JP3127471B2 - 低熱膨張超耐熱合金 - Google Patents
低熱膨張超耐熱合金Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
-
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ガスタービン部品やセ
ラミックスおよび超硬合金との複合材として、高温強度
に優れ、かつ低い熱膨張係数を必要とされる超耐熱合金
に関するものである。
ラミックスおよび超硬合金との複合材として、高温強度
に優れ、かつ低い熱膨張係数を必要とされる超耐熱合金
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、低い熱膨張係数が必要な用途の合
金としては、Ｆe-36%Ｎi系のインバー合金、Ｆe-42%Ｎi
系の42ニッケル合金、Ｆe-29%Ｎi-17%Ｃo系のコバール
合金等が知られている。これらの合金は熱膨張係数は低
いが、常温および高温での強度が小さいため、強度が必
要とされる部品には用いることができない。
金としては、Ｆe-36%Ｎi系のインバー合金、Ｆe-42%Ｎi
系の42ニッケル合金、Ｆe-29%Ｎi-17%Ｃo系のコバール
合金等が知られている。これらの合金は熱膨張係数は低
いが、常温および高温での強度が小さいため、強度が必
要とされる部品には用いることができない。
【０００３】一方、上記の合金の熱膨張係数には及ばな
いものの通常のオーステナイト合金に比べ、熱膨張係数
が小さく、かつ、Ａl、Ｔi、Ｎb等の析出強化元素添加
により高温強度を高めた合金として、特公昭４１−２７
６７号に記載されたインコロイ９０３合金や、このイン
コロイ９０３合金の一連の改良合金として、特開昭５０
−３０７２９号、特開昭５０−３０７３０号、U.S.Pate
nt4200459号、特開昭５９−５６５６３号、特開昭６０
−１２８２４３号などに開示された合金が知られてい
る。またインコロイ９０３系統の合金とコバール系統の
合金の中間の強度、熱膨張係数を持つ合金として、特開
昭６１−２３１１３８号や特開平２−７００４０号など
に開示された合金が挙げられる。
いものの通常のオーステナイト合金に比べ、熱膨張係数
が小さく、かつ、Ａl、Ｔi、Ｎb等の析出強化元素添加
により高温強度を高めた合金として、特公昭４１−２７
６７号に記載されたインコロイ９０３合金や、このイン
コロイ９０３合金の一連の改良合金として、特開昭５０
−３０７２９号、特開昭５０−３０７３０号、U.S.Pate
nt4200459号、特開昭５９−５６５６３号、特開昭６０
−１２８２４３号などに開示された合金が知られてい
る。またインコロイ９０３系統の合金とコバール系統の
合金の中間の強度、熱膨張係数を持つ合金として、特開
昭６１−２３１１３８号や特開平２−７００４０号など
に開示された合金が挙げられる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】近年、ガスタービン部
品の使用温度の上昇に伴い常温から高温までより高い強
度と、各種の部品や部材間に設けられたクリアランスを
常温から高温まで一定量に維持できる材料の要求や、セ
ラミックスや超硬合金のような低熱膨張材料と金属材料
との接合性の向上に対する要求は、ますます高まる傾向
にある。従来、このようなニーズに対しては、特公昭４
１−２７６７号に開示されるインコロイ９０３が、実用
化されてきたが、インコロイ９０３は500℃前後の使用
温度において、切欠感受性が高く、500℃の切欠でクリ
ープ破断強度と平滑クリープ破断強度とに著しい差があ
り、問題となっていた。
品の使用温度の上昇に伴い常温から高温までより高い強
度と、各種の部品や部材間に設けられたクリアランスを
常温から高温まで一定量に維持できる材料の要求や、セ
ラミックスや超硬合金のような低熱膨張材料と金属材料
との接合性の向上に対する要求は、ますます高まる傾向
にある。従来、このようなニーズに対しては、特公昭４
１−２７６７号に開示されるインコロイ９０３が、実用
化されてきたが、インコロイ９０３は500℃前後の使用
温度において、切欠感受性が高く、500℃の切欠でクリ
ープ破断強度と平滑クリープ破断強度とに著しい差があ
り、問題となっていた。
【０００５】この点に関する一連の改良合金としては、
先に挙げた特開昭５０−３０７２９号、特開昭５０−３
０７３０号、U.S.Patent4200459号、特開昭５９−５６
５６３号、特開昭６０−１２８２４３号などが提案さ
れ、これらの改良のなかから、インコロイ９０９が実用
化されるようになった。インコロイ９０９は確かにイン
コロイ９０３より、切欠破断強度には優れているが、熱
膨張係数はインコロイ９０３とほぼ同等であり、低熱膨
張化に関しては、十分に改善がなされていない。
先に挙げた特開昭５０−３０７２９号、特開昭５０−３
０７３０号、U.S.Patent4200459号、特開昭５９−５６
５６３号、特開昭６０−１２８２４３号などが提案さ
れ、これらの改良のなかから、インコロイ９０９が実用
化されるようになった。インコロイ９０９は確かにイン
コロイ９０３より、切欠破断強度には優れているが、熱
膨張係数はインコロイ９０３とほぼ同等であり、低熱膨
張化に関しては、十分に改善がなされていない。
【０００６】一方、特開昭６１−２３１１３８号や特開
平２−７００４０号に開示された合金は、熱膨張係数は
インコロイ９０９より低い値を示すが、高温強度はイン
コロイ９０９よりも劣っている。本発明は、かかる問題
点に鑑み、従来の低熱膨張超耐熱合金のうちの最も高い
レベルの高温強度と、最も低いレベルの低熱膨張特性を
両立する低熱膨張超耐熱合金を提供するものである。
平２−７００４０号に開示された合金は、熱膨張係数は
インコロイ９０９より低い値を示すが、高温強度はイン
コロイ９０９よりも劣っている。本発明は、かかる問題
点に鑑み、従来の低熱膨張超耐熱合金のうちの最も高い
レベルの高温強度と、最も低いレベルの低熱膨張特性を
両立する低熱膨張超耐熱合金を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、かかる問題
点を解決すべく、Ｆe-Ｃo-Ｎi系合金を対象に実験を行
なった結果、熱膨張係数を最も低くするためにＦe、Ｃo
およびＮiの割合と、高温強度向上のための析出強化元
素であるＴi、Ｎb、Ａlの適正な添加範囲を見出し、そ
の結果、従来合金にない高温強度と低熱膨張係数を兼備
した合金を発明するに至った。
点を解決すべく、Ｆe-Ｃo-Ｎi系合金を対象に実験を行
なった結果、熱膨張係数を最も低くするためにＦe、Ｃo
およびＮiの割合と、高温強度向上のための析出強化元
素であるＴi、Ｎb、Ａlの適正な添加範囲を見出し、そ
の結果、従来合金にない高温強度と低熱膨張係数を兼備
した合金を発明するに至った。
【０００８】本発明のうち第１発明は、重量％にて、Ｃ
0.1%以下、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1.0%以下、Ｔi 0.5〜2.
5%、Ｎb 3.0%を越え6.0%以下、Ｂ 0.01%以下を含み、か
つ、Ｎi 20〜32%およびＣo 16%を越え30%以下を48.8≦
1.235×Ｎi＋Ｃo＜55.8の範囲で含有し、残部は不純物
を除き、実質的にＦeからなることを特徴とする低熱膨
張超耐熱合金であり、第２発明は、重量％にて、Ｃ 0.1
%以下、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1.0%以下、Ｔi 0.5〜2.5%、
Ｎb 3.0%を越え6.0%以下、Ｂ 0.01%以下、Ａl 1.0%以下
を含み、かつ、Ｎi 20〜32%およびＣo 16%を越え30%以
下を48.8≦1.235×Ｎi＋Ｃo＜55.8の範囲で含有し、残
部は不純物を除き、実質的にＦeからなることを特徴と
する低熱膨張超耐熱合金であり、さらに第３発明は常温
から400℃までの平均熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/
℃以下、500℃での引張強さが100kgf/mm2以上および500
℃でのクリープ破断試験における切欠破断強度が平滑破
断強度よりも優れる特性を有することを特徴とする第１
発明ならびに第２発明に記載の低熱膨張超耐熱合金であ
る。
0.1%以下、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1.0%以下、Ｔi 0.5〜2.
5%、Ｎb 3.0%を越え6.0%以下、Ｂ 0.01%以下を含み、か
つ、Ｎi 20〜32%およびＣo 16%を越え30%以下を48.8≦
1.235×Ｎi＋Ｃo＜55.8の範囲で含有し、残部は不純物
を除き、実質的にＦeからなることを特徴とする低熱膨
張超耐熱合金であり、第２発明は、重量％にて、Ｃ 0.1
%以下、Ｓi 1.0%以下、Ｍn 1.0%以下、Ｔi 0.5〜2.5%、
Ｎb 3.0%を越え6.0%以下、Ｂ 0.01%以下、Ａl 1.0%以下
を含み、かつ、Ｎi 20〜32%およびＣo 16%を越え30%以
下を48.8≦1.235×Ｎi＋Ｃo＜55.8の範囲で含有し、残
部は不純物を除き、実質的にＦeからなることを特徴と
する低熱膨張超耐熱合金であり、さらに第３発明は常温
から400℃までの平均熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/
℃以下、500℃での引張強さが100kgf/mm2以上および500
℃でのクリープ破断試験における切欠破断強度が平滑破
断強度よりも優れる特性を有することを特徴とする第１
発明ならびに第２発明に記載の低熱膨張超耐熱合金であ
る。
【０００９】
【作用】以下、本発明合金の成分限定理由について述べ
る。ＣはＴiやＮbと結合して炭化物を形成し、結晶粒の
粗大化を防ぎ、強度の向上に寄与するが、0.1%を越える
過度の添加はＴiやＮbの炭化物が多くなりすぎて析出強
化元素として作用するＴiやＮbを減少させるとともに、
合金の熱膨張係数を増大させるので、Ｃは0.1%以下とす
る。
る。ＣはＴiやＮbと結合して炭化物を形成し、結晶粒の
粗大化を防ぎ、強度の向上に寄与するが、0.1%を越える
過度の添加はＴiやＮbの炭化物が多くなりすぎて析出強
化元素として作用するＴiやＮbを減少させるとともに、
合金の熱膨張係数を増大させるので、Ｃは0.1%以下とす
る。
【００１０】Ｓi、Ｍnは、脱酸剤として添加されるので
合金中に含まれるが、これらの元素は、いずれも合金の
熱膨張係数を増加させるので過度の添加は好ましくな
い。したがって、Ｓi、Ｍnはともに1.0%以下に限定す
る。
合金中に含まれるが、これらの元素は、いずれも合金の
熱膨張係数を増加させるので過度の添加は好ましくな
い。したがって、Ｓi、Ｍnはともに1.0%以下に限定す
る。
【００１１】前述したようにＴiとＮbは、まずＣと結合
して炭化物を形成し、残りのＴiとＮbが下記に説明する
ようにＮi、Ｃo等と結合し金属間化合物を形成して合金
を強化する。Ｔiは時効処理によってＮi、Ｃo、Ｎbとと
もに面心立方晶または体心正方晶の(Ｎi,ＣＯ)3(Ｔi,Ｎ
b)からなる組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析
出し、高温引張強度を著しく向上させる。そのために必
要なＴi量は最低0.5%であるが2.5%を越える過度の添加
は、熱膨張係数を増加させるとともに、熱間加工性も低
下させるので、Ｔiは0.5〜2.5%に限定する。Ｎbは、Ｔi
と同様、時効処理によって、Ｎi,Ｃoとともに面心立方
晶または体心正方晶の(Ｎi,ＣＯ)3(Ｔi,Ｎb)からなる組
成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱間強
度を著しく向上させる。さらに一部のＮbは斜方晶の(Ｎ
i,ＣＯ)3Ｎbからなる組成の数μm程度の金属間化合物を
粒界に析出させ、結晶粒の微細化を可能にすると共に、
粒界の強度を高める作用を持ち、高温引張強度と500℃
前後の切欠クリープ破断強度を著しく向上させる作用を
持つ。そのためにＮbは3.0%を越える量を必要とする
が、6.0%を越える過度の添加は、熱膨張係数を高めると
共に熱間加工性も低下させるので、Ｎbは3.0%を越え6.0
%以下に限定する。 また、ＴaはＮbと同族の元素でＮb
の2倍の原子量を持つのでＮbの一部を3.0＜Ｎb＋1/2Ｔa
≦6.0の範囲で置換可能である。
して炭化物を形成し、残りのＴiとＮbが下記に説明する
ようにＮi、Ｃo等と結合し金属間化合物を形成して合金
を強化する。Ｔiは時効処理によってＮi、Ｃo、Ｎbとと
もに面心立方晶または体心正方晶の(Ｎi,ＣＯ)3(Ｔi,Ｎ
b)からなる組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析
出し、高温引張強度を著しく向上させる。そのために必
要なＴi量は最低0.5%であるが2.5%を越える過度の添加
は、熱膨張係数を増加させるとともに、熱間加工性も低
下させるので、Ｔiは0.5〜2.5%に限定する。Ｎbは、Ｔi
と同様、時効処理によって、Ｎi,Ｃoとともに面心立方
晶または体心正方晶の(Ｎi,ＣＯ)3(Ｔi,Ｎb)からなる組
成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱間強
度を著しく向上させる。さらに一部のＮbは斜方晶の(Ｎ
i,ＣＯ)3Ｎbからなる組成の数μm程度の金属間化合物を
粒界に析出させ、結晶粒の微細化を可能にすると共に、
粒界の強度を高める作用を持ち、高温引張強度と500℃
前後の切欠クリープ破断強度を著しく向上させる作用を
持つ。そのためにＮbは3.0%を越える量を必要とする
が、6.0%を越える過度の添加は、熱膨張係数を高めると
共に熱間加工性も低下させるので、Ｎbは3.0%を越え6.0
%以下に限定する。 また、ＴaはＮbと同族の元素でＮb
の2倍の原子量を持つのでＮbの一部を3.0＜Ｎb＋1/2Ｔa
≦6.0の範囲で置換可能である。
【００１２】本発明合金において、Ｔi、Ｎbは必須の添
加元素であるが、Ａlも析出強化元素として添加しても
よく、ＡlはＴi、Ｎbと同様、時効処理によってＮi,Ｃo
とともに面心立方晶の(Ｎi,ＣＯ)3(Ａl,Ｔi,Ｎb)からな
る組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱
間強度を向上させる。しかし、過度の添加は熱間加工性
を低下させ、熱膨張係数を増加させるのでＡlは1.0%以
下に限定する。
加元素であるが、Ａlも析出強化元素として添加しても
よく、ＡlはＴi、Ｎbと同様、時効処理によってＮi,Ｃo
とともに面心立方晶の(Ｎi,ＣＯ)3(Ａl,Ｔi,Ｎb)からな
る組成の数10nm程度の微細な金属間化合物を析出し、熱
間強度を向上させる。しかし、過度の添加は熱間加工性
を低下させ、熱膨張係数を増加させるのでＡlは1.0%以
下に限定する。
【００１３】Ｂは結晶粒界に偏析して粒界強度を高め、
熱間加工性と500℃前後の切欠クリープ破断強度の向上
に寄与する。しかし、0.01%を越える過剰のＢ添加はボ
ロン化合物を形成するため、逆に合金の初期溶融温度を
低下させ、熱間加工性を害するのでＢは0.01%以下に限
定する。
熱間加工性と500℃前後の切欠クリープ破断強度の向上
に寄与する。しかし、0.01%を越える過剰のＢ添加はボ
ロン化合物を形成するため、逆に合金の初期溶融温度を
低下させ、熱間加工性を害するのでＢは0.01%以下に限
定する。
【００１４】ＮiはＣo,Ｆeとともにマトリックスを構成
し、Ｆe-Ｃo-Ｎiの比は合金の熱膨張係数と金属間化合
物の析出形態に著しく影響を及ぼす。本発明合金は、従
来合金の中でも最も高いレベルの高温強度を付与するた
めに、ＴiやＮbさらにはＡlなどの析出強化元素を多く
含んでいるが、従来合金にないＦe、Ｃo、Ｎiの割合を
見出したことで高い高温引張強度と低熱膨張係数の両立
が可能となった。さらに、本発明合金のＦe-Ｃo-Ｎiの
比においては、斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出量が従来
合金に比べて、はるかに多く、粒界強化に役立ち、500
℃前後の切欠クリープ破断強度を高める効果を持つ。そ
のために、必要なＮi量は20%以上であり、20%を下回る
とオーステナイト相が不安定となってマルテンサイト変
態を生じ、高温強度を低下させ、また熱膨張係数を増加
させる。逆に32%を越えるＮiは熱膨張係数の増加と粒界
強化に役立つ斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出量を減少さ
せるのでＮiは20〜32%に限定する。
し、Ｆe-Ｃo-Ｎiの比は合金の熱膨張係数と金属間化合
物の析出形態に著しく影響を及ぼす。本発明合金は、従
来合金の中でも最も高いレベルの高温強度を付与するた
めに、ＴiやＮbさらにはＡlなどの析出強化元素を多く
含んでいるが、従来合金にないＦe、Ｃo、Ｎiの割合を
見出したことで高い高温引張強度と低熱膨張係数の両立
が可能となった。さらに、本発明合金のＦe-Ｃo-Ｎiの
比においては、斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出量が従来
合金に比べて、はるかに多く、粒界強化に役立ち、500
℃前後の切欠クリープ破断強度を高める効果を持つ。そ
のために、必要なＮi量は20%以上であり、20%を下回る
とオーステナイト相が不安定となってマルテンサイト変
態を生じ、高温強度を低下させ、また熱膨張係数を増加
させる。逆に32%を越えるＮiは熱膨張係数の増加と粒界
強化に役立つ斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出量を減少さ
せるのでＮiは20〜32%に限定する。
【００１５】ＣoもＮiと同様Ｆeとともにマトリックス
を構成し、熱膨張係数の低下と斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎb
の析出に役立つ。そのためにＣoは16%を越える添加を必
要とし、16%以下ではオーステナイト相が不安定となっ
て、マルテンサイト変態を生じ、高温強度の低下と熱膨
張係数の増加をまねく。逆に30%を越えるＣoの添加は熱
膨張係数の増加をまねくので、Ｃoは16%を越え30%以下
の範囲とする。
を構成し、熱膨張係数の低下と斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎb
の析出に役立つ。そのためにＣoは16%を越える添加を必
要とし、16%以下ではオーステナイト相が不安定となっ
て、マルテンサイト変態を生じ、高温強度の低下と熱膨
張係数の増加をまねく。逆に30%を越えるＣoの添加は熱
膨張係数の増加をまねくので、Ｃoは16%を越え30%以下
の範囲とする。
【００１６】さらにＮiとＣoは両者のバランスで最も低
い熱膨張係数を得ることができ、両者の合計量も大変重
要な値である。特公昭４１−２７６７号に開示されるよ
うにＣoはＮiの1.235倍で熱膨張係数の低下に寄与す
る。本発明者もこの点に関する実験的検討を行なったと
ころ、Ｃoは寄与率でＮiの1.235倍の関係であることを
確認した。しかし、本発明合金が目標とする低い熱膨張
係数は、特公昭４１−２７６７号に示される1.235Ｎi＋
Ｃo量より低い範囲にあり、1.235Ｎi＋Ｃoが55.8以上で
は熱膨張係数が高くなりすぎてしまう。逆に1.235Ｎi＋
Ｃo量が48.8を下回るとマルテンサイト変態を生じ易く
なるためＮiとＣoは次の式の範囲に限定する。48.8≦1.
235Ｎi＋Ｃo＜55.8
い熱膨張係数を得ることができ、両者の合計量も大変重
要な値である。特公昭４１−２７６７号に開示されるよ
うにＣoはＮiの1.235倍で熱膨張係数の低下に寄与す
る。本発明者もこの点に関する実験的検討を行なったと
ころ、Ｃoは寄与率でＮiの1.235倍の関係であることを
確認した。しかし、本発明合金が目標とする低い熱膨張
係数は、特公昭４１−２７６７号に示される1.235Ｎi＋
Ｃo量より低い範囲にあり、1.235Ｎi＋Ｃoが55.8以上で
は熱膨張係数が高くなりすぎてしまう。逆に1.235Ｎi＋
Ｃo量が48.8を下回るとマルテンサイト変態を生じ易く
なるためＮiとＣoは次の式の範囲に限定する。48.8≦1.
235Ｎi＋Ｃo＜55.8
【００１７】本発明合金は固溶化＋時効処理状態におい
て、高温まで低熱膨張係数と高強度を得ることを目的と
する。ガスタービン部品、セラミック接合部品および超
硬合金接合部品等の用途に対し、常温から400℃までの
熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/℃を越えると高温使
用中に十分なクリアランスや接合強度が確保できなくな
るので、常温から400℃までの熱膨張係数は7.0×10マイ
ナス6乗/℃以下に限定する。また、500℃の引張強さが1
00kgf/mm2に満たないと、高温における高回転時の応力
または焼ばめなどの高接合応力に耐えることができなく
なるので、500℃の引張強さは100kgf/mm2以上に規定す
る。さらに、この種の低熱膨張超耐熱合金は実際の製品
において、応力集中部をいくつか持つ場合が多く、その
部分の切欠強度が平滑面の切欠強度より低いと設計上の
破壊寿命よりも大幅に早期破壊を生じることとなる。こ
のような切欠強度の低下は500℃前後の温度で最も敏感
となるため、500℃の平滑−切欠複合クリープ破断試験
において、平滑部より切欠部の方が早期に破断する材料
は実際の使用条件が極端に限定される。よって、500℃
の平滑−切欠複合クリープ破断試験において、切欠破断
強度は平滑破断強度を上回ることが重要であり、切欠部
で破壊してはならない。
て、高温まで低熱膨張係数と高強度を得ることを目的と
する。ガスタービン部品、セラミック接合部品および超
硬合金接合部品等の用途に対し、常温から400℃までの
熱膨張係数が7.0×10マイナス6乗/℃を越えると高温使
用中に十分なクリアランスや接合強度が確保できなくな
るので、常温から400℃までの熱膨張係数は7.0×10マイ
ナス6乗/℃以下に限定する。また、500℃の引張強さが1
00kgf/mm2に満たないと、高温における高回転時の応力
または焼ばめなどの高接合応力に耐えることができなく
なるので、500℃の引張強さは100kgf/mm2以上に規定す
る。さらに、この種の低熱膨張超耐熱合金は実際の製品
において、応力集中部をいくつか持つ場合が多く、その
部分の切欠強度が平滑面の切欠強度より低いと設計上の
破壊寿命よりも大幅に早期破壊を生じることとなる。こ
のような切欠強度の低下は500℃前後の温度で最も敏感
となるため、500℃の平滑−切欠複合クリープ破断試験
において、平滑部より切欠部の方が早期に破断する材料
は実際の使用条件が極端に限定される。よって、500℃
の平滑−切欠複合クリープ破断試験において、切欠破断
強度は平滑破断強度を上回ることが重要であり、切欠部
で破壊してはならない。
【００１８】表１に本発明合金および従来合金の化学組
成を示す。本発明合金および従来合金は、真空誘導溶解
炉にて溶解し、10kgのインゴットとした後、1150℃×20
hr保持の均質化処理を施し、その後加熱温度1100℃で鍛
伸して、30mm角の試料とした。その後、従来合金Ｎo.11
を除く他の合金はすべて982℃×1hr保持後空冷する固溶
化処理、Ｎo.11は930℃×1hr保持後空冷する固溶化処理
を実施し、さらに時効処理は全合金共通で720℃×1hr保
持後55℃/hrの冷却速度で620℃まで冷却後、620℃で1hr
保持後空冷する２段時効処理を実施した。
成を示す。本発明合金および従来合金は、真空誘導溶解
炉にて溶解し、10kgのインゴットとした後、1150℃×20
hr保持の均質化処理を施し、その後加熱温度1100℃で鍛
伸して、30mm角の試料とした。その後、従来合金Ｎo.11
を除く他の合金はすべて982℃×1hr保持後空冷する固溶
化処理、Ｎo.11は930℃×1hr保持後空冷する固溶化処理
を実施し、さらに時効処理は全合金共通で720℃×1hr保
持後55℃/hrの冷却速度で620℃まで冷却後、620℃で1hr
保持後空冷する２段時効処理を実施した。
【００１９】
【表１】
【００２０】従来合金Ｎo.11はインコロイ９０３、Ｎo.
12はインコロイ９０９およびＮo.13は特開平２−７００
４０号に開示された合金である。本発明合金と従来合金
Ｎo.12、Ｎo.13は、すべて従来合金Ｎo.12のインコロイ
９０９の標準熱処理条件で実施した。また、インコロイ
９０３(Ｎo.11)のみは合金の再結晶温度が低く、結晶粒
が成長しやすいので、固溶化処理温度は他の合金より低
い930℃で実施した。
12はインコロイ９０９およびＮo.13は特開平２−７００
４０号に開示された合金である。本発明合金と従来合金
Ｎo.12、Ｎo.13は、すべて従来合金Ｎo.12のインコロイ
９０９の標準熱処理条件で実施した。また、インコロイ
９０３(Ｎo.11)のみは合金の再結晶温度が低く、結晶粒
が成長しやすいので、固溶化処理温度は他の合金より低
い930℃で実施した。
【００２１】
【表２】
【００２２】表２に本発明合金および従来合金の常温引
張特性、500℃引張特性、500℃平滑−切欠複合クリープ
破断特性および30℃から400℃までの平均熱膨張係数を
示す。引張試験は常温、500℃ともＡＳＴＭ法に規定さ
れた試験方法に基づき、平行部直径 6.35mm標点間距離
25.4mmのA370の縮小引張試験片で実施した。また、平滑
−切欠複合クリープ破断試験もＡＳＴＭ法に規定された
試験方法に基づき、平滑部、切欠部とも直径 4.52mm、
平滑部の標点間距離 18.08mmのA453の9号試験片を用い
た。試験温度は500℃で初期応力はＮo.11と13のみ50kgf
/mm2とし、他はいずれも80kgf/mm2の初期応力で試験を
行なった。破断時間が200hrを超過したものについて
は、8〜16時間毎に5kgf/mm2の応力増加を行ない、強制
的に破断させた。
張特性、500℃引張特性、500℃平滑−切欠複合クリープ
破断特性および30℃から400℃までの平均熱膨張係数を
示す。引張試験は常温、500℃ともＡＳＴＭ法に規定さ
れた試験方法に基づき、平行部直径 6.35mm標点間距離
25.4mmのA370の縮小引張試験片で実施した。また、平滑
−切欠複合クリープ破断試験もＡＳＴＭ法に規定された
試験方法に基づき、平滑部、切欠部とも直径 4.52mm、
平滑部の標点間距離 18.08mmのA453の9号試験片を用い
た。試験温度は500℃で初期応力はＮo.11と13のみ50kgf
/mm2とし、他はいずれも80kgf/mm2の初期応力で試験を
行なった。破断時間が200hrを超過したものについて
は、8〜16時間毎に5kgf/mm2の応力増加を行ない、強制
的に破断させた。
【００２３】表２には、初期応力を最終破断時の応力
（破断応力の欄）破断に至るまでの試験時間の総計（破
断寿命の欄）および平滑部で破断した場合には伸びの
値、切欠部で破断した場合には、「Ｎ」の記号を伸びの
欄に記載した。熱膨張係数の測定は直径5mm、長さ19.5m
mの試験片を用いて30℃から400℃までの平均熱膨張係数
を求めた。
（破断応力の欄）破断に至るまでの試験時間の総計（破
断寿命の欄）および平滑部で破断した場合には伸びの
値、切欠部で破断した場合には、「Ｎ」の記号を伸びの
欄に記載した。熱膨張係数の測定は直径5mm、長さ19.5m
mの試験片を用いて30℃から400℃までの平均熱膨張係数
を求めた。
【００２４】表１および表２より本発明合金は、いずれ
も優れた常温および500℃の引張強さを有し、500℃の平
滑−切欠複合クリープ破断試験において、いずれも平滑
部での破断で、切欠強度が平滑部の強度を上回ってお
り、かつその破断応力も高いことがわかる。さらに、常
温から400℃までの平均熱膨張係数において、いずれも
7.0×10マイナス6乗/℃以下の優れた低熱膨張係数を併
せ持つことがわかる。
も優れた常温および500℃の引張強さを有し、500℃の平
滑−切欠複合クリープ破断試験において、いずれも平滑
部での破断で、切欠強度が平滑部の強度を上回ってお
り、かつその破断応力も高いことがわかる。さらに、常
温から400℃までの平均熱膨張係数において、いずれも
7.0×10マイナス6乗/℃以下の優れた低熱膨張係数を併
せ持つことがわかる。
【００２５】それに対し、従来合金Ｎo.11(インコロイ
９０３)は、常温および500℃の引張強さこそ本発明合金
と同等の強度が得られるものの、500℃の切欠強度が極
端に低く、熱膨張係数も本発明合金に比較して２割以上
高くなっている。インコロイ９０３の切欠感受性が異常
に高い理由は、Ｎbがやや低いことと、Ｆe-Ｃo-Ｎiの比
が斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出を生じさせるには十分
な組織とならず、その結果として粒界強度が十分保たれ
ていないことが原因であると考えられる。従来合金Ｎo.
