JPH0338329B2 - - Google Patents
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- JPH0338329B2 JPH0338329B2 JP61262635A JP26263586A JPH0338329B2 JP H0338329 B2 JPH0338329 B2 JP H0338329B2 JP 61262635 A JP61262635 A JP 61262635A JP 26263586 A JP26263586 A JP 26263586A JP H0338329 B2 JPH0338329 B2 JP H0338329B2
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- Japan
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- alloy
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- powder
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Description
産業上の利用分野
ジエツ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や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、高温クリープ破断強度の大きい翼材
が必要である。本発明はこれらに有効に使用し得
られる高温におけるクリープ破断強度が優れたイ
ツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱
合金に関する。 従来技術 高温において優れた破断強度を持つ既存の合金
としては、MA−6000（米国INCO社製、組成後
記）合金がある。 MA−6000合金は、後記の元素単体粉、合金粉
及びイツトリヤを機械的に混合し、押出し成形
し、帯域焼鈍熱処理（成形材を1232℃の最高温度
を持ち、温度勾配のある炉中を数cm／ｈの移動速
度で通して熱処理する。）を行うことによつて製
造している。そして得られる合金の基地合金はγ
とγ′相を含むNi基γ′相析出強化型合金で、イツト
リヤの微細粒子によつて分散強化された合金であ
る。 このMA−6000合金の高温域でのクリープ破断
強度は、普通鋳造及び単結晶合金のそれよりも優
れているが、合金設計上、十分に固溶強化されて
おらず、特にクロムと高融点金属（Ｗ、Ta）の
含有量のバランスについて問題点があつた。 本発明者らは、さきに、MA−6000合金に比べ
て特にCrを少なくし、Ｗ、Taを多く用いた基地
合金を用い、イツトリヤと共に、押出し成形後、
1260〜1370℃で熱処理すると、クリープ破断強度
の優れたものとなることを開発した。（特願昭59
−168761号）更に同合金基材を用い研究を重ねた
結果、硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内の最高
温度で帯域焼鈍熱処理を行うと、粗大再結晶組織
を有するクリープ破断強度の優れたイツトリヤ粒
子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金が得ら
れることを開発し得た。（特願昭60−238616号） 発明の目的 本発明は前記本発明者らの開発した基地合金の
γ′相とγ相の組成を用い、そのγ′相とγ′相の量比
を変えた合金を設計し、それにイツトリヤを機械
的合金法（Mechanical Alloying）で分散させた
高温域におけるクリープ破断強度の更に優れたイ
ツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱
合金を提供するにある。 発明の構成 本発明者らは前記本発明者の開発した基地合金
のγ′相とγ相の組成を用い、そのγ′相の量比を
35vol％に変えた合金を設計し、それに粒界強化
元素Zr、Ｂ、Ｃと分散酸化物イツトリヤ（Y2O3）
を加え、機械的合金法で酸化物を分散させ、更に
硬度軟化温度〜固相線温度の温度を最高温度とし
た炉で、帯域焼鈍熱処理を施すと、GARの大き
い粗大結晶粒組織を有するクリープ破断強度の優
れたイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル
基耐熱合金が得られることを究明し得た。この知
見に基づいて本発明を完成した。 本発明の要旨は、重量％で、Al2.5〜3.7、
Co10.3〜11.1、Cr6.8〜8.0、Ti0.5〜0.7、Ta3.2〜
4.3、W13.0〜13.4、Zr0.02〜0.2、Mo2.2〜2.6、
C0.001〜0.1、B0.001〜0.02、イツトリヤ（Y2O3）
0.5〜1.7、残部Niからなるイツトリア粒子分散型
γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金にある。また本
発明は、この組成の元素単体粉（カルボニルNi、
Co、Cr、Ta、Ｗ、Mo）、合金粉（Ni−Al、Ni
−Ti−Al、Ni−Zr、Ni−Ｂ）及びイツトリヤ微
粉末を、機械的に混合して複合粉末とし、この複
合粉末を押出用缶に封入して押出し成形し、該成
形物を硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内の最高
温度を持つ帯域焼鈍熱処理で、結晶粒のGARが
20以上かつその短軸径が0.1mm以上の粗大再結晶
組織を有することを特徴とするイツトリヤ粒子分
散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金を製造する
方法をも提供する。 本発明の耐熱合金における組成成分の作用なら
びに組成割合及び粗大再結晶組織を得る処理条件
の限定理由は次の通りである。 Al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、2.5重量％以
上含有させることが必要である。しかし、本発明
の合金のように、Ｗ、Moで充分に固溶強化され
た合金においては、Alが3.7重量％を超えると
γ′相量が増加し過ぎて靭性が減少するので、2.5
〜3.7重量％であることが必要である。 Coはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相
の固溶強化の作用をする。Co量が10.3重量％未満
ではその強化が充分でなく、その量が11.1重量％
を超えるとその強度が低下するので、10.3〜11.1
重量％であることが必要である。 Crは耐硫化性を良好にする作用をする。その
量が6.8重量％より少ないと1000℃以上で長時間
使用する場合、前記作用が得られなくなる。その
量が8.0重量％を超えるとα相やμ相などの有害
相が生成してクリープ破断強度が低下するので、
6.8〜8.0重量％であることが必要である。 Ｗはγ相及びγ′相に中固溶して、これらの相を
著しく強化する。そのためには13.0重量％以上で
あることが必要である。しかし、13.4重量％を超
えるとγ′相量が減少し、かえつて強度を劣化させ
る。 Moは、粒界に炭化物を析出させる作用をす
る。その量が2.2重量％未満では粒界に十分な炭
化物を析出し得ず粒界が弱くなり、基地材が十分
な延性を示す前に粒界破断する。その量が2.6重
量％を超えると、熱処理中に粒界に粗大な炭化物
が集積し粒界強度を著しく弱めるので、2.2〜2.6
重量％であることが必要である。 Tiはその大部分がγ′相中に固溶しγ′相を強化す
ると共に、γ′相の量を増加させて強化させる。そ
のためには0.5重量％以上を必要とするが、0.7重
量％を超えると、μ相を生じクリープ破断強度を
低下させるので、0.5〜0.7重量％であることが必
要である。 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′相の靭性を改善する。この効
果を得るためには3.2重量％以上必要である。し
かし、4.3重量％を超えると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するので3.2
〜4.3重量％であることが必要である。 ＣはMC型、M23C6型、M6C型の３種類の炭化
物を作つて、主に合金の結晶の粒界を強化する作
用をする。その効果を得るにはＣは0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.1重量％を
超えると２次再結晶の際に有害な炭化物が粒界に
フイルム状に析出するので、0.001〜0.1重量％で
あることが必要である。 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延びを増加させる作
用をする。この効果を得るためには0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.02重量％を
超えると２次再結晶の際、粒成長を妨げる有害な
ほう化物が粒界にフイルム状に析出するので
0.001〜0.02重量％であることが必要である。 ZrはＢと同様に粒界強化の作用をする。その
効果を得るためには0.02重量％以上必要である。
しかし、その量が0.2重量％を超えると粒界に金
属間化合物が生じ、かえつてクリープ破断強度を
低下させるので、0.02〜0.2重量％であることが
必要である。 イツトリヤは基地材に均一に分散していると高
温クリープ強度を向上する。その量が0.5重量％
未満ではその効果が十分でない。その量が1.7重
量％を超えると強度がかえつて劣化するので、
0.5〜1.7重量％であることが必要である。前記成
分の残部はNiである。 この組成になるように、カルボニルNi、Co、
Cr、Ta、Ｗ、Moの元素単体粉またはNi−Al、
Ni−Ti−Al、Ni−Zr、Ni−Ｂの合金粉及びイツ
トリヤ微粉末を機械的に混合して、複合粉末を作
る。この複合粉末を押出缶例えば、軟鋼缶に封入
して成形する。 結晶粒のGAR（結晶粒の長軸（押出方向）と短
軸方向の結晶粒径の比（「GAR」と言う。）が20
以上になるとクリープ強度が高くなるが20以上
で、かつその短軸径が、0.1mm以上の粗大再結晶
組織を得るためには、押出条件及び帯域焼鈍条件
が適切であることが必要である。 押出温度及び押出比の押出成形条件は帯域焼鈍
後の再結晶組織に影響を与える。 押出温度が1000℃未満では押出加工ができず、
押出づまりが起きる。しかし、押出温度が1080℃
を超えると、帯域焼鈍後の再結晶組織のGARが
20より小さくなりクリープ強度が低くなるので、
押出温度は1000〜1080℃の温度範囲であることが
必要である。 押出比が12より小さいと、押出加工度が不足し
て良好な再結晶組織が得られず、GARは20未満
となり、クリープ強度が低下する。押出比が12以
上であれば、加工度が十分であり、帯域焼鈍後の
再結晶組織のGARも20以上となり、クリープ強
度は高くなる。 帯域焼鈍熱処理においては、炉の最高温度、成
形材の移動速度及び温度勾配の条件が再結晶組織
に影響を及ぼす。 成形材の最高温度が硬度軟化温度（第１図参
照）より低いと、再結晶が起らず、押出加工組織
が残り、クリープ強度が低くなる。成形材の最高
温度が固相線温度を超えると、部分溶解が起り、
組織が不均一になり、クリープ強度が低くなる。
従つて、成形材の最高温度が成形材の硬度軟化度
〜固相線温度の範囲内であると短軸径が0.1mm以
上の粗大再結晶粒を得ることができる。 成形材の温度勾配は高い程結晶粒のGARが大
きい組織のものが得られるが、温度勾配が、200
℃／cmより少なくなると、GARが20より小さい
組織となり、クリープ強度が低くなる。従つて、
その温度勾配は200℃／cm以上あることが必要で
ある。 成形材の移動速度は、200mm／ｈを超えると成
形材の中心の組織が再結晶を起すのに十分な時間
が得られず、不均一な組織となりクリープ強度は
低くなる。またその速度が20mm／ｈより小さくな
ると、結晶粒の短軸径は大きくなるが、GARは
20未満となり、クリープ強度は低くなる。従つ
て、成形材の移動速度は20〜200mm／ｈの範囲で
あることが必要である。 以上の条件のもとで、押出加工し、帯域焼鈍熱
処理すると、GARが20以上と大きく、かつ短軸
径が0.1mm以上の粗大再結晶粒からなる組織を持
つイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基
耐熱合金が得られる。 なお、第１図は成形材を所定の焼鈍温度条件で
１時間焼鈍し、空冷した後、マイクロビツカース
硬度（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）
との関係図である。 実施例 １ ３〜7μｍのカルボニルNi粉、元素単体粉とし
て−200メツシユのCr粉、−325メツシユのＷ、
Ta、Mo、Co粉を、合金粉として、−200メツシ
ユのNi−46％Al粉、Ni−28％Ti−15％Al粉、
Ni−30％Zr粉、Ni−14％Ｂ粉を、酸化物として
20nｍのY2O3を用い、表１のTMO−９の組成に
なるように調合した。
ガスタービンの出力や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、高温クリープ破断強度の大きい翼材
が必要である。本発明はこれらに有効に使用し得
られる高温におけるクリープ破断強度が優れたイ
ツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱
合金に関する。 従来技術 高温において優れた破断強度を持つ既存の合金
としては、MA−6000（米国INCO社製、組成後
記）合金がある。 MA−6000合金は、後記の元素単体粉、合金粉
及びイツトリヤを機械的に混合し、押出し成形
し、帯域焼鈍熱処理（成形材を1232℃の最高温度
を持ち、温度勾配のある炉中を数cm／ｈの移動速
度で通して熱処理する。）を行うことによつて製
造している。そして得られる合金の基地合金はγ
とγ′相を含むNi基γ′相析出強化型合金で、イツト
リヤの微細粒子によつて分散強化された合金であ
る。 このMA−6000合金の高温域でのクリープ破断
強度は、普通鋳造及び単結晶合金のそれよりも優
れているが、合金設計上、十分に固溶強化されて
おらず、特にクロムと高融点金属（Ｗ、Ta）の
含有量のバランスについて問題点があつた。 本発明者らは、さきに、MA−6000合金に比べ
て特にCrを少なくし、Ｗ、Taを多く用いた基地
合金を用い、イツトリヤと共に、押出し成形後、
1260〜1370℃で熱処理すると、クリープ破断強度
の優れたものとなることを開発した。（特願昭59
−168761号）更に同合金基材を用い研究を重ねた
結果、硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内の最高
温度で帯域焼鈍熱処理を行うと、粗大再結晶組織
を有するクリープ破断強度の優れたイツトリヤ粒
子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金が得ら
れることを開発し得た。（特願昭60−238616号） 発明の目的 本発明は前記本発明者らの開発した基地合金の
γ′相とγ相の組成を用い、そのγ′相とγ′相の量比
を変えた合金を設計し、それにイツトリヤを機械
的合金法（Mechanical Alloying）で分散させた
高温域におけるクリープ破断強度の更に優れたイ
ツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱
合金を提供するにある。 発明の構成 本発明者らは前記本発明者の開発した基地合金
のγ′相とγ相の組成を用い、そのγ′相の量比を
35vol％に変えた合金を設計し、それに粒界強化
元素Zr、Ｂ、Ｃと分散酸化物イツトリヤ（Y2O3）
を加え、機械的合金法で酸化物を分散させ、更に
硬度軟化温度〜固相線温度の温度を最高温度とし
た炉で、帯域焼鈍熱処理を施すと、GARの大き
い粗大結晶粒組織を有するクリープ破断強度の優
れたイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル
基耐熱合金が得られることを究明し得た。この知
見に基づいて本発明を完成した。 本発明の要旨は、重量％で、Al2.5〜3.7、
Co10.3〜11.1、Cr6.8〜8.0、Ti0.5〜0.7、Ta3.2〜
4.3、W13.0〜13.4、Zr0.02〜0.2、Mo2.2〜2.6、
C0.001〜0.1、B0.001〜0.02、イツトリヤ（Y2O3）
0.5〜1.7、残部Niからなるイツトリア粒子分散型
γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金にある。また本
発明は、この組成の元素単体粉（カルボニルNi、
Co、Cr、Ta、Ｗ、Mo）、合金粉（Ni−Al、Ni
−Ti−Al、Ni−Zr、Ni−Ｂ）及びイツトリヤ微
粉末を、機械的に混合して複合粉末とし、この複
合粉末を押出用缶に封入して押出し成形し、該成
形物を硬度軟化温度〜固相線温度の範囲内の最高
温度を持つ帯域焼鈍熱処理で、結晶粒のGARが
20以上かつその短軸径が0.1mm以上の粗大再結晶
組織を有することを特徴とするイツトリヤ粒子分
散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金を製造する
方法をも提供する。 本発明の耐熱合金における組成成分の作用なら
びに組成割合及び粗大再結晶組織を得る処理条件
の限定理由は次の通りである。 Al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、2.5重量％以
上含有させることが必要である。しかし、本発明
の合金のように、Ｗ、Moで充分に固溶強化され
た合金においては、Alが3.7重量％を超えると
γ′相量が増加し過ぎて靭性が減少するので、2.5
〜3.7重量％であることが必要である。 Coはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相
の固溶強化の作用をする。Co量が10.3重量％未満
ではその強化が充分でなく、その量が11.1重量％
を超えるとその強度が低下するので、10.3〜11.1
重量％であることが必要である。 Crは耐硫化性を良好にする作用をする。その
量が6.8重量％より少ないと1000℃以上で長時間
使用する場合、前記作用が得られなくなる。その
量が8.0重量％を超えるとα相やμ相などの有害
相が生成してクリープ破断強度が低下するので、
6.8〜8.0重量％であることが必要である。 Ｗはγ相及びγ′相に中固溶して、これらの相を
著しく強化する。そのためには13.0重量％以上で
あることが必要である。しかし、13.4重量％を超
