較例で得られたニッケル合金は、結晶粒内に白色の微細な炭化物及び硼化物が均一に分散して析出している。また、本比較例で得られたニッケル合金は、結晶粒界に白色の炭化物及び硼化物が析出している。さらにまた、本比較例で得られたニッケル合金では、結晶粒内に板状又は針状のＴＣＰ相が析出し、結晶粒界に灰色のＴＣＰ相が析出している。
次に、実施例１と全く同一にして、本比較例で得られたニッケル合金の耐高温酸化性を測定した。結果を図２に示す。
次に、実施例１と全く同一にして、本比較例で得られたニッケル合金のクリープ強度を測定した。結果を図３に示す。
〔比較例３〕
本比較例では、全量に対するＣｏの量を２５．０質量％、Ｍｏの量を４．５質量％、Ｗの量を２．１質量％とした以外は、比較例２と全く同一にしてニッケル合金を製造した。本比較例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図８に示す。
本比較例では、全量に対するＣｏの量を２５．０質量％、Ｍｏの量を４．５質量％、Ｗの量を２．１質量％とした以外は、比較例２と全く同一にしてニッケル合金を製造した。本比較例で得られたニッケル合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真（２０００倍）を図８に示す。
図８に示すように、本比較例で得られたニッケル合金は、結晶粒内に白色の微細な炭化物及び硼化物が均一に分散して析出している。また、本比較例で得られたニッケル合金は、結晶粒界に白色の炭化物及び硼化物が析出している。さらにまた、本比較例で得られたニッケル合金では、結晶粒内に板状又は針状のＴＣＰ相が析出し、結晶粒界に灰色のＴＣＰ相が析出している。
次に、実施例１と全く同一にして、本比較例で得られたニッケル合金の耐高温酸化性を測定した。結果を図２に示す。
次に、実施例１と全く同一にして、本比較例で得られたニッケル合金のクリープ強度を測定した。結果を図３に示す。
実施例１〜３で得られたニッケル合金は、図２に示すように、８５０℃の温度下、酸化物の形成による単位面積当たりの質量増が、長時間に亘って少なく、優れた耐高温酸化性を備えることが明らかである。また、実施例１〜３で得られたニッケル合金は、図３に示すように、優れたクリープ強度を備えることが明らかである。
比較例１で得られたニッケル合金は、図２に示すように、前記単位面積当たりの質量増が大きく、実施例１〜３で得られたニッケル合金に対し、耐高温酸化性に劣ることが明らかである。一方、比較例２，３で得られたニッケル合金は、図２に示すように、前記単位面積当たりの質量増は実施例１〜３で得られたニッケル合金と同等であるが、図３に示すように、実施例１〜３で得られたニッケル合金に対し、クリープ強度に劣ることが明らかである。
Claims (2)
- 全量に対し、１１．５〜１１．９質量％の範囲のＣｒと、２５〜２９質量％の範囲のＣｏと、３．４〜３．７質量％の範囲のＭｏと、１．９〜２．１質量％の範囲のＷと、３．９〜４．４質量％の範囲のＴｉと、２．９〜３．２質量％の範囲のＡｌと、０．０２〜０．０３質量％の範囲のＣと、０．０１〜０．０３質量％の範囲のＢと、０．０４〜０．０６質量％の範囲のＺｒと、２．１〜２．２質量％の範囲のＴａと、０．３〜０．４質量％の範囲のＨｆと、０．５〜０．８質量％の範囲のＮｂと、残部Ｎｉ及び不可避的不純物とからなり、結晶粒内及び粒界に析出した炭化物及び硼化物を含むことを特徴とするニッケル合金。
- 請求項１記載のニッケル合金において、粉末冶金法により製造されることを特徴とするニッケル合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012542965A JP5850433B2 (ja) | 2010-11-10 | 2011-11-09 | ニッケル合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010251967 | 2010-11-10 | ||
| JP2010251967 | 2010-11-10 | ||
| JP2012542965A JP5850433B2 (ja) | 2010-11-10 | 2011-11-09 | ニッケル合金及びその製造方法 |
| PCT/JP2011/075861 WO2012063879A1 (ja) | 2010-11-10 | 2011-11-09 | ニッケル合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2012063879A1 true JPWO2012063879A1 (ja) | 2014-05-12 |
| JP5850433B2 JP5850433B2 (ja) | 2016-02-03 |
Family
ID=46051019
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012542965A Active JP5850433B2 (ja) | 2010-11-10 | 2011-11-09 | ニッケル合金及びその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US8961646B2 (ja) |
| EP (1) | EP2602336B1 (ja) |
| JP (1) | JP5850433B2 (ja) |
| CA (1) | CA2810504C (ja) |
| WO (1) | WO2012063879A1 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB201400352D0 (en) | 2014-01-09 | 2014-02-26 | Rolls Royce Plc | A nickel based alloy composition |
| EP3042973B1 (en) | 2015-01-07 | 2017-08-16 | Rolls-Royce plc | A nickel alloy |
| GB2539957B (en) | 2015-07-03 | 2017-12-27 | Rolls Royce Plc | A nickel-base superalloy |
| DE112016003045T5 (de) | 2015-07-04 | 2018-04-19 | Toyo Kohan Co., Ltd. | Gussmaterial und Verfahren zur Herstellung eines Gussmaterials |
| WO2018124041A1 (ja) | 2016-12-27 | 2018-07-05 | 東洋鋼鈑株式会社 | 鋳造材および鋳造材の製造方法 |
| EP3572541B1 (en) * | 2018-05-23 | 2023-05-17 | Rolls-Royce plc | Nickel-base superalloy |
| DE102020106433A1 (de) | 2019-03-18 | 2020-09-24 | Vdm Metals International Gmbh | Nickel-Legierung mit guter Korrosionsbeständigkeit und hoher Zugfestigkeit sowie Verfahren zur Herstellung von Halbzeugen |
| GB202015106D0 (en) * | 2020-08-20 | 2020-11-11 | Rolls Royce Plc | Alloy |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BE794801A (fr) | 1972-01-31 | 1973-07-31 | Int Nickel Ltd | Procede de recuit en zones d'alliages |
| US3890816A (en) | 1973-09-26 | 1975-06-24 | Gen Electric | Elimination of carbide segregation to prior particle boundaries |
| US4579602A (en) * | 1983-12-27 | 1986-04-01 | United Technologies Corporation | Forging process for superalloys |
| US4574015A (en) | 1983-12-27 | 1986-03-04 | United Technologies Corporation | Nickle base superalloy articles and method for making |
| US5938863A (en) * | 1996-12-17 | 1999-08-17 | United Technologies Corporation | Low cycle fatigue strength nickel base superalloys |