12(インコロイ９０９)は、インコロイ９０３のＡlを低
下させ、Ｎbを増加させた合金であり、同じＦe-Ｃo-Ｎi
の比でも斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出が生じるように
なり、切欠破断強度は確かに向上している。しかし、Ｆ
e-Ｃo-Ｎiの比がインコロイ９０３と同じで(1.235Ｎi＋
Ｃo）値が高いために熱膨張係数の低下には全く改善は
見られず、本発明合金に比べると明らかに高い値を示
す。また、比較合金Ｎo.13の(1.235Ｎi＋Ｃo）値は、本
発明合金の範囲内に入るために熱膨張係数は良好な値を
示すが、析出強化元素であるＴiの含有量が低いため
に、時効硬化が不十分であり、常温および500℃の引張
強さが明らかに本発明合金に劣っている。
９０３)は、常温および500℃の引張強さこそ本発明合金
と同等の強度が得られるものの、500℃の切欠強度が極
端に低く、熱膨張係数も本発明合金に比較して２割以上
高くなっている。インコロイ９０３の切欠感受性が異常
に高い理由は、Ｎbがやや低いことと、Ｆe-Ｃo-Ｎiの比
が斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出を生じさせるには十分
な組織とならず、その結果として粒界強度が十分保たれ
ていないことが原因であると考えられる。従来合金Ｎo.
12(インコロイ９０９)は、インコロイ９０３のＡlを低
下させ、Ｎbを増加させた合金であり、同じＦe-Ｃo-Ｎi
の比でも斜方晶の(Ｎi,ＣＯ)3Ｎbの析出が生じるように
なり、切欠破断強度は確かに向上している。しかし、Ｆ
e-Ｃo-Ｎiの比がインコロイ９０３と同じで(1.235Ｎi＋
Ｃo）値が高いために熱膨張係数の低下には全く改善は
見られず、本発明合金に比べると明らかに高い値を示
す。また、比較合金Ｎo.13の(1.235Ｎi＋Ｃo）値は、本
発明合金の範囲内に入るために熱膨張係数は良好な値を
示すが、析出強化元素であるＴiの含有量が低いため
に、時効硬化が不十分であり、常温および500℃の引張
強さが明らかに本発明合金に劣っている。
【００２６】
【発明の効果】本発明の合金をガスタービン部品、セラ
ミックス接合部品および超硬合金接合部品等の用途に使
用すれば、従来合金では得られなかった高い高温強度と
低熱膨張特性を同時に満足することができ、常温から高
温まで高強度かつ各種の部材や部品間に設けられたクリ
アランスを常温から高温まで一定量に維持することが必
要な構造用材料への適応が可能となる。また、セラミッ
クスや超硬合金のような低熱膨張材料のと構造用鋼との
接合に際し高強度で信頼性の高い接合が得られる。
ミックス接合部品および超硬合金接合部品等の用途に使
用すれば、従来合金では得られなかった高い高温強度と
低熱膨張特性を同時に満足することができ、常温から高
温まで高強度かつ各種の部材や部品間に設けられたクリ
アランスを常温から高温まで一定量に維持することが必
要な構造用材料への適応が可能となる。また、セラミッ
クスや超硬合金のような低熱膨張材料のと構造用鋼との
接合に際し高強度で信頼性の高い接合が得られる。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｃ 0.1%以下、Ｓi 1.0%以
下、Ｍn 1.0%以下、Ｔi 0.5〜2.5%、Ｎb 3.0%を越え6.0
%以下、Ｂ 0.01%以下を含み、かつ、Ｎi 20〜32%および
Ｃo 16%を越え30%以下を48.8≦1.235×Ｎi＋Ｃo＜55.8
の範囲で含有し、残部は不純物を除き、実質的にＦeか
らなることを特徴とする低熱膨張超耐熱合金。 - 【請求項２】 重量％にて、Ｃ 0.1%以下、Ｓi 1.0%以
下、Ｍn 1.0%以下、Ｔi 0.5〜2.5%、Ｎb 3.0%を越え6.0
%以下、Ｂ 0.01%以下、Ａl 1.0%以下を含み、かつ、Ｎi
20〜32%およびＣo 16%を越え30%以下を48.8≦1.235×
Ｎi＋Ｃo＜55.8の範囲で含有し、残部は不純物を除き、
実質的にＦeからなることを特徴とする低熱膨張超耐熱
合金。 - 【請求項３】 常温から400℃までの平均熱膨張係数が
7.0×10マイナス6乗/℃以下、500℃での引張強さが100k
gf/mm2以上および500℃でのクリープ破断試験における
切欠破断強度が平滑破断強度よりも優れる特性を有する
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の低熱
膨張超耐熱合金。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02411479A JP3127471B2 (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 低熱膨張超耐熱合金 |
| US07/844,287 US5192497A (en) | 1990-12-18 | 1992-03-02 | Superalloys with low thermal-expansion coefficient |
| EP92103619A EP0558775B1 (en) | 1990-12-18 | 1992-03-03 | Superalloys with low thermal-expansion coefficient |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02411479A JP3127471B2 (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 低熱膨張超耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04218642A JPH04218642A (ja) | 1992-08-10 |
| JP3127471B2 true JP3127471B2 (ja) | 2001-01-22 |
Family
ID=18520488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02411479A Expired - Fee Related JP3127471B2 (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 低熱膨張超耐熱合金 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5192497A (ja) |
| EP (1) | EP0558775B1 (ja) |
| JP (1) | JP3127471B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6251159B1 (en) * | 1998-12-22 | 2001-06-26 | General Electric Company | Dispersion strengthening by nanophase addition |
| CN1078261C (zh) * | 1999-09-21 | 2002-01-23 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 低膨胀抗氧化高温合金 |
| US6939388B2 (en) | 2002-07-23 | 2005-09-06 | General Electric Company | Method for making materials having artificially dispersed nano-size phases and articles made therewith |
| WO2005017220A1 (en) * | 2003-08-04 | 2005-02-24 | General Electric Company | Method for making materials having artificially dispersed nano-size phases and articles made therewith |
| US7374825B2 (en) * | 2004-12-01 | 2008-05-20 | General Electric Company | Protection of thermal barrier coating by an impermeable barrier coating |
| DE102009035629A1 (de) * | 2009-07-31 | 2011-02-17 | Bosch Mahle Turbo Systems Gmbh & Co. Kg | Ladevorrichtung, insbesondere Abgasturbolader für ein Kraftfahrzeug |
| KR101677352B1 (ko) | 2014-12-26 | 2016-11-18 | 주식회사 포스코 | 디스플레이용 유기발광 다이오드 봉지재용 강 |
| WO2017006659A1 (ja) * | 2015-07-06 | 2017-01-12 | 日本鋳造株式会社 | 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 |
| US10633717B2 (en) | 2015-09-29 | 2020-04-28 | Hitachi Metals, Ltd. | Low thermal expansion superalloy and manufacturing method thereof |
| FR3093013B1 (fr) * | 2019-02-27 | 2021-12-31 | Saint Gobain | Composition sol-gel durcissable sous l’effet d’un rayonnement UV pour l’obtention d’un revêtement hydrophobe |
| CN115011856A (zh) * | 2022-05-23 | 2022-09-06 | 哈尔滨工业大学 | 一种低膨胀高温合金及其制备方法 |
| CN116043136A (zh) * | 2023-01-18 | 2023-05-02 | 上海材料研究所有限公司 | 一种低膨胀高强度合金钢及其制造方法与应用 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB691148A (en) * | 1950-04-01 | 1953-05-06 | Ernest Dubois | Improvements in the manufacture of springs and alloys therefor |
| GB1401259A (en) * | 1973-05-04 | 1975-07-16 | Int Nickel Ltd | Low expansion alloys |
| GB1411693A (en) * | 1973-05-04 | 1975-10-29 | Int Nickel Ltd | Low expansion alloys |
| GB1472653A (en) * | 1974-05-13 | 1977-05-04 | Carpenter Technology Corp | Controlled expansion alloy |
| SU665015A1 (ru) * | 1977-10-20 | 1979-05-30 | Уральский научно-исследовательский институт черных металлов | Дисперсионно-твердеющий элинвар |
| US4200459A (en) * | 1977-12-14 | 1980-04-29 | Huntington Alloys, Inc. | Heat resistant low expansion alloy |
| US4685978A (en) * | 1982-08-20 | 1987-08-11 | Huntington Alloys Inc. | Heat treatments of controlled expansion alloy |
| US4487743A (en) * | 1982-08-20 | 1984-12-11 | Huntington Alloys, Inc. | Controlled expansion alloy |
| JPS6123118A (ja) * | 1984-07-12 | 1986-01-31 | Hitachi Ltd | 光スイツチ素子 |
| JPH0270040A (ja) * | 1988-09-05 | 1990-03-08 | Hitachi Metals Ltd | 高強度低熱膨張合金 |
-
1990
- 1990-12-18 JP JP02411479A patent/JP3127471B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-03-02 US US07/844,287 patent/US5192497A/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-03-03 EP EP92103619A patent/EP0558775B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5192497A (en) | 1993-03-09 |
| JPH04218642A (ja) | 1992-08-10 |
| EP0558775A1 (en) | 1993-09-08 |
| EP0558775B1 (en) | 1998-06-17 |
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