えるとγ′相量が減少し、かえつて強度を劣化させ
る。 Moは、粒界に炭化物を析出させる作用をす
る。その量が2.2重量％未満では粒界に十分な炭
化物を析出し得ず粒界が弱くなり、基地材が十分
な延性を示す前に粒界破断する。その量が2.6重
量％を超えると、熱処理中に粒界に粗大な炭化物
が集積し粒界強度を著しく弱めるので、2.2〜2.6
重量％であることが必要である。 Tiはその大部分がγ′相中に固溶しγ′相を強化す
ると共に、γ′相の量を増加させて強化させる。そ
のためには0.5重量％以上を必要とするが、0.7重
量％を超えると、μ相を生じクリープ破断強度を
低下させるので、0.5〜0.7重量％であることが必
要である。 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′相の靭性を改善する。この効
果を得るためには3.2重量％以上必要である。し
かし、4.3重量％を超えると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するので3.2
〜4.3重量％であることが必要である。 ＣはMC型、M23C6型、M6C型の３種類の炭化
物を作つて、主に合金の結晶の粒界を強化する作
用をする。その効果を得るにはＣは0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.1重量％を
超えると２次再結晶の際に有害な炭化物が粒界に
フイルム状に析出するので、0.001〜0.1重量％で
あることが必要である。 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延びを増加させる作
用をする。この効果を得るためには0.001重量％
以上必要である。しかし、その量が0.02重量％を
超えると２次再結晶の際、粒成長を妨げる有害な
ほう化物が粒界にフイルム状に析出するので
0.001〜0.02重量％であることが必要である。 ZrはＢと同様に粒界強化の作用をする。その
効果を得るためには0.02重量％以上必要である。
しかし、その量が0.2重量％を超えると粒界に金
属間化合物が生じ、かえつてクリープ破断強度を
低下させるので、0.02〜0.2重量％であることが
必要である。 イツトリヤは基地材に均一に分散していると高
温クリープ強度を向上する。その量が0.5重量％
未満ではその効果が十分でない。その量が1.7重
量％を超えると強度がかえつて劣化するので、
0.5〜1.7重量％であることが必要である。前記成
分の残部はNiである。 この組成になるように、カルボニルNi、Co、
Cr、Ta、Ｗ、Moの元素単体粉またはNi−Al、
Ni−Ti−Al、Ni−Zr、Ni−Ｂの合金粉及びイツ
トリヤ微粉末を機械的に混合して、複合粉末を作
る。この複合粉末を押出缶例えば、軟鋼缶に封入
して成形する。 結晶粒のGAR（結晶粒の長軸（押出方向）と短
軸方向の結晶粒径の比（「GAR」と言う。）が20
以上になるとクリープ強度が高くなるが20以上
で、かつその短軸径が、0.1mm以上の粗大再結晶
組織を得るためには、押出条件及び帯域焼鈍条件
が適切であることが必要である。 押出温度及び押出比の押出成形条件は帯域焼鈍
後の再結晶組織に影響を与える。 押出温度が1000℃未満では押出加工ができず、
押出づまりが起きる。しかし、押出温度が1080℃
を超えると、帯域焼鈍後の再結晶組織のGARが
20より小さくなりクリープ強度が低くなるので、
押出温度は1000〜1080℃の温度範囲であることが
必要である。 押出比が12より小さいと、押出加工度が不足し
て良好な再結晶組織が得られず、GARは20未満
となり、クリープ強度が低下する。押出比が12以
上であれば、加工度が十分であり、帯域焼鈍後の
再結晶組織のGARも20以上となり、クリープ強
度は高くなる。 帯域焼鈍熱処理においては、炉の最高温度、成
形材の移動速度及び温度勾配の条件が再結晶組織
に影響を及ぼす。 成形材の最高温度が硬度軟化温度（第１図参
照）より低いと、再結晶が起らず、押出加工組織
が残り、クリープ強度が低くなる。成形材の最高
温度が固相線温度を超えると、部分溶解が起り、
組織が不均一になり、クリープ強度が低くなる。
従つて、成形材の最高温度が成形材の硬度軟化度
〜固相線温度の範囲内であると短軸径が0.1mm以
上の粗大再結晶粒を得ることができる。 成形材の温度勾配は高い程結晶粒のGARが大
きい組織のものが得られるが、温度勾配が、200
℃／cmより少なくなると、GARが20より小さい
組織となり、クリープ強度が低くなる。従つて、
その温度勾配は200℃／cm以上あることが必要で
ある。 成形材の移動速度は、200mm／ｈを超えると成
形材の中心の組織が再結晶を起すのに十分な時間
が得られず、不均一な組織となりクリープ強度は
低くなる。またその速度が20mm／ｈより小さくな
ると、結晶粒の短軸径は大きくなるが、GARは
20未満となり、クリープ強度は低くなる。従つ
て、成形材の移動速度は20〜200mm／ｈの範囲で
あることが必要である。 以上の条件のもとで、押出加工し、帯域焼鈍熱
処理すると、GARが20以上と大きく、かつ短軸
径が0.1mm以上の粗大再結晶粒からなる組織を持
つイツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基
耐熱合金が得られる。 なお、第１図は成形材を所定の焼鈍温度条件で
１時間焼鈍し、空冷した後、マイクロビツカース
硬度（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）
との関係図である。 実施例 １ ３〜7μｍのカルボニルNi粉、元素単体粉とし
て−200メツシユのCr粉、−325メツシユのＷ、
Ta、Mo、Co粉を、合金粉として、−200メツシ
ユのNi−46％Al粉、Ni−28％Ti−15％Al粉、
Ni−30％Zr粉、Ni−14％Ｂ粉を、酸化物として
20nｍのY2O3を用い、表１のTMO−９の組成に
なるように調合した。
【表】
これをAr雰囲気中で50時間機械的に混合した。
なお、Ｃは前記のカルボニルNi粉中に含まれ
ている。機械的混合時のスチール球と原料粉の重
量比は50Kg：３Kgであつた。 得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、400℃で２
×10-3mmHgの真空下で１時間以上脱ガスした後
密閉した。これを1050℃で２時間保持した後、押
出機により押出比15：１、ラム速度400mm／secで
押出し成形した。 この成形材を、水冷ジヤケツト付高周波加熱炉
で、最高温度を1300℃とし、100mm／ｈの速度で
移動させた。その時の成形材の温度勾配は300
℃／cmであつた。再結晶粒の大きさは、0.1mm×
数cmで、GARは20以上であつた。このようにし
て、イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル
基耐熱合金を得た。 なお、表２の試料番号No.３、４は更に1300℃30
分間AC＋1080℃４時間AC＋870℃20時間の熱処
理を行つた。 これら合金のクリープ特性は表２に示す通りで
あつた。
ている。機械的混合時のスチール球と原料粉の重
量比は50Kg：３Kgであつた。 得られた混合粉を軟鋼缶に充填し、400℃で２
×10-3mmHgの真空下で１時間以上脱ガスした後
密閉した。これを1050℃で２時間保持した後、押
出機により押出比15：１、ラム速度400mm／secで
押出し成形した。 この成形材を、水冷ジヤケツト付高周波加熱炉
で、最高温度を1300℃とし、100mm／ｈの速度で
移動させた。その時の成形材の温度勾配は300
℃／cmであつた。再結晶粒の大きさは、0.1mm×
数cmで、GARは20以上であつた。このようにし
て、イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル
基耐熱合金を得た。 なお、表２の試料番号No.３、４は更に1300℃30
分間AC＋1080℃４時間AC＋870℃20時間の熱処
理を行つた。 これら合金のクリープ特性は表２に示す通りで
あつた。
【表】
なお、従来のMA−6000合金のクリープ特性を
示すと表３の通りである。
示すと表３の通りである。
【表】
表２と表３を比較すると、1050℃×16Kgｆ／mm2
のクリープ条件で、本発明合金はMA−6000の約
４倍の破断寿命を有し、改善されていることが分
かる。 発明の効果 本発明の耐熱合金によると、その成分組成によ
り、γ相とγ′相を特定割合にし、特に特定の帯域
焼鈍条件とすることにより、粗大結晶粒のGAR
の大きい組織を持つものとなし得、これによりク
リープ破断寿命及び伸びが従来のものに比べて極
めて優れたものとなし得る優れた効果を有する。
のクリープ条件で、本発明合金はMA−6000の約
４倍の破断寿命を有し、改善されていることが分
かる。 発明の効果 本発明の耐熱合金によると、その成分組成によ
り、γ相とγ′相を特定割合にし、特に特定の帯域
焼鈍条件とすることにより、粗大結晶粒のGAR
の大きい組織を持つものとなし得、これによりク
リープ破断寿命及び伸びが従来のものに比べて極
めて優れたものとなし得る優れた効果を有する。
図面は本発明の押出成形材を所定温度で１時間
焼鈍、空冷した後、マイクロビツカース硬度
（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）との