| US6521175B1 (en) | 1998-02-09 | 2003-02-18 | General Electric Co. | Superalloy optimized for high-temperature performance in high-pressure turbine disks |
| EP1195446A1 (en) | 2000-10-04 | 2002-04-10 | General Electric Company | Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts, and impellers |
| US6974508B1 (en) * | 2002-10-29 | 2005-12-13 | The United States Of America As Represented By The United States National Aeronautics And Space Administration | Nickel base superalloy turbine disk |
| US6866727B1 (en) | 2003-08-29 | 2005-03-15 | Honeywell International, Inc. | High temperature powder metallurgy superalloy with enhanced fatigue and creep resistance |
| US20080260570A1 (en) | 2004-12-02 | 2008-10-23 | Hiroshi Harada | Heat-Resistant Superalloy |
| SE528807C2 (sv) | 2004-12-23 | 2007-02-20 | Siemens Ag | Komponent av en superlegering innehållande palladium för användning i en högtemperaturomgivning samt användning av palladium för motstånd mot väteförsprödning |
| GB0719195D0 (en) | 2007-10-02 | 2007-11-14 | Rolls Royce Plc | A nickel base superalloy |
| GB0918020D0 (en) * | 2009-10-15 | 2009-12-02 | Rolls Royce Plc | A method of forging a nickel base superalloy |
| US8608877B2 (en) | 2010-07-27 | 2013-12-17 | General Electric Company | Nickel alloy and articles |
-
2011
- 2011-11-09 WO PCT/JP2011/075861 patent/WO2012063879A1/ja active Application Filing
- 2011-11-09 CA CA2810504A patent/CA2810504C/en active Active
- 2011-11-09 EP EP11839651.4A patent/EP2602336B1/en active Active
- 2011-11-09 JP JP2012542965A patent/JP5850433B2/ja active Active
- 2011-11-09 US US13/821,975 patent/US8961646B2/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP2602336A1 (en) | 2013-06-12 |
| JP5850433B2 (ja) | 2016-02-03 |
| CA2810504A1 (en) | 2012-05-18 |
| EP2602336B1 (en) | 2014-12-17 |
| WO2012063879A1 (ja) | 2012-05-18 |
| US20130167687A1 (en) | 2013-07-04 |
| CA2810504C (en) | 2016-01-05 |
| EP2602336A4 (en) | 2014-02-19 |
| US8961646B2 (en) | 2015-02-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5850433B2 (ja) | ニッケル合金及びその製造方法 | |
| JP5696995B2 (ja) | 耐熱超合金 | |
| US8734716B2 (en) | Heat-resistant superalloy | |
| JP5582532B2 (ja) | Ｃｏ基合金 | |
| US20140373979A1 (en) | Nickel-based heat-resistant superalloy | |
| JPWO2008032751A1 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| WO2020110326A1 (ja) | Ｎｉ基合金軟化粉末および該軟化粉末の製造方法 | |
| WO2020203460A1 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金及びＮｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JP6733210B2 (ja) | 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金 | |
| JP5323162B2 (ja) | 高温での機械的特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金 | |
| JP2018131667A (ja) | Ｎｉ基合金、ガスタービン材およびクリープ特性に優れたＮｉ基合金の製造方法 | |
| JP6733211B2 (ja) | 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金 | |
| JP5595495B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
| JP2011236450A (ja) | アニーリングツインを含有するニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材 | |
| JP2012046787A (ja) | 蒸気タービン用鍛造合金、それを用いた蒸気タービンロータ | |
| JP6738010B2 (ja) | 高温強度特性および高温クリープ特性に優れたニッケル基合金 | |
| JP7112317B2 (ja) | オーステナイト鋼焼結材およびタービン部材 | |
| JP6176665B2 (ja) | Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法 | |
| JP2012532250A (ja) | ニッケル基超合金組成物及び超合金物品 | |
| JP6213185B2 (ja) | ニッケル基合金 | |
| WO2024101048A1 (ja) | ニッケル－コバルト基合金、これを用いたニッケル－コバルト基合金部材、及びその製造方法 | |
| JP2013209721A (ja) | Ｎｉ基合金及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140917 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20140917 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150804 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150930 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20151027 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20151124 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5850433 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |