JPS6043422B2 - Ｎｉ基耐熱合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はクリープ破断強度と高温延性の両方に優れたＮ
ｉ基耐熱合金に関する。

ジェットエンジンや発電設備などに用いられるガスター
ビンの出力、熱効率を上げるには、燃焼ガス温度を上昇
させるのが最も有効である。

そのためには、クリープ破断強度の大きい動翼材が必要
である。また、動翼材はガスタービンの起動・停止にと
もなう熱疲労に耐える必要がある。そのためには高温で
延性が優れていなくてはならない。現在、発電用大型ガ
スタービン動翼材には因−７輝℃（ィンコ社製、組成後
記）が使用されており、またジェットエンジンの動翼材
にはＭａｒＭ２００（マーチンマリエタ社製、組成後記
）が優れたものとして使用され、また、ＭａｒＭ２４７
（マーチンマリエタ社製、組成後記）の実用化が検討さ
れている。

しかし、これらの合金はクリープ破断強度が優れないた
め、出力や熱効率を上げるのに限度があ′る。

優れたクリープ破断強度を持つ既存合金としてはＮＡＳ
Ａ■−Ａ合金（米国ＮＡＳＡ製、組成後記）がある。

しかし、この合金は高温引張延性が極めて小さいため、
熱疲労に対して弱いという欠点をもつている。また、高
価なＲｅを使用するため合金が高価となる問題点がある
。本発明は、ＮＡＳＡ■−Ａ合金における如きＪＲｅを
使用することなくクリープ破断強度に優れ、しかも同時
に高温延性にも優れたＮｉ基耐熱合金を堤供するにある
。本発明のＮｉ基耐熱合金は、重量％にて、Ｃ０５〜１
２％、Ｃｒ７〜９％、Ｗｌｌ、５％〜１５％、Ａ１４．
２〜５．８％、Ｔｉ０．１〜１．５％、Ｔａ４〜６％、
Ｈｆ０．５〜１．５％、Ｃ０．０５〜０．１５％、Ｂ０
．００５〜０．０２％、Ｚｒ０．０１〜０．１５％を含
み残部は実質的にＮｉよりなり、同時に、に＋Ｔｉ＜６
．５％Ｗ＋Ｔａ■１６〜１９％ を満たすＮｉ基耐熱合金である。

本発明のＮｉ基耐熱合金の組成成分の作用ならびに組成
割合の限定理由は次の通りである。

Ｃｏはγ相および化学量論的にＮｉ、Ａｌで表わされる
γ′相中に固溶して、これらの相の固溶化に寄与すると
共に、γ相中におけるγ′相の析出量を増加して析出強
化を助長する作用をする。その量が５％に満たない場合
は、前記効果が十分得られない。また、その量が１２％
をこえると、σ相などの有害析出物が現れてクリープ破
断強度が低下する欠点を生じる。Ｃｒは合金の耐硫化腐
食性を良好にする作用をするものてある。

しかしその量が９％を超えるとσ相やμ相などの有害相
が板上に生成して、クリープ破断強度が低下する欠点を
生ずる。７％より少なくなると、前記作用が十分に得ら
れなくなる。

Ｗはγ相およびγ″相中に固溶して、これらの相を著し
く強化する。

そのためには１１．５％以上含有させる必要があるが、
１５％を超えると、μ相など有害析出物を生成し、クリ
ープ破断寿命が低下する欠点を生じる。Ａ１はγ″相を
生成するために必要な元素であり、γ″相を十分に析出
させるためには、４．２％以上含有させることが必要で
ある。

しかし、５．８％を超えると共晶γ″と呼ばれる粗大な
γ″相の量が過多となり、クリープ破断強度が低下する
欠点を生ずる。Ｔｉはその大部分がγ″相に固溶し、γ
″相を強化に寄与する。

この効果を得るには少くとも０．１％が必要である。し
かし、１．５％を超えるとｎ相を生じてクリープ破断強
度を低下せる欠へを生ずる。Ｔａはその大部分がγ″相
に固溶して著しく固溶強化すると共に、γ″相の量を増
加させて析出強化に寄与する。

その効果を本発明合金で得るためには４％以上必要であ
る。しかし、６％をこえると、σ相などの有害析出物が
生じてクリープ破断寿命が低下したり、高温延性が低下
したりする。Ｃは、よく知られているようにＭＣ型、Ｍ
２３Ｃ６型、Ｍ６Ｃ型の３種類の炭化物を作つて、主と
して合金の結晶の粒界を強化する。その効果を得るには
Ｃが０．０５％以上必要である。しかし、０．１５％を
超えると粗大な炭化物を多量に晶出し、かえつてクリー
プ破断強度を低下させる。Ｂは粒界に偏析して高温での
粒界強度を向上させ、クリープ破断強度と破断のびを増
加させる作用をする。

この効果を得るためには０．００５％以上斗２“必要で
ある。しかし、０．０２％を超えると粒界に低融点の共
晶を生成し、合金の溶融損傷を起こし易くなる欠点を生
ずる。ＺｒもＢ同様粒界強化の作用をする。

その効果を得るには０．０１％以上必要である。しかし
、０．１５％をこえると粒界に金属間化合物が生じ、か
えつてクリープ破断強度を低下させる欠点を生じる。Ｈ
ｆは粒界強化の作用をする。この効果を得るには０．５
％以上必要である。しかし、１．５％をこえると有害な
金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命が低下する。
以上、各元素の組成割合について説明したが、クリープ
破断強度と高温延性の両方に優れた合金を得るには、複
数の元素に関連した条件が必要である。

即ち、本発明合金の場合γ相またはγ″相の固溶強化に
有効な元素であるＷ．５Ｔａの合計量が１６％以上であ
ることが必要である。

Ｗ＋Ｔａが１６％未満であると、固溶強化量が不足し、
十分なりソーブ破断強度が得られない。逆にその合計量
が１９％を超えると、σ相、μ相などの有害析出物が生
成し、クリープ破断強度が低下する欠点を生する。また
、本発明合金の場合、Ａ１＋Ｔｉが６．５％以上になる
とγ″量が過多となり、高温延性が低下する。よつてＮ
＋Ｔｉは６．５未満でなくてはならない。望ましくは６
％以下である。以下実施例を挙げるとともに従来のＮ１
基耐熱合金との比較を示す。

実施例 本発明合金４種と既存合金４種を溶解鋳造しクリープ破
断試験を行つた。

溶解は高周波真空溶解炉で行い、８００℃に保温した６
Ｗ！Ｌφクリープ破断試験片１鉢どりの口ストワックス
型に鋳込んだ。試験片は、１０８０′Ｃ×４時間、空冷
＋８７０℃×２０時；間、空冷の熱処理を行つたのち、
クリープ破断試験（ＪＩＳＺ−２２７２）および高温引
張試験（ＪＩＳＧ−０５６７）に供した。試験結果は表
１に示すとおりであつた。これを図に表わして既存合金
と本発明合金の性能を比較したのが第１図である。図か
ら明らかなように、本発明合金のクリープ破断寿命は、
ＩＮ−７３８ＬＣ．．ＭａｒＭ２０へ■ＲＭ２４７の現
在最強合金とされている合金よりも大きいことが分かる
。

この原因は主として固溶強化量（Ｗ＋ＭＯ＋Ｔａ＋Ｎｂ
）によつて説明することができる。（ここにＭＯ（５Ｎ
ｂは１％当りＷＮＴａと同等の固溶強化の効果をもつの
で、Ｗ＋ＭＯ＋Ｔａ＋Ｎｂを固溶強化量とみてよい。）
表１に示すように、囚−７３８ＬＣは固溶強化量が本発
明合金に比べ大巾に少なく、またＷ量も少なく、Ｃｒが
多い。ＭａｒＭ２ＯＯ＠−金とＭａｒＭ２４７合金も本
発明合金に比べてＷ＋ＭＯ＋Ｔａ＋Ｎｂ量が少なく、Ｃ
ｒ量が多い。

そのため、以上の３種合金は本発明合金に比べてクリー
プ破断強度が小さい。ＮＡＳＡ■−Ａ合金は本発明合金
と同等以上のクリープ破断寿命を示している。しかし、
高温引張延性が小さい。これは、Ｃｒｉが５．８％と低
いことと］゛ａが９％と多いことによる。これら既存合
金に比べ、本発明合金は、クリープ破断強度と高温延性
の両者に優れた合金であり、極めて実用価値の高いもの
である。さらに、ＮＡＳＡ■−Ａ合金はＴａによるγ″
相の固溶強化とＲｅの添加による粒界強化とを利用した
ものであるのに対し、本発明合金は高価なＲｅを使用せ
ず、またＴａの使用量も少ないものであり、主として安
価なＷの固溶強化を利用したものである。従つて、本発
明合金はＮＡＳＡ■−Ａ合金に比べて極めて安価に製造
し得られる。しかも、工場での製造の生産管理において
、例えばスクラップの他合金への転用等においても本発
明合金の方が有利である等の優れた効果を有する。本発
明合金はこれを動翼材として用いることによつて、ジェ
ットエンジンや発電設備などの各種ガスタービンの高能
率化が可能となる。

同時に、熱疲労に対しても十分信頼性の高いガスタービ
ンが得られる。

この合金は耐酸化あるいは耐硫化コーティングを行つて
使用することも可能である。

更に一方向凝固材あるいは単結晶材としての使用も可能
でり、これによつて高温での強度と延性の向上が得られ
る。このほか粒子分散強化合金の基地としての使用も可
能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は既知合金と本発明合金との引張り破断のびとク
リープ破断寿命の比較図を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて、Ｃｏ５〜１２％、Ｃｒ７〜９％、Ｗ１
   １．５％〜１５％、Ａｌ４．２〜５．８％、Ｔｉ０．１
   〜１．５％、Ｔａ４〜６％、Ｈｆ０．５〜１．５％、Ｃ
   ０．０５〜０．１５％、Ｂ０．００５〜０．００２％、
   Ｚｒ０．０１〜０．１５％を含み残部は実質的にＮｉよ
   りなり、同時に、Ａｌ＋Ｔｉ＜６．５％ Ｗ＋Ｔａ＝１６〜１９％ を満たすＮｉ基耐熱合金。