関係図である。
焼鈍、空冷した後、マイクロビツカース硬度
（Hv）を測定した、焼鈍温度と硬度（Hv）との
関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Al：2.5〜3.7 Co：10.3〜11.1 Cr：6.8〜8.0 Ti：0.5〜0.7 Ta：3.2〜4.3 Ｗ：13.0〜13.4 Zr：0.02〜0.2 Mo：2.2〜2.6 Ｃ：0.001〜0.1 Ｂ：0.001〜0.02 イツトリア （Y2O3）：0.5〜1.7 残部：Ni からなることを特徴とするイツトリア粒子分散型
γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金。 ２ カルボニルNi、Co、Cr、Ta、ＷおよびMo
の元素単体粉、Ni−Al、Ni−Ti−Al、Ni−Zr
およびNi−Ｂの合金粉、さらにイツトリア
（Y2O3）微粉末を機械的に混合して複合粉末と
し、この複合粉末を押出用缶に封入して押出し成
形し、成形物を硬度軟化温度〜固相線温度の範囲
内の最高温度を持つ帯域焼鈍熱処理し、結晶粒の
GARが20以上で、その短軸径が0.1mm以上の粗大
再結晶組織を有し、かつ重量％で、 Al：2.5〜3.7 Co：10.3〜11.1 Cr：6.8〜8.0 Ti：0.5〜0.7 Ta：3.2〜4.3 Ｗ：13.0〜13.4 Zr：0.02〜0.2 Mo：2.2〜2.6 Ｃ：0.001〜0.1 Ｂ：0.001〜0.02 イツトリア （Y2O3）：0.5〜1.7 残部：Ni の組成からなる合金を形成することを特徴とする
イツトリア粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐
熱合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26263586A JPS63118038A (ja) | 1986-11-06 | 1986-11-06 | イットリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26263586A JPS63118038A (ja) | 1986-11-06 | 1986-11-06 | イットリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金とその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63118038A JPS63118038A (ja) | 1988-05-23 |
| JPH0338329B2 true JPH0338329B2 (ja) | 1991-06-10 |
Family
ID=17378523
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26263586A Granted JPS63118038A (ja) | 1986-11-06 | 1986-11-06 | イットリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニッケル基耐熱合金とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63118038A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6011946B2 (ja) * | 2011-10-19 | 2016-10-25 | 公立大学法人大阪府立大学 | ニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3683091D1 (de) * | 1985-05-09 | 1992-02-06 | United Technologies Corp | Schutzschichten fuer superlegierungen, gut angepasst an die substrate. |
| JPS6299433A (ja) * | 1985-10-26 | 1987-05-08 | Natl Res Inst For Metals | イツトリヤ粒子分散型γ′相析出強化ニツケル基耐熱合金 |
-
1986
- 1986-11-06 JP JP26263586A patent/JPS63118038A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63118038A (ja) | 1988-05-23 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |