JP2018059142A - Ni-based heat-resistant alloy - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、Ｎｉ基耐熱合金に関する。 The present invention relates to a Ni-base heat resistant alloy.
近年、省エネルギー、資源の有効活用、および環境保全のためのＣＯ２ガス排出量削減がエネルギー問題の解決課題の一つとなっており、重要な産業政策となっている。化石燃料を燃焼させる発電用ボイラ、化学工業用の反応炉等の場合には、効率の高い、超々臨界圧ボイラまたは反応炉が有利である。それに伴い、高効率化のために蒸気の温度と圧力とを高めた超々臨界圧ボイラの新設が世界中で進められている。具体的には、今までは６００℃前後であった蒸気温度を６５０℃以上、さらには７００℃以上にまで高めることが計画されている。 In recent years, energy saving, effective utilization of resources, and reduction of CO 2 gas emissions for environmental conservation have become one of the challenges for solving energy problems and have become important industrial policies. In the case of a power generation boiler for burning fossil fuel, a reaction furnace for chemical industry, etc., an ultra-supercritical boiler or a reaction furnace with high efficiency is advantageous. Along with this, new super-critical pressure boilers with increased steam temperature and pressure are being developed all over the world for higher efficiency. Specifically, it is planned to increase the steam temperature, which has been around 600 ° C. until now, to 650 ° C. or higher, and further to 700 ° C. or higher.
蒸気の高温高圧化により、ボイラの過熱器管および化学工業用の反応炉管、ならびに、耐熱耐圧部材としての厚板および鍛造品等は、実稼働時において７００℃以上の温度まで上昇されることとなる。したがって、このような過酷な環境において長時間使用される材料には、高温強度および高温耐食性のみならず、長期にわたる金属組織の安定性、ならびに、良好なクリープ破断延性および耐クリープ疲労特性が要求される。 Due to the high temperature and high pressure of steam, boiler superheater tubes, chemical reactor reactor tubes, thick plates and forged products as heat and pressure resistant members, etc., will be raised to a temperature of 700 ° C. or higher during actual operation. It becomes. Therefore, materials that are used for a long time in such harsh environments require not only high-temperature strength and high-temperature corrosion resistance, but also long-term stability of the metal structure, and good creep rupture ductility and creep fatigue resistance. The
さらに、長時間使用後の補修等メンテナンスにおいては、長期経年変化した材料に対して切断、加工、溶接等の作業を行う必要が生じる。したがって、耐熱材料には、新材としての特性だけでなく、経年材としての健全性が強く求められる。 Further, in maintenance such as repair after long-term use, it is necessary to perform operations such as cutting, processing, and welding on materials that have changed over time. Therefore, not only the characteristics as a new material but also the soundness as an aged material is strongly demanded for the heat-resistant material.
特許文献１〜８には、上述のような過酷な高温環境下で使用されるＮｉ基合金が開示されている。これらの文献では、Ｍｏおよび／またはＷを含有させて固溶強化を図るとともに、ＡｌおよびＴｉを含有させて金属間化合物であるγ´相、具体的には、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の析出強化を活用している。このうち、特許文献４〜６に開示されたＮｉ基合金は、２８％以上のＣｒを含有しているため、ｂｃｃ構造を有するα―Ｃｒ相も多量に析出する。 Patent Documents 1 to 8 disclose Ni-based alloys that are used in the severe environment described above. In these documents, Mo and / or W is included to enhance solid solution strengthening, and Al and Ti are included to form a γ ′ phase that is an intermetallic compound, specifically, Ni 3 (Al, Ti). Utilizes precipitation strengthening. Among these, since the Ni-base alloys disclosed in Patent Documents 4 to 6 contain 28% or more of Cr, a large amount of α-Cr phase having a bcc structure is also precipitated.
特許文献９には、Ｎｉ基単結晶超合金の整合ひずみの調整によってクリープ強度を向上することが開示されている。 Patent Document 9 discloses that the creep strength is improved by adjusting the matching strain of the Ni-based single crystal superalloy.
特許文献１０には、ＭｎおよびＣｒといった添加元素を多く含有させることにより、高温強度を高めたオーステナイト鋼が開示されている。 Patent Document 10 discloses an austenitic steel having high temperature strength increased by containing a large amount of additive elements such as Mn and Cr.
特許文献１１には、ＭｏおよびＷを所定量含有し、さらに、ＮｄおよびＢを所定量含有するＮｉ基合金が開示されている。この文献にはさらに、Ｓｂ、Ｚｎ、およびＡｓの総含有量を制限することにより、高温での熱間加工性およびクリープ破断強度を向上させることが記載されている。 Patent Document 11 discloses a Ni-based alloy containing a predetermined amount of Mo and W and further containing a predetermined amount of Nd and B. This document further describes improving hot workability and creep rupture strength at high temperatures by limiting the total content of Sb, Zn, and As.
特許文献１２には、粒内を強化するγ´相を構成するＡｌ、Ｔｉ、およびＮｂの含有量のバランスを規定するとともに、粒界を炭化物または硼化物で強化したＮｉ基耐熱合金が開示されている。 Patent Document 12 discloses a Ni-based heat-resistant alloy that regulates the balance of the contents of Al, Ti, and Nb constituting the γ ′ phase that reinforces the interior of the grains, and that strengthens the grain boundaries with carbides or borides. ing.
特許文献１３には、母相のガンマプライム（γ´）相の体積分率、ならびに、ＮｂおよびＭｏの含有量のバランスを規定したＮｉ基耐熱合金が開示されている。 Patent Document 13 discloses a Ni-based heat-resistant alloy that defines the volume fraction of the gamma prime (γ ′) phase of the parent phase and the balance of the contents of Nb and Mo.
特許文献１〜８に開示されたＮｉ基合金では、γ´相およびα−Ｃｒ相が析出する。そのため、高温下でのクリープ破断延性が従来のオーステナイト鋼等に比べて低く、特に、長期間使用した場合には、経年変化を生じて延性が新材と比較して大きく低下する。 In the Ni-based alloys disclosed in Patent Documents 1 to 8, the γ ′ phase and the α-Cr phase are precipitated. Therefore, creep rupture ductility at high temperatures is lower than that of conventional austenitic steels and the like, and particularly when used for a long period of time, aging changes and the ductility is greatly reduced compared to new materials.
特許文献９に開示されたＮｉ基合金は、単結晶合金であり、鋼管材料のような構造物において延性・加工性が求められる用途に用いることができない。特許文献１０に開示されたオーステナイト鋼は、Ｎｉ含有量が５０％以上になると高い破断強度が得られない。特許文献１１に開示されたＮｉ基合金は、高温で長時間使用後のクリープ強度およびクリープ破断延性が低い場合がある。 The Ni-based alloy disclosed in Patent Document 9 is a single crystal alloy and cannot be used for applications that require ductility and workability in structures such as steel pipe materials. The austenitic steel disclosed in Patent Document 10 cannot obtain high breaking strength when the Ni content is 50% or more. The Ni-based alloy disclosed in Patent Document 11 may have low creep strength and creep rupture ductility after long-time use at high temperatures.
また、特許文献１２に開示されたＮｉ基耐熱合金は、粒界を炭化物または硼化物で強化しているため、８００℃以上の高温環境下では強度が低下する場合がある。特許文献１３に開示されたＮｉ基耐熱合金は、優れたクリープ強度とクリープ破断延性とを有するものの、長期にわたる金属組織の安定性の面でさらなる改善の余地が残されている。 Moreover, since the Ni-base heat-resistant alloy disclosed in Patent Document 12 has grain boundaries reinforced with carbides or borides, the strength may decrease in a high temperature environment of 800 ° C. or higher. Although the Ni-base heat-resistant alloy disclosed in Patent Document 13 has excellent creep strength and creep rupture ductility, there is still room for further improvement in terms of the stability of the metal structure over a long period of time.
本発明は上記の問題を解決し、優れたクリープ強度とクリープ破断延性とを有するＮｉ基耐熱合金を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a Ni-base heat resistant alloy having excellent creep strength and creep rupture ductility.
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のＮｉ基耐熱合金を要旨とする。 The present invention has been made in order to solve the above-described problems, and provides the following Ni-base heat-resistant alloy.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１％未満、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上２８．０％未満、
Ａｌ：０．５％を超えて２．５％以下、
Ｔｉ：０．１〜２．０％、
Ｎｂ：０．１〜２．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｏ：０％を超えて７．０％未満、
Ｗ：０％を超えて１４．０％未満、
Ｆｅ：０．１％未満、
Ｃｏ：０〜２５．０％、
Ｚｒ：０〜０．２％、
Ｖ：０〜１．５％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｎｄ：０〜０．５％、
Ｙ：０〜０．５％、
Ｌａ：０〜０．５％、
Ｃｅ：０〜０．５％、
Ｔａ：０〜８．０％、
Ｒｅ：０〜８．０％、
残部：５０．０％以上のＮｉおよび不純物であり、
下記式（ｉ）〜（iv）を満足する、
Ｎｉ基耐熱合金。
６．０≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦７．０ ・・・（ｉ）
０．３≦Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．６ ・・・（ii）
０．２≦Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iii）
０＜Ｎｂ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iv）
但し、上記式中の各元素記号は、合金中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
(1) The chemical composition is mass%,
C: less than 0.01%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 1.0% or less,
Cr: 15.0% or more and less than 28.0%,
Al: more than 0.5% and 2.5% or less,
Ti: 0.1 to 2.0%,
Nb: 0.1 to 2.0%,
B: 0.0005 to 0.01%
Mo: more than 0% and less than 7.0%,
W: more than 0% and less than 14.0%,
Fe: less than 0.1%,
Co: 0 to 25.0%,
Zr: 0 to 0.2%,
V: 0 to 1.5%
Hf: 0 to 1.0%,
Mg: 0 to 0.05%,
Ca: 0 to 0.05%,
Nd: 0 to 0.5%
Y: 0 to 0.5%
La: 0 to 0.5%,
Ce: 0 to 0.5%,
Ta: 0 to 8.0%,
Re: 0 to 8.0%
The balance: Ni and impurities of 50.0% or more,
The following formulas (i) to (iv) are satisfied:
Ni-base heat-resistant alloy.
6.0 ≦ Mo + 0.5W ≦ 7.0 (i)
0.3 ≦ Al / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.6 (ii)
0.2 ≦ Ti / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iii)
0 <Nb / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iv)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the alloy, and is zero when not contained.
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：５．０％を超えて２５．０％以下、
Ｚｒ：０．００５〜０．２％、
Ｖ：０．０２〜１．５％、
Ｈｆ：０．００５〜１．０％、
Ｍｇ：０．０００８〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００８〜０．０５％、
Ｎｄ：０．００１〜０．５％、
Ｙ：０．００１〜０．５％、
Ｌａ：０．００１〜０．５％、
Ｃｅ：０．００１〜０．５％、
Ｔａ：０．０１〜８．０％、および、
Ｒｅ：０．０１〜８．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のＮｉ基耐熱合金。
(2) The chemical composition is mass%,
Co: more than 5.0% and 25.0% or less,
Zr: 0.005 to 0.2%,
V: 0.02 to 1.5%,
Hf: 0.005 to 1.0%,
Mg: 0.0008-0.05%
Ca: 0.0008 to 0.05%,
Nd: 0.001 to 0.5%,
Y: 0.001 to 0.5%
La: 0.001 to 0.5%,
Ce: 0.001 to 0.5%,
Ta: 0.01-8.0%, and
Re: 0.01 to 8.0%,
Containing one or more selected from
The Ni-base heat-resistant alloy as described in (1) above.
（３）母相のγ´相の体積分率が２５．０％以下であり、
粒界被覆率が７０．０％以上である、
上記（１）または（２）に記載のＮｉ基耐熱合金。
(3) The volume fraction of the γ ′ phase of the parent phase is 25.0% or less,
Grain boundary coverage is 70.0% or more,
The Ni-base heat-resistant alloy as described in (1) or (2) above.
（４）粒界のσ相の体積分率が１０．０％以下であり、
母相のＬａｖｅｓ相の体積分率が５．０％以下である、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金。
(4) The volume fraction of the σ phase at the grain boundary is 10.0% or less,
The volume fraction of the Laves phase of the parent phase is 5.0% or less,
The Ni-based heat-resistant alloy according to any one of (1) to (3) above.
本発明によれば、優れたクリープ強度とクリープ破断延性とを有するＮｉ基耐熱合金が得られる。 According to the present invention, a Ni-base heat-resistant alloy having excellent creep strength and creep rupture ductility can be obtained.
本発明者らは、特許文献１３に開示されるＮｉ基耐熱合金に基づき、クリープ強度およびクリープ破断延性をさらに改善する方法について鋭意検討を重ね、以下の知見を得た。 Based on the Ni-base heat-resistant alloy disclosed in Patent Document 13, the present inventors have earnestly studied a method for further improving the creep strength and creep rupture ductility, and obtained the following knowledge.
従来の合金を用いてクリープ破断試験を実施し、破断後の鋼組織を観察したところ、粒界においてＬａｖｅｓ相がσ相に変化するとともに、粒内に針状のＬａｖｅｓ相が析出していた。 When a creep rupture test was performed using a conventional alloy and the steel structure after rupture was observed, the Laves phase changed to a σ phase at the grain boundaries, and the acicular Laves phase was precipitated in the grains.
このことから発明者らは、クリープ強度およびクリープ破断延性をさらに向上させるためには、組織安定性を高めることが必要であると着想するに至った。 From this, the inventors have come up with the idea that it is necessary to increase the structural stability in order to further improve the creep strength and creep rupture ductility.
そこで種々の化学組成を有する合金についてクリープ破断試験を実施し、破断組織を観察したところ、Ｆｅ含有量を極力低減するとともに、Ｍｏ当量（＝Ｍｏ＋０．５Ｗ）を最適化することによって、準安定相であるＬａｖｅｓ相を安定化させσ相の形成を抑制し、結果的にクリープ強度およびクリープ破断延性を大幅に向上できることを見出した。 Therefore, creep rupture tests were conducted on alloys having various chemical compositions, and the fracture structure was observed. By reducing the Fe content as much as possible and optimizing the Mo equivalent (= Mo + 0.5 W), a metastable phase was obtained. It has been found that the Laves phase, which is, can be stabilized to suppress the formation of the σ phase, and as a result, the creep strength and creep rupture ductility can be greatly improved.
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 The present invention has been made based on the above findings. Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
1. Chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In the following description, “%” for the content means “% by mass”.
Ｃ：０．０１％未満
炭素（Ｃ）は、炭化物を形成してクリープ強度を向上するのに有効な元素とされている。しかし本発明においては、高温長時間において炭化物よりも安定な金属間化合物によって高温クリープ強度を実現する。そのため、Ｃ含有量が多くなると、粒界に炭化物が析出するため、粒界の金属間化合物の析出量が減少して高温長時間側での粒界安定性が保たれない。また、Ｃ含有量が多くなると、炭化物が過剰に析出して靱性等の機械的性質が劣化する。さらに、溶接性も低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０１％未満とする。
C: Less than 0.01% Carbon (C) is an element effective for forming a carbide and improving the creep strength. However, in the present invention, high temperature creep strength is realized by an intermetallic compound that is more stable than carbide at a high temperature for a long time. For this reason, when the C content increases, carbides precipitate at the grain boundaries, so the amount of precipitation of intermetallic compounds at the grain boundaries decreases and the grain boundary stability on the high temperature and long time side cannot be maintained. Moreover, when C content increases, carbide | carbonized_material will precipitate excessively and mechanical properties, such as toughness, will deteriorate. Furthermore, the weldability is also reduced. Therefore, the C content is less than 0.01%.
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、合金を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、溶接性および熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、１．０％未満であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。他の元素によって脱酸作用が十分確保されている場合には、Ｓｉ含有量には下限を設けなくても良い。脱酸作用、耐酸化性および耐水蒸気酸化性等の効果を安定して得たい場合には、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましく、０．０４％以上であるのがさらに好ましい。
Si: 1.0% or less Silicon (Si) deoxidizes the alloy. However, when the Si content is excessive, weldability and hot workability are reduced. Therefore, the Si content is 1.0% or less. The Si content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.8% or less, and even more preferably 0.5% or less. When the deoxidizing action is sufficiently ensured by other elements, it is not necessary to provide a lower limit for the Si content. When it is desired to stably obtain effects such as deoxidation, oxidation resistance and steam oxidation resistance, the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. Preferably, it is 0.04% or more.
Ｍｎ：１．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は、合金を脱酸する。Ｍｎはさらに、不純物であるＳを硫化物として固着して、合金の熱間加工性を高める。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、スピネル型酸化被膜の形成が促進され、高温での耐酸化性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以下である。Ｍｎ含有量は１．０％未満であることが好ましく、０．８％以下であることがさらに好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。熱間加工性改善の作用を安定して得たい場合には、Ｍｎ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがさらに好ましく、０．０４％以上であることがさらに好ましい。
Mn: 1.0% or less Manganese (Mn) deoxidizes the alloy. Mn further fixes S, which is an impurity, as a sulfide, and improves the hot workability of the alloy. On the other hand, when the Mn content is excessive, the formation of a spinel oxide film is promoted, and the oxidation resistance at high temperatures is lowered. Therefore, the Mn content is 1.0% or less. The Mn content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.5% or less. When it is desired to stably obtain the effect of improving hot workability, the Mn content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and 0.04% or more. More preferably it is.
Ｃｒ：１５．０％以上２８．０％未満
クロム（Ｃｒ）は、合金の耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、Ｎｂと結合して金属間化合物を形成して粒界に析出し、合金のクリープ強度を向上する。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、α‐Ｃｒ相やσ相が過剰に析出し、粗大化して、長時間使用時に析出物界面にクリープボイドが形成されやすくなる。これによって、クリープ強度およびクリープ破断延性が低下し、また、熱間加工性も低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、１５．０％以上２８．０％未満である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、１５．０％よりも高いことが好ましく、１６．０％以上であることがさらに好ましく、１８．０％以上であることがさらに好ましい。Ｃｒ含有量は、上限の観点では、２７．０％以下であることが好ましく、２６．０％以下であることがさらに好ましい。
Cr: 15.0% or more and less than 28.0% Chromium (Cr) improves corrosion resistance such as oxidation resistance, steam oxidation resistance, and high temperature corrosion resistance of the alloy. Further, Cr combines with Nb to form an intermetallic compound and precipitates at the grain boundary, thereby improving the creep strength of the alloy. On the other hand, when the Cr content is excessive, the α-Cr phase and the σ phase are excessively precipitated and coarsened, and creep voids are easily formed at the precipitate interface when used for a long time. As a result, creep strength and creep rupture ductility are lowered, and hot workability is also lowered. Therefore, the Cr content is 15.0% or more and less than 28.0%. From the viewpoint of the lower limit, the Cr content is preferably higher than 15.0%, more preferably 16.0% or more, and further preferably 18.0% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Cr content is preferably 27.0% or less, and more preferably 26.0% or less.
Ａｌ：０．５％を超えて２．５％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、γ´相（Ｎｉ３Ａｌ）を形成し、クリープ強度を高める。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、γ´相の析出温度が上昇して高温におけるγ´相の体積分率が増大し、熱間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．５％よりも高く２．５％以下である。Ａｌ含有量は、上限の観点では、２．５％未満であることが好ましく、２．３％以下であることがさらに好ましく、２．２％以下であることがさらに好ましい。Ａｌ含有量は、下限の観点では、０．６％以上であることが好ましく、０．７％以上であることがさらに好ましい。なお本明細書において、Ａｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
Al: more than 0.5% and not more than 2.5% Aluminum (Al) forms a γ 'phase (Ni 3 Al) and increases the creep strength. On the other hand, when the Al content is excessive, the precipitation temperature of the γ ′ phase increases, the volume fraction of the γ ′ phase at a high temperature increases, and the hot workability decreases. Therefore, the Al content is higher than 0.5% and not higher than 2.5%. In view of the upper limit, the Al content is preferably less than 2.5%, more preferably 2.3% or less, and even more preferably 2.2% or less. From the viewpoint of the lower limit, the Al content is preferably 0.6% or more, and more preferably 0.7% or more. In the present specification, the Al content is sol. It means the content of Al (acid-soluble Al).
Ｔｉ：０．１〜２．０％
チタン（Ｔｉ）は、Ａｌとともにγ´相を形成して、合金のクリープ強度を高める元素である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１〜２．０％とする。Ｔｉ含有量は０．５％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましい。Ｔｉ含有量は、２．０％未満であることが好ましく、１．８％以下であることがより好ましく、１．７％以下であることがさらに好ましい。
Ti: 0.1 to 2.0%
Titanium (Ti) is an element that forms a γ 'phase together with Al to increase the creep strength of the alloy. On the other hand, when the Ti content is excessive, hot workability is reduced. Therefore, the Ti content is 0.1 to 2.0%. The Ti content is preferably 0.5% or more, and more preferably 1.0% or more. The Ti content is preferably less than 2.0%, more preferably 1.8% or less, and even more preferably 1.7% or less.
Ｎｂ：０．１〜２．０％
ニオブ（Ｎｂ）はγ´相に固溶し、γ´相を強化する。Ｎｂはさらに、母相を固溶強化する。そのため、Ｎｂは、合金の高温強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎると、γ´相が増加し、かつ、Ｎｂの母相（粒内）への固溶量も増加する。そのため、粒内が極度に強化される。さらに、粗大なＮｂ炭化物が形成され、組織が弱くなる。そのため、クリープ強度および延性が低下し、熱間加工性も低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１〜２．０％とする。Ｎｂ含有量は０．１％よりも高くことが好ましく、０．２％以上であるのがより好ましく、０．５％以上であるのがさらに好ましい。Ｎｂ含有量は２．０％未満であるのが好ましく、１．８％以下であるのがより好ましく、１．７％以下であるのがさらに好ましい。
Nb: 0.1 to 2.0%
Niobium (Nb) dissolves in the γ ′ phase and strengthens the γ ′ phase. Nb further strengthens the matrix phase by solid solution. Therefore, Nb increases the high temperature strength of the alloy. However, if the Nb content is too high, the γ ′ phase increases, and the solid solution amount of Nb in the parent phase (inside grains) also increases. Therefore, the inside of the grain is extremely strengthened. Furthermore, coarse Nb carbide is formed and the structure becomes weak. Therefore, creep strength and ductility are lowered, and hot workability is also lowered. Therefore, the Nb content is 0.1 to 2.0%. The Nb content is preferably higher than 0.1%, more preferably 0.2% or more, and further preferably 0.5% or more. The Nb content is preferably less than 2.0%, more preferably 1.8% or less, and even more preferably 1.7% or less.
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
ボロン（Ｂ）は、粒界を強化し、Ｎｉ基耐熱合金のクリープ強度とクリープ破断延性とを高める。一方、Ｂ含有量が過剰になると、溶接性が低下し、クリープ強度およびクリープ破断延性も低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１％である。Ｂ含有量は、上限の観点では、０．０１％未満であることが好ましく、０．００９％以下であることがさらに好ましく、０．００８％以下であることがさらに好ましい。Ｂ含有量は、下限の観点では、０．０００５％よりも高いことが好ましく、０．００１％以上であることがさらに好ましく、０．００２％以上であることがさらに好ましい。
B: 0.0005 to 0.01%
Boron (B) reinforces the grain boundaries and increases the creep strength and creep rupture ductility of the Ni-base heat-resistant alloy. On the other hand, when the B content is excessive, weldability is lowered, and creep strength and creep rupture ductility are also lowered. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.01%. In view of the upper limit, the B content is preferably less than 0.01%, more preferably 0.009% or less, and further preferably 0.008% or less. From the viewpoint of the lower limit, the B content is preferably higher than 0.0005%, more preferably 0.001% or more, and further preferably 0.002% or more.
Ｍｏ：０％を超えて７．０％未満
モリブデン（Ｍｏ）は、母相に固溶して、固溶強化によって合金のクリープ強度を向上させる。後述するように、本発明においてはＭｏ当量を所定の範囲とする必要があるが、Ｍｏ含有量が０％であると、加工性が悪くなりさらに延性も低下する。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。また、炭化物または窒化物を形成し、８００℃以上での高温長時間強度を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量は０％を超えて７．０％未満とする。Ｍｏ含有量は、０．２％以上であることが好ましく、０．５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｏ含有量は、６．５％以下であることが好ましく、６．０％以下であることがより好ましく、５．５％以下であることがさらに好ましい。
Mo: more than 0% and less than 7.0% Molybdenum (Mo) is dissolved in the matrix phase and improves the creep strength of the alloy by solid solution strengthening. As will be described later, in the present invention, the Mo equivalent needs to be within a predetermined range, but if the Mo content is 0%, the workability deteriorates and the ductility also decreases. On the other hand, when the Mo content is excessive, hot workability is reduced. In addition, carbide or nitride is formed, and the high-temperature long-term strength at 800 ° C. or higher is lowered. Therefore, the Mo content is more than 0% and less than 7.0%. The Mo content is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.5% or more. In addition, the Mo content is preferably 6.5% or less, more preferably 6.0% or less, and even more preferably 5.5% or less.
Ｗ：０％を超えて１４．０％未満
タングステン（Ｗ）は、母相に固溶して、固溶強化によって合金のクリープ強度を向上させる。また、粒界にラーベス相を析出し、粒界強度を向上させる。後述するように、本発明においてはＭｏ当量を所定の範囲とする必要があるが、Ｗ含有量が０％であると、Ｌａｖｅｓ相が熱平衡的に不安定となり、粒界析出量が低下する。一方、Ｗ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０％を超えて１４．０％未満とする。Ｗ含有量は、１．０％以上であることが好ましく、２．０％以上であることがより好ましい。また、Ｗ含有量は、１２．０％以下であることが好ましく、１０．０％以下であることがより好ましい。
W: more than 0% and less than 14.0% Tungsten (W) is solid-solved in the parent phase and improves the creep strength of the alloy by solid solution strengthening. In addition, a Laves phase is precipitated at the grain boundary to improve the grain boundary strength. As will be described later, in the present invention, it is necessary to keep the Mo equivalent within a predetermined range. However, when the W content is 0%, the Laves phase becomes unstable in thermal equilibrium, and the amount of precipitation at the grain boundary decreases. On the other hand, when W content becomes excessive, hot workability will fall. Therefore, the W content is more than 0% and less than 14.0%. The W content is preferably 1.0% or more, and more preferably 2.0% or more. Moreover, it is preferable that W content is 12.0% or less, and it is more preferable that it is 10.0% or less.
Ｆｅ：０．１％未満
鉄（Ｆｅ）は、本来、Ｎｉ基耐熱合金の熱間加工性を高める元素である。しかしながら、本発明においては、合金中のＦｅ含有量を低減することによって、準安定相であるＬａｖｅｓ相を安定化させ、σ相の形成を抑制する。したがって、Ｆｅ含有量は０．１％未満とする。
Fe: less than 0.1% Iron (Fe) is essentially an element that improves the hot workability of Ni-base heat-resistant alloys. However, in the present invention, by reducing the Fe content in the alloy, the Laves phase, which is a metastable phase, is stabilized and the formation of the σ phase is suppressed. Therefore, the Fe content is less than 0.1%.
本発明のＮｉ基耐熱合金の化学組成において、残部は５０．０％以上のＮｉおよび不純物である。ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of the Ni-base heat resistant alloy of the present invention, the balance is 50.0% or more of Ni and impurities. Here, “impurities” are components mixed in due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when the alloy is industrially manufactured, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
Ｎｉ含有量が５０．０％以上であれば、他の元素を含有させてクリープ強度を高めても、延性の低下を抑制することができる。Ｎｉ含有量が低すぎると、粒内変形抵抗が著しく増大し、クリープ破断延性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は５０．０％以上である。Ｎｉ含有量は、５０．０％を超えることが好ましく、５１．０％以上であることがより好ましく、５２．０％以上であることがさらに好ましい。 If the Ni content is 50.0% or more, even if other elements are contained to increase the creep strength, a decrease in ductility can be suppressed. When the Ni content is too low, the intragranular deformation resistance is remarkably increased and the creep rupture ductility is lowered. Therefore, the Ni content is 50.0% or more. The Ni content preferably exceeds 50.0%, more preferably 51.0% or more, and further preferably 52.0% or more.
本発明のＮｉ基耐熱合金には、さらに、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｖ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、ＴａおよびＲｅから選択される１種以上の元素を含有させても良い。 The Ni-base heat-resistant alloy of the present invention may further contain one or more elements selected from Co, Zr, V, Hf, Mg, Ca, Nd, Y, La, Ce, Ta, and Re. .
Ｃｏ：０〜２５．０％
コバルト（Ｃｏ）は、γ相およびγ´相に分配され、主に固溶強化元素として作用する。Ｃｏはさらに、γ´に固溶することにより格子定数を大きく低下させ、整合格子ひずみを低下させる。そのため、Ｃｏはクリープ強度およびクリープ破断延性を向上させる。破断伸びの増加量は、Ｃｏ含有による整合格子ひずみの低下量に対応する。Ｃｏはさらに、脆化相であるσ相の析出温度を低下し、粒内の強度および延性バランスに優れたγ＋γ´の二相領域を拡げる。そのため、必要に応じてＣｏを含有させても良い。
Co: 0 to 25.0%
Cobalt (Co) is distributed into the γ phase and the γ ′ phase, and mainly acts as a solid solution strengthening element. Further, Co dissolves in γ ′ to greatly reduce the lattice constant and reduce the matching lattice strain. Therefore, Co improves creep strength and creep rupture ductility. The increased amount of elongation at break corresponds to the decreased amount of matched lattice strain due to the Co content. Co further lowers the precipitation temperature of the σ phase, which is an embrittlement phase, and expands the two-phase region of γ + γ ′ that is excellent in the strength and ductility balance within the grains. Therefore, Co may be included as necessary.
しかしながら、Ｃｏ含有量が過剰になると、延性の向上効果は飽和する。さらに、Ｃｏの過剰な固溶により母相が著しく強化し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は２５．０％以下とする。Ｃｏ含有量は、２５．０％未満であることが好ましく、２２．０％以下であることがより好ましく、２０．０％以下であることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、Ｃｏ含有量は５．０％を超えることが好ましく、７．０％以上であることがより好ましく、１０．０％以上であることがさらに好ましい。 However, when the Co content is excessive, the effect of improving ductility is saturated. Furthermore, excessive solid solution of Co remarkably strengthens the parent phase and decreases hot workability. Therefore, the Co content is 25.0% or less. The Co content is preferably less than 25.0%, more preferably 22.0% or less, and even more preferably 20.0% or less. In order to stably obtain the effects described above, the Co content is preferably more than 5.0%, more preferably 7.0% or more, and even more preferably 10.0% or more.
Ｚｒ：０〜０．２％
ジルコニウム（Ｚｒ）は、粒内γ´相と粒界とに分配され、粒内では、Ｔｉと同様に粒内γ´相を安定化する。粒界では、Ｂと同様に粒界固溶元素として作用し、Ｎｉ基耐熱合金のクリープ強度およびクリープ破断延性を高める。そのため必要に応じてＺｒを含有させても良い。しかしながら、Ｚｒ含有量が過剰になると、粒内に分配されるＺｒにより粒内が過剰に強化され、熱間加工性が低下する。さらに、Ｚｒの一部が介在物として粗大な（Ｚｒ，Ｎｂ）炭化物を形成し、合金のクリープ強度が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．２％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．２％未満であることが好ましく、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましく、０．０２％以上であることがさらに好ましい。
Zr: 0 to 0.2%
Zirconium (Zr) is distributed to the intragranular γ ′ phase and the grain boundary, and stabilizes the intragranular γ ′ phase in the same manner as Ti. At the grain boundaries, it acts as a grain boundary solid solution element like B, and increases the creep strength and creep rupture ductility of the Ni-base heat-resistant alloy. Therefore, you may contain Zr as needed. However, if the Zr content is excessive, the inside of the grains is excessively strengthened by Zr distributed in the grains, and the hot workability is lowered. Furthermore, a part of Zr forms coarse (Zr, Nb) carbide as inclusions, and the creep strength of the alloy decreases. Therefore, the Zr content is 0.2% or less. The Zr content is preferably less than 0.2%, more preferably 0.1% or less, and even more preferably 0.05% or less. In order to stably obtain the effects described above, the Zr content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.02% or more. preferable.
Ｖ：０〜１．５％
バナジウム（Ｖ）は、炭窒化物または金属間化合物を形成してクリープ強度を高める元素であるため必要に応じて含有させても良い。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、高温腐食の発生と脆化相の析出に起因して、延性および靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、１．５％以下とする。Ｖ含有量は、１．５％未満であることが好ましく、１．２％以下であることがより好ましく、１．０％以下であることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、Ｖ含有量は、０．０２％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましく、０．０６％以上であることがさらに好ましい。
V: 0 to 1.5%
Vanadium (V) is an element that forms a carbonitride or an intermetallic compound to increase the creep strength, and therefore may be contained as necessary. However, when the V content is excessive, ductility and toughness are lowered due to the occurrence of high temperature corrosion and precipitation of the embrittlement phase. Therefore, the V content is 1.5% or less. The V content is preferably less than 1.5%, more preferably 1.2% or less, and even more preferably 1.0% or less. In order to stably obtain the above-described effects, the V content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more, and further preferably 0.06% or more. preferable.
Ｈｆ：０〜１．０％
ハフニウム（Ｈｆ）は、主として粒界強化に寄与してクリープ強度を高める元素であるため必要に応じて含有させても良い。しかしながら、Ｈｆ含有量が過剰になると、熱間加工性および溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は１．０％以下とする。Ｈｆ含有量は、１．０％未満であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、Ｈｆ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、０．００８％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。
Hf: 0 to 1.0%
Hafnium (Hf) is an element that mainly contributes to grain boundary strengthening and increases the creep strength, and therefore may be included as necessary. However, when the Hf content is excessive, hot workability and weldability are deteriorated. Therefore, the Hf content is 1.0% or less. The Hf content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.8% or less, and even more preferably 0.5% or less. In order to stably obtain the above effects, the Hf content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.008% or more, and further preferably 0.01% or more. preferable.
上記のＶおよびＨｆは、１種のみ、または２種を複合して含有しても良い。ＶおよびＨｆを含有する場合、これらの元素の好ましい合計含有量は２．８％以下である。 Said V and Hf may contain only 1 type or 2 types in combination. When V and Hf are contained, the preferable total content of these elements is 2.8% or less.
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ｃａ：０〜０．０５％
マグネシウム（Ｍｇ）およびカルシウム（Ｃａ）はいずれも、不純物であるＳを硫化物として固着して熱間加工性を高める元素であるため必要に応じて含有させても良い。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、清浄性が低下し、かえって熱間加工性および延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量およびＣａ含有量はいずれも、０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量およびＣａ含有量は、０．０５％未満であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、ＭｇおよびＣａの含有量の少なくとも一方が０．０００５％以上であることが好ましく、０．０００８％以上であることがより好ましく、０．００１％以上であることがさらに好ましい。
Mg: 0 to 0.05%
Ca: 0 to 0.05%
Magnesium (Mg) and calcium (Ca) are both elements that fix the impurity S as a sulfide to improve hot workability, and therefore may be included as necessary. However, when the content of these elements is excessive, cleanliness is lowered, and hot workability and ductility are reduced. Therefore, the Mg content and the Ca content are both 0.05% or less. The Mg content and Ca content are preferably less than 0.05%, more preferably 0.02% or less, and still more preferably 0.01% or less. In order to stably obtain the above effects, at least one of the contents of Mg and Ca is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more, and 0.001% or more. More preferably.
Ｎｄ：０〜０．５％
Ｙ：０〜０．５％
Ｌａ：０〜０．５％
Ｃｅ：０〜０．５％
ネオジム（Ｎｄ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）およびセリウム（Ｃｅ）はいずれも、Ｓを硫化物として固着して熱間加工性を高める。これらの元素はさらに、合金表面のＣｒ２Ｏ３保護皮膜の密着性を高め、特に、繰り返し酸化時の耐酸化性を高める。これらの元素はさらに、粒界を強化して、クリープ強度および破断ひずみを高める。そのため、必要に応じてこれらの元素を含有させても良い。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、酸化物等の介在物が多くなり熱間加工性および溶接性が低下する。したがって、Ｎｄ、Ｙ、ＬａおよびＣｅの含有量はいずれも０．５％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも、０．５％未満とすることが好ましく、０．３％以下とすることがより好ましく、０．１５％以下とすることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、これらの元素の含有量のいずれかを０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００３％以上とすることがさらに好ましい。
Nd: 0 to 0.5%
Y: 0 to 0.5%
La: 0 to 0.5%
Ce: 0 to 0.5%
Neodymium (Nd), yttrium (Y), lanthanum (La), and cerium (Ce) all adhere to S as a sulfide to enhance hot workability. These elements further increase the adhesion of the Cr 2 O 3 protective film on the alloy surface, and in particular, increase the oxidation resistance during repeated oxidation. These elements further strengthen grain boundaries and increase creep strength and rupture strain. Therefore, you may contain these elements as needed. However, when the content of these elements becomes excessive, inclusions such as oxides increase, and hot workability and weldability deteriorate. Therefore, the contents of Nd, Y, La and Ce are all 0.5% or less. The content of these elements is preferably less than 0.5%, more preferably 0.3% or less, and still more preferably 0.15% or less. In order to stably obtain the effects described above, any of the contents of these elements is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and 0.003% or more. More preferably.
上記のＭｇ、Ｃａ、Ｎｄ、Ｙ、ＬａおよびＣｅは、いずれか１種のみ、または２種以上を複合して含有することができる。これらの元素の好ましい合計含有量は０．９４％以下である。 Said Mg, Ca, Nd, Y, La, and Ce can contain only 1 type, or can combine 2 or more types. The preferred total content of these elements is 0.94% or less.
Ｔａ：０〜８．０％
Ｒｅ：０〜８．０％
タンタル（Ｔａ）およびレニウム（Ｒｅ）はいずれも、炭窒化物を形成するとともに母相に固溶して、クリープ強度を高める。これらの元素はさらに、γ´相に固溶し高温強度を高める。そのため、必要に応じてこれらの元素を含有させても良い。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、加工性および機械的性質が低下する。したがって、Ｔａ含有量およびＲｅ含有量はそれぞれ、８．０％以下である。Ｔａ含有量およびＲｅ含有量はそれぞれ、８．０％未満であることが好ましく、７．０％以下であることがより好ましく、６．０％以下であることがさらに好ましい。上記した効果を安定して得るためには、ＴａおよびＲｅの含有量の少なくとも一方が０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましく、０．５％以上であることがさらに好ましい。
Ta: 0 to 8.0%
Re: 0 to 8.0%
Tantalum (Ta) and rhenium (Re) both form carbonitrides and dissolve in the parent phase to increase the creep strength. Further, these elements are dissolved in the γ ′ phase to increase the high temperature strength. Therefore, you may contain these elements as needed. However, when the content of these elements is excessive, workability and mechanical properties are lowered. Therefore, the Ta content and the Re content are each 8.0% or less. The Ta content and Re content are each preferably less than 8.0%, more preferably 7.0% or less, and even more preferably 6.0% or less. In order to stably obtain the effects described above, at least one of the Ta and Re contents is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, and 0.5% or more. More preferably.
上記のＴａおよびＲｅは、１種のみ、または２種を複合して含有することができる。これらの元素の好ましい合計含有量は１４．０％以下である。 The above Ta and Re can be contained alone or in combination of two. The preferred total content of these elements is 14.0% or less.
６．０≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦７．０ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は、合金中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
上述の成分系において、Ｍｏ当量を上記の範囲内にすることによって、優れたクリープ強度およびクリープ破断延性が得られる。具体的には、Larson-Millerパラメータ法を用いて求められる８００℃、１００ＭＰａでのクリープ破断時間が１０５時間以上となり、８００℃、１００ＭＰａでのクリープ破断延性が２０％以上となる。
6.0 ≦ Mo + 0.5W ≦ 7.0 (i)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the alloy, and is zero when not contained.
In the above component system, by setting the Mo equivalent within the above range, excellent creep strength and creep rupture ductility can be obtained. Specifically, 800 ° C. obtained using Larson-Miller parameter method, the creep rupture time at 100MPa becomes 105 hours or more, and 800 ° C., creep rupture ductility at 100MPa is more than 20%.
０．３≦Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．６ ・・・（ii）
０．２≦Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iii）
０＜Ｎｂ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iv）
但し、上記式中の各元素記号は、合金中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
上記式（ii）〜（iv）は、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂ含有量の総量に対する、Ａｌ含有量、Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量の比をそれぞれ示す。
0.3 ≦ Al / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.6 (ii)
0.2 ≦ Ti / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iii)
0 <Nb / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iv)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the alloy, and is zero when not contained.
The above formulas (ii) to (iv) show the ratios of Al content, Ti content and Nb content to the total amount of Al, Ti and Nb content, respectively.
本発明に係るＮｉ基耐熱合金は、化学組成が上述の範囲内であるのに加えて、上記式（ii）〜（iv）を満足する。上記式（ii）〜（iv）を満足する場合、ＴｉおよびＮｂの個別の固溶効果とγ´相の析出強化とのバランスが良好となる。つまりこの場合、析出強化に因る著しい強度増加と、固溶強化に因る延性と強度の増加によって、優れたクリープ強度とクリープ破断延性とが得られる。 The Ni-based heat-resistant alloy according to the present invention satisfies the above formulas (ii) to (iv) in addition to the chemical composition being within the above-mentioned range. When the above formulas (ii) to (iv) are satisfied, the balance between the individual solid solution effects of Ti and Nb and the precipitation strengthening of the γ ′ phase becomes good. That is, in this case, excellent creep strength and creep rupture ductility can be obtained by a significant increase in strength due to precipitation strengthening and an increase in ductility and strength due to solid solution strengthening.
２．組織
本発明に係るＮｉ基耐熱合金の金属組織については、特に制限は設けないが、組織を安定化させ優れたクリープ強度およびクリープ破断延性を確保ためには、下記の条件を満足することが好ましい。
2. Structure The metal structure of the Ni-base heat-resistant alloy according to the present invention is not particularly limited, but in order to stabilize the structure and ensure excellent creep strength and creep rupture ductility, the following conditions are preferably satisfied. .
母相のγ´相の体積分率：２５．０％以下
母相のγ´相の体積分率（ｖｏｌ．％）とは、母相（γ相）中のＮｉ粒内におけるγ´相の体積分率を意味する。プロセスによっては粒界にもγ´相が析出する場合があるが、本発明においては、粒内に析出したγ´相のみを対象とする。
Volume fraction of the γ 'phase of the mother phase: 25.0% or less The volume fraction of the γ' phase of the mother phase (vol.%) Is the γ 'phase in the Ni grains in the mother phase (γ phase). It means volume fraction. Depending on the process, the γ ′ phase may precipitate at the grain boundary, but in the present invention, only the γ ′ phase precipitated within the grain is targeted.
γ´相の体積分率が高すぎると、整合格子ひずみが増大し、粒内延性が低下するおそれがある。さらに、γ´相の析出温度が上昇するため、熱間加工性が低下する場合がある。そのため、γ´相の体積分率は、２５．０％以下とすることが好ましい。γ´相の体積分率を上記の範囲内とすることによって、強度と延性とのバランスが保たれ、優れた高温強度（クリープ強度）、延性および熱間加工性（破断伸び）が得られる。母相のγ´相の体積分率の下限については特に設けないが、γ´相の体積分率が低すぎると、必要なクリープ強度が得られない場合がある。そのため、γ´相の体積分率は１０．０％以上とするのが好ましい。 If the volume fraction of the γ ′ phase is too high, the matched lattice strain increases and the intragranular ductility may be reduced. Furthermore, since the precipitation temperature of the γ ′ phase increases, the hot workability may decrease. Therefore, the volume fraction of the γ ′ phase is preferably 25.0% or less. By setting the volume fraction of the γ ′ phase within the above range, the balance between strength and ductility is maintained, and excellent high-temperature strength (creep strength), ductility and hot workability (breaking elongation) can be obtained. There is no particular lower limit for the volume fraction of the γ ′ phase of the parent phase, but if the volume fraction of the γ ′ phase is too low, the required creep strength may not be obtained. Therefore, the volume fraction of the γ ′ phase is preferably 10.0% or more.
母相のγ´相の体積分率は、次の方法によって測定する。Ｎｉ基耐熱合金に対してＸ線回折測定を実施し、母相（γ相）およびγ´相の二相モデルでＸ線Ｒｉｅｔｖｅｌｄ法による構造最適化によって体積分率解析する。ここで、粒界に析出したγ´相は薄いフィルム状で、かつ疎であるため、Ｘ線回折測定では検出されない。つまり、Ｘ線回折測定において検出されるγ´相は、γ粒内に析出したγ´相である。したがって、上述のＸ線回折法により体積分率を解析することにより、γ´相の体積分率を求めることができる。 The volume fraction of the γ ′ phase of the parent phase is measured by the following method. X-ray diffraction measurement is performed on the Ni-base heat-resistant alloy, and volume fraction analysis is performed by structure optimization by the X-ray Rietveld method using a two-phase model of a parent phase (γ phase) and a γ ′ phase. Here, since the γ ′ phase precipitated at the grain boundary is a thin film and sparse, it is not detected by X-ray diffraction measurement. That is, the γ ′ phase detected in the X-ray diffraction measurement is a γ ′ phase precipitated in γ grains. Therefore, the volume fraction of the γ ′ phase can be obtained by analyzing the volume fraction by the above-described X-ray diffraction method.
なお、γ´相の体積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた画像解析でも測定が可能である。この場合、画像解析により、γ粒内に析出したγ´相の面積率を求め、求めた面積率をもって、γ´相の体積分率と定義する。 The volume fraction of the γ ′ phase can also be measured by image analysis using a scanning electron microscope (SEM) or a transmission electron microscope (TEM). In this case, the area ratio of the γ ′ phase precipitated in the γ grains is obtained by image analysis, and the obtained area ratio is defined as the volume fraction of the γ ′ phase.
粒界被覆率：７０．０％以上
粒界被覆率とは、結晶粒（γ相）の粒界の全長さに対する、析出物によって覆われた粒界の長さの比（％）である。本発明においては、Ｎｉ基耐熱合金が使用に供される前の状態、すなわち、新材の時に測定した粒界被覆率を採用する。
Grain boundary coverage: 70.0% or more The grain boundary coverage is the ratio (%) of the length of the grain boundary covered with precipitates to the total length of the grain boundary of crystal grains (γ phase). In the present invention, the state before the Ni-based heat-resistant alloy is put into use, that is, the grain boundary coverage measured in the case of a new material is adopted.
合金が変形する際、粒界に応力が集中する。粒界が析出物で覆われていれば、この応力を分散させることができる。そのため、粒界被覆率が高いほど、合金の強度を高くすることができる。粒界被覆率が７０．０％以上であれば、優れたクリープ強度が得られる。粒界被覆率は、８０．０％以上であることが好ましい。一方、粒界被覆率が高すぎると変形のためのサイトがなくなり、粒内γ´相の体積分率にもよるが延性が低下する場合がある。そのため、粒界被覆率は９０．０％以下であることが好ましい。 As the alloy deforms, stress concentrates at the grain boundaries. If the grain boundary is covered with precipitates, this stress can be dispersed. Therefore, the higher the grain boundary coverage, the higher the strength of the alloy. If the grain boundary coverage is 70.0% or more, excellent creep strength can be obtained. The grain boundary coverage is preferably 80.0% or more. On the other hand, when the grain boundary coverage is too high, there are no sites for deformation, and the ductility may be lowered depending on the volume fraction of the intragranular γ ′ phase. Therefore, the grain boundary coverage is preferably 90.0% or less.
粒界被覆率は、以下の方法によって算出する。Ｎｉ基耐熱合金の任意の場所からサンプルを採取する。採取されたサンプルから、６０×５０μｍ２程度の領域を５視野観察する。観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。図１は、観察された領域の模式図である。領域中の結晶粒界の全長Ｌを測定する。そして、析出物に覆われた各粒界部分（総計ｎ個）の長さＡ１〜Ａｎを測定する。得られたＬおよびＡ１〜Ａｎに基づいて、各領域（合計５つ）における粒界被覆率（％）を、以下の式（Ａ）に基づいて求める。得られた５つの粒界被覆率の平均を、粒界被覆率（％）と定義する。
粒界被覆率＝（Ａ１＋Ａ２＋Ａ３＋・・・＋Ａｎ）／Ｌ・・・（Ａ）
The grain boundary coverage is calculated by the following method. A sample is taken from any location of the Ni-base heat resistant alloy. From the collected sample, an area of about 60 × 50 μm 2 is observed in five visual fields. A scanning electron microscope (SEM) is used for observation. FIG. 1 is a schematic diagram of the observed region. The total length L of the crystal grain boundary in the region is measured. And length A1-An of each grain-boundary part (total n pieces) covered with the precipitate is measured. Based on the obtained L and A1 to An, the grain boundary coverage (%) in each region (five in total) is obtained based on the following formula (A). The average of the obtained five grain boundary coverages is defined as the grain boundary coverage (%).
Grain boundary coverage = (A1 + A2 + A3 +... + An) / L (A)
本実施形態において粒界に析出する析出物は、主として金属間化合物である。ただし、粒界被覆率を算出するにあたっては、金属間化合物に加え、炭化物、硼化物等、何等かの析出物によって覆われていれば、上記の式（Ａ）において、析出物によって覆われた粒界部分として計算する。 In the present embodiment, the precipitates precipitated at the grain boundaries are mainly intermetallic compounds. However, in calculating the grain boundary coverage, in addition to the intermetallic compound, if covered by any precipitate such as carbide, boride, etc., it was covered by the precipitate in the above formula (A). Calculate as the grain boundary part.
粒界のσ相の体積分率：１０．０％以下
粒界のσ相の体積分率が、１０．０％を超えると、高温環境下でＬａｖｅｓ相からσ相への変化が早急に進み、粒界に存在するＬａｖｅｓ相のほとんどがσ相へ変化する。その結果、粒界σ相が早期に粗大化し、σ相周囲にボイドが発生するとともに粒界近傍に無析出帯を形成し組織が弱化し、早期破断に至るおそれがある。そのため、粒界のσ相の体積分率は、１０．０％以下とすることが好ましい。
Volume fraction of σ phase at grain boundaries: 10.0% or less When the volume fraction of σ phase at grain boundaries exceeds 10.0%, the transition from the Laves phase to the σ phase proceeds rapidly in a high temperature environment. Most of the Laves phases existing at the grain boundaries change to the σ phase. As a result, the grain boundary σ phase is coarsened early, voids are generated around the σ phase, a precipitate-free zone is formed in the vicinity of the grain boundary, the structure is weakened, and there is a possibility that early fracture occurs. Therefore, the volume fraction of the σ phase at the grain boundary is preferably 10.0% or less.
なお、粒界のσ相の体積分率は、ＳＥＭに付属のエネルギー選択後方散乱（ＥｓＢ）を用いた画像解析によって測定することが可能である。この場合、画像解析により、粒界のσ相の面積率を求め、求めた面積率をもって、体積分率と定義する。 The volume fraction of the σ phase at the grain boundary can be measured by image analysis using energy selective backscattering (EsB) attached to the SEM. In this case, the area ratio of the σ phase at the grain boundary is obtained by image analysis, and the obtained area ratio is defined as the volume fraction.
３．製造方法
本発明に係るＮｉ基耐熱合金の製造条件について特に制限はないが、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。以下に示す例では、Ｎｉ基耐熱合金管の製造方法を説明する。
3. Manufacturing method Although there is no restriction | limiting in particular about the manufacturing conditions of the Ni-base heat-resistant alloy which concerns on this invention, It can manufacture by using the manufacturing method shown below. In the example shown below, a method for manufacturing a Ni-base heat-resistant alloy tube will be described.
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。素材は中空ビレットである。中空ビレットは例えば、機械加工または竪型穿孔により製造される。中空ビレットに対して熱間押出加工を実施する。 First, a material having the above chemical composition is prepared. The material is a hollow billet. Hollow billets are produced, for example, by machining or vertical punching. Hot extrusion is performed on the hollow billet.
熱間押出加工の一例として、ユジーン・セジュルネ法による熱間押出加工について説明する。初めに、中空ビレットを加熱する。加熱された中空ビレットを熱間押出装置のコンテナ内に収容する。コンテナに収容された中空ビレットの心孔にマンドレルを挿入し、中空ビレットをステムにより前方に押し出す。コンテナの前方にはダイが配置される。ステムにより前方に押し出された中空ビレットは、ダイとマンドレルとの間から管状に押し出される。以上の熱間押出加工により、Ｎｉ基耐熱合金管が製造される。熱間押出加工後のＮｉ基耐熱合金管に対してさらに、冷間圧延および／または冷間抽伸といった冷間加工を実施しても良い。 As an example of the hot extrusion process, the hot extrusion process by the Eugene Sejurne method will be described. First, the hollow billet is heated. The heated hollow billet is accommodated in a container of a hot extrusion apparatus. A mandrel is inserted into the hole of the hollow billet accommodated in the container, and the hollow billet is pushed forward by the stem. A die is placed in front of the container. The hollow billet pushed forward by the stem is pushed out in a tubular shape from between the die and the mandrel. The Ni-base heat-resistant alloy tube is manufactured by the above hot extrusion process. Cold processing such as cold rolling and / or cold drawing may be further performed on the Ni-based heat-resistant alloy tube after hot extrusion.
製造した合金管を、溶体化熱処理する。溶体化熱処理は、具体的には、合金管を１０００〜１２００℃に均熱することによって実施する。保持時間は特に限定されないが、例えば、１〜２時間である。 The manufactured alloy tube is subjected to solution heat treatment. Specifically, the solution heat treatment is performed by soaking the alloy tube at 1000 to 1200 ° C. Although holding time is not specifically limited, For example, it is 1-2 hours.
溶体化処理された合金管に対し、第１時効熱処理を実施する。第１時効熱処理は、具体的には、合金管を７５０〜９５０℃で均熱することによって実施する。保持時間は、合金管の化学組成および均熱温度に依存するが、例えば２〜４００時間である。Ｎｉ基合金の各元素の含有量が上述の範囲であれば、第１時効熱処理によって粒界に主として金属間化合物が析出する。このとき、粒界被覆率が７０％以上となるように、均熱温度および保持時間を調整する。 A first aging heat treatment is performed on the solution-treated alloy tube. Specifically, the first aging heat treatment is performed by soaking the alloy tube at 750 to 950 ° C. The holding time depends on the chemical composition of the alloy tube and the soaking temperature, but is, for example, 2 to 400 hours. If the content of each element of the Ni-based alloy is in the above range, intermetallic compounds are mainly precipitated at the grain boundaries by the first aging heat treatment. At this time, the soaking temperature and the holding time are adjusted so that the grain boundary coverage is 70% or more.
第１時効熱処理によって、γ´相も同時に形成される。ただし、第１時効熱処理の条件、およびＮｉ基合金の化学組成によっては、γ´相が析出しなかったり、析出量が不十分であったりする場合がある。その場合、上記の第１時効熱処理を実施した後、γ´相を析出させるために第２時効熱処理を実施しても良い。第２時効熱処理は、任意の工程である。すなわち、第１時効熱処理によって粒内にγ´相が十分に析出している場合には、第２時効熱処理を実施しなくても良い。 By the first aging heat treatment, a γ ′ phase is simultaneously formed. However, depending on the conditions of the first aging heat treatment and the chemical composition of the Ni-based alloy, the γ ′ phase may not be precipitated or the amount of precipitation may be insufficient. In that case, after performing the first aging heat treatment, a second aging heat treatment may be performed in order to precipitate the γ ′ phase. The second aging heat treatment is an optional step. That is, when the γ ′ phase is sufficiently precipitated in the grains by the first aging heat treatment, the second aging heat treatment may not be performed.
第２時効熱処理は、具体的には、第１時効熱処理された合金管を、６５０〜８５０℃で均熱することによって実施する。第２時効熱処理は、γ´相の体積分率が２５．０％以下となるように、均熱温度および保持時間を調整する。 Specifically, the second aging heat treatment is performed by soaking the alloy tube subjected to the first aging heat treatment at 650 to 850 ° C. In the second aging heat treatment, the soaking temperature and the holding time are adjusted so that the volume fraction of the γ ′ phase is 25.0% or less.
上記ではＮｉ基耐熱合金として、合金管の製造方法を説明した。しかしながら、Ｎｉ基耐熱合金は、管以外の形状に製造されても良く、例えば、Ｎｉ基耐熱合金は、板であっても良い。 In the above, the manufacturing method of the alloy pipe | tube was demonstrated as Ni-base heat-resistant alloy. However, the Ni-base heat-resistant alloy may be manufactured in a shape other than a tube. For example, the Ni-base heat-resistant alloy may be a plate.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成を有する合金を製造した。上記の化学組成を有する各合金を高周波真空溶解炉で溶解し、２５ｋｇのインゴットを製造した。各インゴットを１１６０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して、厚さ２５ｍｍの板材を製造した。熱間鍛造終了後、板材を空冷した。空冷した板材をさらに熱間鍛造して、厚さ１５ｍｍの板材を製造した。そして、厚さ１５ｍｍの各板材に対して、表２に示す条件で、溶体化処理および時効熱処理（第１時効熱処理、または、第１および第２時効熱処理）を実施した。 Alloys having the chemical composition shown in Table 1 were produced. Each alloy having the above chemical composition was melted in a high-frequency vacuum melting furnace to produce a 25 kg ingot. Each ingot was heated to 1160 ° C. The heated ingot was hot forged to produce a plate material having a thickness of 25 mm. After completion of hot forging, the plate material was air-cooled. The air-cooled plate was further hot forged to produce a plate with a thickness of 15 mm. Then, a solution treatment and an aging heat treatment (first aging heat treatment or first and second aging heat treatment) were performed on each plate material having a thickness of 15 mm under the conditions shown in Table 2.
次に、各合金の鋼組織の測定を以下の手順により行った。 Next, the steel structure of each alloy was measured by the following procedure.
＜母相のγ´相の体積分率の測定＞
各合金に対して、Ｘ線回折を実施した。Ｘ線の出力電圧・電流は４０ｋＶ、４０ｍＡ、ターゲットはＣｕを使用した。得られたＸ線回折パターンから、Ｒｉｅｔｖｅｌｄ法によって構造を最適化し、γ´相の体積分率を求めた。
<Measurement of volume fraction of γ 'phase of parent phase>
X-ray diffraction was performed on each alloy. The X-ray output voltage / current was 40 kV, 40 mA, and the target was Cu. From the obtained X-ray diffraction pattern, the structure was optimized by the Rietveld method, and the volume fraction of the γ ′ phase was determined.
＜粒界被覆率の測定＞
各合金について、６０×５０μｍ２程度の領域をＳＥＭにより５視野観察した。そして、図１に示すように、領域中の結晶粒界の全長Ｌを測定した後、析出物に覆われた各粒界部分（総計ｎ個）の長さＡ１〜Ａｎを測定した。得られたＬおよびＡ１〜Ａｎに基づいて、各領域（合計５つ）における粒界被覆率（％）を、以下の式（Ａ）に基づいて求めた。得られた５つの粒界被覆率の平均を、粒界被覆率（％）とした。
粒界被覆率＝（Ａ１＋Ａ２＋Ａ３＋・・・＋Ａｎ）／Ｌ・・・（Ａ）
<Measurement of grain boundary coverage>
For each alloy, an area of about 60 × 50 μm 2 was observed with five fields of view by SEM. And after measuring the full length L of the crystal grain boundary in an area | region, as shown in FIG. 1, length A1-An of each grain boundary part (total n pieces) covered with the precipitate was measured. Based on the obtained L and A1 to An, the grain boundary coverage (%) in each region (5 in total) was determined based on the following formula (A). The average of the obtained five grain boundary coverages was defined as the grain boundary coverage (%).
Grain boundary coverage = (A1 + A2 + A3 +... + An) / L (A)
＜粒界のσ相および母相のＬａｖｅｓ相の体積分率の測定＞
粒界のσ相および母材のＬａｖｅｓ相の体積分率は、ＥｓＢを用いた画像解析によって測定した。具体的には、画像解析により、粒界のσ相および母材のＬａｖｅｓ相の面積率をそれぞれ求め、求めた面積率をもって、各相の体積分率とした。
<Measurement of volume fraction of σ phase of grain boundary and Laves phase of parent phase>
The volume fraction of the σ phase at the grain boundary and the Laves phase of the base material were measured by image analysis using EsB. Specifically, the area ratios of the σ phase at the grain boundary and the Laves phase of the base material were determined by image analysis, and the obtained area ratio was used as the volume fraction of each phase.
続いて、以下の手順に従い、クリープ破断試験を行った。時効熱処理（第１時効熱処理、または、第１および第２時効熱処理）を実施した各板材の厚さ方向中心部から、長手方向に平行に、直径が６ｍｍで標点距離が３０ｍｍの丸棒引張試験片を機械加工により作製した。作製された丸棒引張試験片を用いて、クリープ破断試験を実施した。 Subsequently, a creep rupture test was performed according to the following procedure. Round bar tension with a diameter of 6 mm and a gauge distance of 30 mm from the center in the thickness direction of each plate subjected to aging heat treatment (first aging heat treatment or first and second aging heat treatment) A test piece was prepared by machining. A creep rupture test was performed using the prepared round bar tensile test piece.
クリープ破断試験により、各合金のクリープ強度およびクリープ破断延性を次のとおり評価した。具体的には、クリープ破断試験を、７５０℃または８５０℃の大気中において、１３０ＭＰａの荷重で実施し、破断時間および破断伸びを求めた。さらに、得られた破断時間をＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ（ＬＭＰ）法で回帰し、得られた値をクリープ強度の指標とした。また、破断伸びをクリープ破断延性の指標とした。 By creep rupture test, the creep strength and creep rupture ductility of each alloy were evaluated as follows. Specifically, the creep rupture test was performed in a 750 ° C. or 850 ° C. atmosphere with a load of 130 MPa, and the rupture time and the rupture elongation were determined. Furthermore, the obtained rupture time was regressed by the Larson-Miller parameter (LMP) method, and the obtained value was used as an index of creep strength. The elongation at break was used as an index of creep rupture ductility.
それらの結果を表２に併せて示す。 The results are also shown in Table 2.
表２から分かるように、本発明の化学組成の規定を全て満足する試験Ｎｏ．１〜１８では、破断伸びが２０％以上であるとともに、ＬＭＰの値が２６０００以上となり、クリープ強度およびクリープ破断延性の双方に優れる結果となった。一方、比較例である試験Ｎｏ．１９〜３４では、クリープ強度およびクリープ破断延性の少なくとも一方が劣る結果となった。 As can be seen from Table 2, the test No. 1 satisfying all the chemical composition regulations of the present invention. In Nos. 1 to 18, the elongation at break was 20% or more, and the LMP value was 26000 or more, which was excellent in both creep strength and creep rupture ductility. On the other hand, test No. which is a comparative example. In 19 to 34, at least one of creep strength and creep rupture ductility was inferior.
図２に、本発明合金および従来合金の初期組織と破断組織との顕微鏡写真を示す。Ｆｅを含有する合金１９を用いた比較例の試験Ｎｏ．１９では、破断試験後に粒内に針状のＬａｖｅｓ相が多量に析出していることが分かる。これに対して、本発明で規定される化学組成を有する合金３を用いた試験Ｎｏ．３では、破断試験前後で組織変化が少なく、その結果、クリープ強度およびクリープ破断延性が向上したと考えられる。
FIG. 2 shows micrographs of the initial structure and fracture structure of the alloy of the present invention and the conventional alloy. Test No. of a comparative example using an alloy 19 containing Fe. No. 19 shows that a large amount of acicular Laves phase is precipitated in the grains after the fracture test. On the other hand, Test No. using the alloy 3 having the chemical composition defined in the present invention. In No. 3, the structural change was small before and after the fracture test, and as a result, the creep strength and creep rupture ductility were considered to be improved.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１％未満、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上２８．０％未満、
Ａｌ：０．５％を超えて２．５％以下、
Ｔｉ：０．１〜２．０％、
Ｎｂ：０．１〜２．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｏ：０％を超えて７．０％未満、
Ｗ：０％を超えて１４．０％未満、
Ｆｅ：０．１％未満、
Ｃｏ：０〜２５．０％、
Ｚｒ：０〜０．２％、
Ｖ：０〜１．５％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｎｄ：０〜０．５％、
Ｙ：０〜０．５％、
Ｌａ：０〜０．５％、
Ｃｅ：０〜０．５％、
Ｔａ：０〜８．０％、
Ｒｅ：０〜８．０％、
残部：Ｎｉおよび不純物であり、
下記式（ｉ）〜（iv）を満足する、
Ｎｉ基耐熱合金。
６．０≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦７．０ ・・・（ｉ）
０．３≦Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．６ ・・・（ii）
０．２≦Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iii）
０＜Ｎｂ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iv）
但し、上記式中の各元素記号は、合金中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
(1) The chemical composition is mass%,
C: less than 0.01%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 1.0% or less,
Cr: 15.0% or more and less than 28.0%,
Al: more than 0.5% and 2.5% or less,
Ti: 0.1 to 2.0%,
Nb: 0.1 to 2.0%,
B: 0.0005 to 0.01%
Mo: more than 0% and less than 7.0%,
W: more than 0% and less than 14.0%,
Fe: less than 0.1%,
Co: 0 to 25.0%,
Zr: 0 to 0.2%,
V: 0 to 1.5%
Hf: 0 to 1.0%,
Mg: 0 to 0.05%,
Ca: 0 to 0.05%,
Nd: 0 to 0.5%
Y: 0 to 0.5%
La: 0 to 0.5%,
Ce: 0 to 0.5%,
Ta: 0 to 8.0%,
Re: 0 to 8.0%
Balance : Ni and impurities,
The following formulas (i) to (iv) are satisfied:
Ni-base heat-resistant alloy.
6.0 ≦ Mo + 0.5W ≦ 7.0 (i)
0.3 ≦ Al / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.6 (ii)
0.2 ≦ Ti / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iii)
0 <Nb / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iv)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the alloy, and is zero when not contained.
本発明のＮｉ基耐熱合金の化学組成において、残部はＮｉおよび不純物である。ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of the Ni-base heat resistant alloy of the present invention, the balance is Ni and impurities. Here, “impurities” are components mixed in due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when the alloy is industrially manufactured, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
Claims (4)
Ｃ：０．０１％未満、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上２８．０％未満、
Ａｌ：０．５％を超えて２．５％以下、
Ｔｉ：０．１〜２．０％、
Ｎｂ：０．１〜２．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｏ：０％を超えて７．０％未満、
Ｗ：０％を超えて１４．０％未満、
Ｆｅ：０．１％未満、
Ｃｏ：０〜２５．０％、
Ｚｒ：０〜０．２％、
Ｖ：０〜１．５％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｎｄ：０〜０．５％、
Ｙ：０〜０．５％、
Ｌａ：０〜０．５％、
Ｃｅ：０〜０．５％、
Ｔａ：０〜８．０％、
Ｒｅ：０〜８．０％、
残部：５０．０％以上のＮｉおよび不純物であり、
下記式（ｉ）〜（iv）を満足する、
Ｎｉ基耐熱合金。
６．０≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦７．０ ・・・（ｉ）
０．３≦Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．６ ・・・（ii）
０．２≦Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iii）
０＜Ｎｂ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．５ ・・・（iv）
但し、上記式中の各元素記号は、合金中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 Chemical composition is mass%,
C: less than 0.01%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 1.0% or less,
Cr: 15.0% or more and less than 28.0%,
Al: more than 0.5% and 2.5% or less,
Ti: 0.1 to 2.0%,
Nb: 0.1 to 2.0%,
B: 0.0005 to 0.01%
Mo: more than 0% and less than 7.0%,
W: more than 0% and less than 14.0%,
Fe: less than 0.1%,
Co: 0 to 25.0%,
Zr: 0 to 0.2%,
V: 0 to 1.5%
Hf: 0 to 1.0%,
Mg: 0 to 0.05%,
Ca: 0 to 0.05%,
Nd: 0 to 0.5%
Y: 0 to 0.5%
La: 0 to 0.5%,
Ce: 0 to 0.5%,
Ta: 0 to 8.0%,
Re: 0 to 8.0%
The balance: Ni and impurities of 50.0% or more,
The following formulas (i) to (iv) are satisfied:
Ni-base heat-resistant alloy.
6.0 ≦ Mo + 0.5W ≦ 7.0 (i)
0.3 ≦ Al / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.6 (ii)
0.2 ≦ Ti / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iii)
0 <Nb / (Al + Ti + Nb) ≦ 0.5 (iv)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the alloy, and is zero when not contained.
Ｃｏ：５．０％を超えて２５．０％以下、
Ｚｒ：０．００５〜０．２％、
Ｖ：０．０２〜１．５％、
Ｈｆ：０．００５〜１．０％、
Ｍｇ：０．０００８〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００８〜０．０５％、
Ｎｄ：０．００１〜０．５％、
Ｙ：０．００１〜０．５％、
Ｌａ：０．００１〜０．５％、
Ｃｅ：０．００１〜０．５％、
Ｔａ：０．０１〜８．０％、および、
Ｒｅ：０．０１〜８．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載のＮｉ基耐熱合金。 The chemical composition is mass%,
Co: more than 5.0% and 25.0% or less,
Zr: 0.005 to 0.2%,
V: 0.02 to 1.5%,
Hf: 0.005 to 1.0%,
Mg: 0.0008-0.05%
Ca: 0.0008 to 0.05%,
Nd: 0.001 to 0.5%,
Y: 0.001 to 0.5%
La: 0.001 to 0.5%,
Ce: 0.001 to 0.5%,
Ta: 0.01-8.0%, and
Re: 0.01 to 8.0%,
Containing one or more selected from
The Ni-base heat resistant alloy according to claim 1.
粒界被覆率が７０．０％以上である、
請求項１または請求項２に記載のＮｉ基耐熱合金。 The volume fraction of the γ ′ phase of the mother phase is 25.0% or less,
Grain boundary coverage is 70.0% or more,
The Ni-base heat-resistant alloy according to claim 1 or 2.
母相のＬａｖｅｓ相の体積分率が５．０％以下である、
請求項１から請求項３までのいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金。
The volume fraction of the σ phase at the grain boundary is 10.0% or less,
The volume fraction of the Laves phase of the parent phase is 5.0% or less,
The Ni-based heat-resistant alloy according to any one of claims 1 to 3.
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