WO2016052423A1 - Ｎｉ基超耐熱合金 - Google Patents

Ｎｉ基超耐熱合金 Download PDF

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WO2016052423A1
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preferable
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temperature
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龍太郎 阿部
大野　丈博
信一 小林
友典 上野
宙也 青木
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日立金属株式会社
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-base superalloy.
  • Ni-base superalloys For heat-resistant members of aircraft engines and power generation gas turbines, ⁇ ′ (gamma prime) phase precipitation strengthened Ni-base superalloys containing a large amount of alloy elements such as Al and Ti are used.
  • forging alloys have been used as Ni-base superalloys for turbine disks that require high strength and reliability.
  • a forged alloy is a term used in contrast to a cast alloy that is used as it is in a cast and solidified structure, and a predetermined part shape is obtained by hot working a steel ingot obtained by melting and solidifying. It is a material manufactured by the process of making.
  • Ni-based superalloys using a ⁇ ′ phase as a strengthening phase as described in JP-A-2014-156660 are used for low-pressure turbine disks of aircraft engines.
  • the turbine inlet temperature has been increased to improve fuel efficiency and efficiency, and accordingly, the high temperature strength of superheat resistant alloys used is required to be improved.
  • Patent Document 1 The Ni-base superalloy shown in Patent Document 1 described above has been developed with the intention of being used for a low-pressure turbine disk of an aircraft engine, for example.
  • An object of the present invention is to provide a Ni-base superalloy having excellent mechanical properties at a high temperature of 650 ° C. or higher in a Ni-base alloy used for aircraft engines, power generation gas turbines, and the like.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems. That is, according to the present invention, C: 0.001 to 0.100%, Al: 1.0 to 4.0%, Ti: 2.0 to 4.5%, Cr: 12.0 to 18. 0%, Co: 11.1 to 18.0%, Fe: 1.2 to 12.0%, Mo: 1.5 to 6.5%, W: 0.5 to 6.0%, Nb: 0 0.1 to 3.0%, B: 0.001 to 0.050%, Zr: 0.001 to 0.100%, Mg: 0.02% or less, the balance being Ni-based superalloy made of Ni and impurities It is. Preferably, it is a Ni-base superalloy having a mass percentage of (Ti + 0.5Nb) / Al of 1.0 to 3.5.
  • it is a Ni-based super heat-resistant alloy having Mo + 0.5W of 3.5 to 7.0 by mass%. More preferably, it is a Ni-based superalloy having a twin boundary length of 50% or more with respect to the sum of the twin boundary length and the grain boundary length.
  • a high-strength Ni-base superalloy used in aircraft engines, power generation gas turbines, etc. has a Ni-base having mechanical properties that exceed those of a conventional Ni-base superalloy at a high temperature of 650 ° C. or higher.
  • a super heat-resistant alloy is obtained. Therefore, it becomes suitable for members, such as a low-pressure turbine disk of an aircraft engine, for example.
  • the reason for defining the chemical composition in the Ni-base superalloy according to the present invention is as follows. Unless otherwise specified, the mass% is indicated. C: 0.001 to 0.100% C has an effect of increasing the strength of the crystal grain boundary. This effect appears at 0.001% or more. However, when C is contained excessively, coarse carbides are formed and the strength and hot workability are lowered, so 0.100% is made the upper limit. A preferable lower limit is 0.005%, and more preferably 0.008%. Moreover, a preferable upper limit is 0.070%, More preferably, it is 0.040%. Cr: 12.0 to 18.0% Cr is an element that improves oxidation resistance and corrosion resistance. In order to obtain the effect, 12.0% or more is necessary.
  • the upper limit is made 18.0%.
  • a preferable lower limit is 12.5%, and more preferably 13.0%.
  • a preferable upper limit is 17.0%, More preferably, it is 16.0%.
  • Co 11.1 to 18.0% Co improves the stability of the structure and makes it possible to maintain hot workability even when a large amount of Ti as a strengthening element is contained. In order to obtain this effect, 11.1% or more is necessary.
  • the hot workability improves as the amount of Co increases.
  • the upper limit is made 18.0% in order to reduce the cost.
  • a preferred lower limit is 11.3%, more preferably 11.5%.
  • a preferable upper limit is 17.0%, More preferably, it is 16.5%.
  • Fe 1.2 to 12.0% Fe is an element used as an alternative to expensive Ni and Co, and is effective in reducing alloy costs. In order to obtain this effect, 1.2% or more is necessary.
  • the upper limit is made 12.0%.
  • a preferable lower limit is 1.3%, and more preferably 1.5%.
  • a preferable upper limit is 11.0%, More preferably, it is 10.5%.
  • Al 1.0 to 4.0%
  • Al is an essential element that forms a ⁇ ′ (Ni 3 Al) phase that is a strengthening phase and improves high-temperature strength. In order to obtain the effect, at least 1.0% is required. However, excessive addition reduces hot workability and causes material defects such as cracks during processing, so 1.0 to 4.0. Limited to%.
  • a preferable lower limit is 1.3%, and more preferably 1.5%.
  • a preferable upper limit is 3.0%, More preferably, it is 2.5%.
  • Ti: 2.0 to 4.5% Ti, like Al, is an essential element that forms a ⁇ ′ phase and enhances the high temperature strength by solid solution strengthening of the ⁇ ′ phase. In order to obtain the effect, at least 2.0% is necessary.
  • the upper limit of Ti is set to 4.5%.
  • a preferred lower limit is 2.5%, more preferably 3.2%.
  • a preferable upper limit is 4.2%, More preferably, it is 4.0%.
  • Nb 0.1-3.0%
  • Nb is also an element that forms a ⁇ ′ phase like Al or Ti and enhances the ⁇ ′ phase by solid solution strengthening to increase the high-temperature strength. In order to obtain the effect, at least 0.1% is necessary. However, excessive addition forms a harmful ⁇ (delta) phase and impairs hot workability, so the upper limit of Nb is made 3.0%.
  • a preferable lower limit is 0.2%, and more preferably 0.3%.
  • a preferable upper limit is 2.0%, More preferably, it is 1.5%.
  • Mo 1.5-6.5% Mo contributes to the solid solution strengthening of the matrix and has the effect of improving the high temperature strength. In order to obtain this effect, 1.5% or more is necessary.
  • W 0.5-6.0% W, like Mo, is an element that contributes to solid solution strengthening of the matrix. In the present invention, W is required to be 0.5% or more. If W is excessive, a harmful intermetallic compound phase is formed and the high temperature strength is impaired, so the upper limit is made 6.0%.
  • a preferable lower limit is 1.0%, and more preferably 1.5%.
  • a preferable upper limit is 5.0%, More preferably, it is 4.0%.
  • B 0.001 to 0.050%
  • B is an element that improves the grain boundary strength and improves the creep strength and ductility. To obtain this effect, a minimum of 0.001% is required.
  • B has a large effect of lowering the melting point, and when coarse boride is formed, workability is hindered. Therefore, it is necessary to control not to exceed 0.050%.
  • a preferable lower limit is 0.003%, and more preferably 0.005%.
  • a preferable upper limit is 0.040%, More preferably, it is 0.020%.
  • Zr 0.001 to 0.100% Zr has the effect of improving the grain boundary strength like B, and at least 0.001% is required to obtain this effect.
  • the upper limit is made 0.100%.
  • a preferable lower limit is 0.005%, and more preferably 0.010%.
  • a preferable upper limit is 0.060%, More preferably, it is 0.040%.
  • Mg 0.02% or less Mg is used as a desulfurization material. Moreover, there exists an effect which fixes S as a sulfide, and there exists an effect which improves hot workability. For this reason, you may add as needed. On the other hand, if it exceeds 0.02%, ductility deteriorates. Therefore, Mg is made 0.02% or less. As described above, the balance other than the elements to be described is Ni, but naturally unavoidable impurities are included.
  • Al, Ti, and Nb are elements that increase the high-temperature strength by forming a ⁇ ′ phase.
  • the ⁇ ′ phase is solid-solution strengthened to increase the high-temperature strength.
  • (Ti + 0.5Nb) / Al exceeds 3.5, a harmful phase may be precipitated.
  • (Ti + 0.5Nb) / Al is preferably 1.0 or more, and when (Ti + 0.5Nb) / Al is less than 1.0, high-temperature strength is difficult to obtain. Become. Therefore, in the present invention, (Ti + 0.5Nb) / Al is set to 1.0 to 3.5. In addition, the preferable minimum of (Ti + 0.5Nb) / Al is 1.2, More preferably, it is 1.5. Moreover, the preferable upper limit of (Ti + 0.5Nb) / Al is 3.0, and more preferably 2.5.
  • the atomic weight of Ti and Nb is 1: 2, and the formation contribution ratio of the ⁇ ′ phase per mass of Nb is half that of Ti.
  • Mo + 0.5W 3.5-7.0
  • Mo and W contribute to solid solution strengthening of the matrix and have an effect of improving high temperature strength. Since the atomic weight of Mo and W is 1: 2, the contribution of solid solution strengthening of W per mass is half that of Mo. Therefore, in order to improve the high temperature strength by solid solution strengthening of the matrix, it is preferable that Mo + 0.5W is 3.5% or more by mass%. However, if added excessively, an intermetallic compound phase is formed and the high-temperature strength is impaired, so the upper limit of Mo + 0.5W is made 7.0%. The minimum of preferable Mo + 0.5W is 3.7%, More preferably, it is 4.0%. Moreover, the upper limit of preferable Mo + 0.5W is 6.5%, More preferably, it is 6.0%.
  • the ASTM grain size number is preferably 6 or more, and more preferably 7 or more.
  • the crystal grain size is preferably 12 or less.
  • twin boundary of the Ni-base superalloy is 50 with respect to the sum of the twin boundary length and the grain boundary length. It was found that it is preferable to set the ratio to at least%.
  • a twin crystal refers to two crystals when two adjacent crystals are in a symmetrical relationship with respect to a specific plane or axis. For example, in FIG. In other words, the crystal is a mirror object with respect to a plane having a crystal lattice of two adjacent crystal grains (referred to as a twin plane). The state can be confirmed by, for example, tissue observation by electron backscattering diffraction (EBSD) or the like.
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • the energy required to introduce unit area stacking faults into a complete crystal is called stacking fault energy.
  • the twin boundary inhibits the movement of dislocations. Conceivable.
  • the stacking fault energy is preferably lowered so that the twin boundary length is 50% or more with respect to the sum of the twin boundary length and the grain boundary length. . More preferably, it is 52% or more, More preferably, it is 55% or more.
  • the following manufacturing method may be applied to obtain the metal structure defined in the present invention.
  • the Ni-base superalloy specified in the present invention is hot-worked at a forging ratio of 3 or higher at a ⁇ ′-phase solid solution temperature or lower to give a working strain.
  • the solution treatment is performed below the temperature.
  • the solution treatment temperature may be set within the range with the solid solution temperature of the ⁇ ′ phase as the upper limit and the temperature below 100 ° C. of the solid solution temperature as the lower limit.
  • the treatment time is preferably selected in the range of 0.5 to 10 hours.
  • An aging treatment for precipitation strengthening can be performed after the solution treatment.
  • the aging treatment temperature is preferably 600 to 800 ° C.
  • the aging treatment time may be selected in the range of 1 to 30 hours.
  • a 10 kg ingot was prepared by vacuum melting. Thereafter, hot forging was performed so that the forging ratio was 3 or more within a range of 80 ° C. or less below the solid solution temperature of the ⁇ ′ phase of each alloy, thereby producing hot forged materials. Thereafter, the hot forging material was subjected to a solid solution treatment and an aging treatment at a temperature lower than the solid solution temperature of ⁇ ′.
  • the chemical composition of the dissolved ingot is shown in Table 1, and the calculated value of (Ti + 0.5Nb) / Al and the calculated value of Mo + 0.5W are shown in Table 2. Table 3 shows the solution treatment and aging treatment conditions.
  • No. 1-4 are examples of the present invention.
  • the grain size of the aging-treated material subjected to the aging treatment was measured by a method defined by ASTM-E112. Furthermore, the twin boundary length and the grain boundary length in 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m were measured by an electron beam backscattering diffractometer, and the twin amount (for the sum of the twin boundary length and the grain boundary length) was measured. The ratio of the twin boundary length) was calculated. Further, a tensile test at a test temperature of 650 ° C. was performed to evaluate 0.2% proof stress. Further, the creep rupture time at a test temperature of 725 ° C. and a load stress of 630 MPa was evaluated. The results are shown in Table 4.

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Abstract

　航空機エンジンや発電用ガスタービンに使用されるＮｉ基合金において、高温で良好な機械的特性を持つＮｉ基超耐熱合金を提供する。　質量％で、Ｃ：０．００１～０．１％、Ａｌ：１．０～４．０％、Ｔｉ：２．０～４．５％、Ｃｒ：１２～１８％、Ｃｏ：１１．１～１８．０％、Ｆｅ：１．２～１２．０％、Ｍｏ：１．５～６．５％、Ｗ：０．５～６．０％、Ｎｂ：０．１～３．０％、Ｂ：０．００１～０．０５％、Ｚｒ：０．００１～０．１％、残部はＮｉ及び不純物からなる合金。

Description

Ｎｉ基超耐熱合金
　本発明は、Ｎｉ基超耐熱合金に関するものである。
　航空機エンジンや発電用ガスタービンの耐熱部材には、Ａｌ、Ｔｉなどの合金元素を多く含む、γ’（ガンマプライム）相析出強化型のＮｉ基超耐熱合金が利用されている。
　タービンの部品のうち、高強度と信頼性が要求されるタービンディスクには、Ｎｉ基超耐熱合金として鍛造合金が利用されてきた。ここで鍛造合金とは、鋳造凝固組織のままで使用される鋳造合金に対比して用いられる用語であり、溶解・凝固させて得られた鋼塊を、熱間加工することで所定の部品形状にするプロセスで製造される材料である。熱間加工によって、粗大で不均質な鋳造凝固組織が、微細かつ均質な鍛造組織に変化することで、引張強度、疲労特性などの機械的特性が改善する。航空機エンジンの低圧タービンディスクには特開２０１４－１５６６６０号公報（特許文献１）に記載されるようなγ’相を強化相として利用したＮｉ基超耐熱合金が用いられる。しかし近年、燃費・効率の向上のためにタービン入口温度の高温化が進んでおり、それに伴って使用される超耐熱合金の高温強度の向上が求められている。
特開２０１４－１５６６６０号公報
　上述の特許文献１で示されているＮｉ基超耐熱合金は、例えば、航空機エンジンの低圧タービンディスクへの使用を意図して開発されたものである。しかしながら、今後、燃費・効率の向上のためにタービン入口温度の高温化が進んだ場合、例えば、６５０℃以上の高温での機械的特性の不足が大きな問題となる。
　本発明の目的は、航空機エンジンや発電用ガスタービン等に使用されるＮｉ基合金において、６５０℃以上の高温で良好な機械的特性を持つＮｉ基超耐熱合金を提供することである。
　本発明は、上述した課題に鑑みてなされたものである。
　すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．１００％、Ａｌ：１．０～４．０％、Ｔｉ：２．０～４．５％、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｃｏ：１１．１～１８．０％、Ｆｅ：１．２～１２．０％、Ｍｏ：１．５～６．５％、Ｗ：０．５～６．０％、Ｎｂ：０．１～３．０％、Ｂ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００１～０．１００％、Ｍｇ：０．０２％以下、残部はＮｉ及び不純物からなるＮｉ基超耐熱合金である。
　好ましくは、質量％で、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌが１．０～３．５であるＮｉ基超耐熱合金である。
　更に好ましくは、質量％で、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．５～７．０であるＮｉ基超耐熱合金である。
　更に好ましくは、双晶境界の長さが双晶境界の長さと結晶粒界の長さの和に対して５０％以上のＮｉ基超耐熱合金である。
　本発明によれば、航空機エンジンや発電用ガスタービン等に使用される高強度なＮｉ基超耐熱合金において、６５０℃以上の高温で従来のＮｉ基超耐熱合金を超える機械的特性を有するＮｉ基超耐熱合金が得られる。そのため、例えば、航空機エンジンの低圧タービンディスク等の部材に好適となる。
結晶粒界と双晶境界を電子後方散乱回折法によって観察した図である。
　本発明のＮｉ基超耐熱合金において、化学組成を規定した理由は以下の通りである。なお、特に記載のない限り質量％として記す。
　Ｃ：０．００１～０．１００％
　Ｃは、結晶粒界の強度を高める効果を有する。この効果は、０．００１％以上で現れるが、Ｃを過剰に含有した場合は、粗大な炭化物が形成され、強度、熱間加工性を低下させるため、０．１００％を上限とする。好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．００８％である。また、好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０４０％である。
　Ｃｒ：１２．０～１８．０％
　Ｃｒは、耐酸化性、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るには、１２．０％以上が必要である。Ｃｒを過剰に含有すると、σ相などの脆化相を形成し、強度、熱間加工性を低下させるので、上限は１８．０％とする。好ましい下限は１２．５％であり、より好ましくは１３．０％である。また、好ましい上限は１７．０％であり、より好ましくは１６．０％である。
　Ｃｏ：１１．１～１８．０％
　Ｃｏは、組織の安定性を改善し、強化元素であるＴｉを多く含有しても熱間加工性を維持することを可能とする。この効果を得るには、１１．１％以上が必要である。Ｃｏが多くなるほど熱間加工性は向上する。しかし、Ｃｏは、含有元素の中で最も高価ものであるため、コストを下げるために上限は１８．０％とする。好ましい下限は１１．３％であり、より好ましくは１１．５％である。また、好ましい上限は１７．０％であり、より好ましくは１６．５％である。
　Ｆｅ：１．２～１２．０％
　Ｆｅは、高価なＮｉ、Ｃｏの代替として用いる元素であり、合金コストの低減に有効である。この効果を得るには、１．２％以上が必要である。Ｆｅを過剰に含有するとσ相などの脆化相を形成し、強度、熱間加工性を低下させるので、上限は１２．０％とする。好ましい下限は１．３％であり、より好ましくは１．５％である。また、好ましい上限は１１．０％であり、より好ましくは１０．５％である。
　Ａｌ：１．０～４．０％
　Ａｌは、強化相であるγ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を形成し、高温強度を向上させる必須元素である。その効果を得るためには最低１．０％必要であるが、過度の添加は熱間加工性を低下させ、加工中の割れなどの材料欠陥の原因となるので、１．０～４．０％に限定する。好ましい下限は１．３％であり、より好ましくは１．５％である。また、好ましい上限は３．０％であり、より好ましくは２．５％である。
　Ｔｉ：２．０～４．５％
　ＴｉもＡｌと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める必須元素である。その効果を得るためには最低２．０％必要であるが、過度の添加はガンマプライム相が高温で不安定となって高温での粗大化を招くとともに有害なη（イータ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＴｉの上限を４．５％とする。好ましい下限は２．５％であり、より好ましくは３．２％である。また、好ましい上限は４．２％であり、より好ましくは４．０％である。
　Ｎｂ：０．１～３．０％
　ＮｂもＡｌまたはＴｉと同様にγ’相を形成し、γ’相を固溶強化して高温強度を高める元素である。その効果を得るためには最低０．１％必要であるが、過度の添加は有害なδ（デルタ）相を形成し、熱間加工性を損なうのでＮｂの上限を３．０％とする。好ましい下限は０．２％であり、より好ましくは０．３％である。また、好ましい上限は２．０％であり、より好ましくは１．５％である。
　Ｍｏ：１．５～６．５％
　Ｍｏは、マトリックスの固溶強化に寄与し、高温強度を向上させる効果がある。この効果を得るためには、１．５％以上が必要であるが、Ｍｏが過剰となると金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうため、上限を６．５％とする。好ましい下限は２．０％であり、より好ましくは２．５％である。また、好ましい上限は５．５％であり、より好ましくは５．０％である。
　Ｗ：０．５～６．０％
　Ｗは、Ｍｏと同様に、マトリックスの固溶強化に寄与する元素であり、本発明では０．５％以上が必要である。Ｗが過剰となると有害な金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうため、上限を６．０％とする。好ましい下限は１．０％であり、より好ましくは１．５％である。また、好ましい上限は５．０％であり、より好ましくは４．０％である。
　Ｂ：０．００１～０．０５０％
　Ｂは、粒界強度を向上させ、クリープ強度、延性を改善する元素である。この効果を得るには最低０．００１％が必要となる。一方でＢは融点を低下させる効果が大きいこと、また、粗大なホウ化物が形成されると加工性が阻害されることから、０．０５０％を超えないように制御する必要がある。好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。また、好ましい上限は０．０４０％であり、より好ましくは０．０２０％である。
　Ｚｒ：０．００１～０．１００％
　Ｚｒは、Ｂと同様に粒界強度を向上させる効果を有しており、この効果を得るには最低０．００１％が必要である。一方でＺｒが過剰となると、やはり融点の低下を招き、高温強度、熱間加工性が阻害されるため、上限は０．１００％とする。好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。また、好ましい上限は０．０６０％であり、より好ましくは０．０４０％である。
　Ｍｇ：０．０２％以下
　Ｍｇは、脱硫材として用いられる。また、硫化物としてＳを固着させる効果があり、熱間加工性を改善する効果がある。このため必要に応じて添加しても良い。一方で、０．０２％を超えると延性が劣化する。従って、Ｍｇは０．０２％以下とする。
　以上、説明する元素以外の残部はＮｉとするが、当然、不可避的な不純物は含まれる。
　次に、好ましい元素の範囲について説明する。
　（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌ：１．０～３．５
　前述したように、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂは、γ’相を形成して高温強度を高める元素である。ＴｉまたはＮｂの添加量が多くなるほどγ’相を固溶強化して高温強度が高まるが、過剰に添加すると、有害なη相を形成し熱間加工性を損なう場合がある。そのため、ＴｉとＮｂの含有量とＡｌの比は適切な値となるよう選択することが好ましい。（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌが３．５を超えると、有害相が析出する恐れがある。一方、良好な高温強度を得るためには（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌは１．０以上であることが好ましく、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌが１．０未満であると、高温強度が得にくくなる。そのため、本発明では（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌを１．０～３．５とする。なお、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの好ましい下限は１．２であり、より好ましくは１．５である。また、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの好ましい上限は３．０であり、より好ましくは２．５である。なお、ＴｉとＮｂの原子量は１：２であり、Ｎｂの質量あたりのγ’相の形成寄与率はＴｉの半分であるため、０．５Ｎｂとして計算する。
　Ｍｏ＋０．５Ｗ：３．５～７．０
　前述したように、ＭｏおよびＷは、マトリックスの固溶強化に寄与し、高温強度を向上させる効果がある。ＭｏとＷの原子量は１：２であるため、質量あたりのＷの固溶強化の寄与はＭｏの半分である。そのためマトリックスの固溶強化による高温強度を向上には、質量％で、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．５％以上であることが好ましい。しかし、過剰に添加すると金属間化合物相が形成されて高温強度を損なうためＭｏ＋０．５Ｗの上限を７．０％とする。好ましいＭｏ＋０．５Ｗの下限は３．７％であり、より好ましくは４．０％である。また、好ましいＭｏ＋０．５Ｗの上限は６．５％であり、より好ましくは６．０％である。
　次に、好ましい金属組織について説明する。
　本発明のＮｉ基超耐熱合金の金属組織の結晶粒は、より細かいほど高温で良好な耐力を得ることができる。そのため、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で６以上であることが好ましく、７以上であることがより好ましい。一方、結晶粒が細かすぎると亀裂の伝搬が容易になりクリープ強度が損なわれるため、結晶粒度は１２以下であることが好ましい。
　本発明者らは、高温で良好な機械的特性を得るためには、Ｎｉ基超耐熱合金の双晶境界の長さが双晶境界の長さと結晶粒界の長さとの和に対して５０％以上とすることが好ましいことを見出した。
　双晶とは、二つの隣り合った結晶が、ある特定の面または軸について対称の関係にあるとき、それら二つの結晶のことを言い、例えば図１において、結晶粒の中に直線的に見られる、隣接する２つの結晶粒の結晶格子がある面（双晶面という）に対して互いに鏡面対象にあるような結晶である。その状態は例えば電子後方散乱回折法（Electron-BackScattering-Diffraction:EBSD）などによる組織観察によって確認することができる。
　完全結晶中に単位面積の積層欠陥を導入するのに必要なエネルギーを積層欠陥エネルギーといい、積層欠陥エネルギーが低いほど双晶が多く作られる。双晶量が多くなるほど、すなわち、結晶粒界の長さに対する双晶の境界の長さが大きくなるほど、双晶境界が転位の動きを阻害するため、高温におけるクリープ強度の向上が達成されると考えられる。良好なクリープ強度を得るには、積層欠陥エネルギーを低くすることにより、双晶境界の長さが双晶境界の長さと結晶粒界の長さとの和に対して５０％以上とすることが好ましい。更に好ましくは５２％以上であり、より好ましくは５５％以上である。
　前述した本発明で規定する金属組織とするには、例えば、以下の製造方法を適用すると良い。
　先ず、前述した本発明で規定するＮｉ基超耐熱合金に対して、γ’相固溶温度以下で鍛造比３以上の熱間加工を行い、加工ひずみを付与した後、γ’相の固溶温度以下で固溶化処理を行う。固溶化処理温度はγ’相の固溶温度を上限とし、固溶温度の１００℃下の温度を下限とし、その範囲で行えばよい。処理時間は０．５～１０時間の範囲で選択するのが好ましい。固溶化処理後に、析出強化のための時効処理を行うことができる。時効処理温度は６００～８００℃とするのが良い。時効処理時間は１～３０時間の範囲で選択すればよい。
　以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
　真空溶解で１０ｋｇインゴットを作製した。その後、それぞれの合金のγ’相の固溶温度以下８０℃以内の範囲で鍛造比３が以上になるよう熱間鍛造を行い、熱間鍛造材を作製した。その後、熱間鍛造材に、γ’の固溶温度以下で固溶化処理と時効処理を行った。溶解したインゴットの化学組成を表１に示し、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの計算値とＭｏ＋０．５Ｗの計算値を表２に示す。固溶化処理及び時効処理条件を表３に示す。
　なお、Ｎｏ．１～４が本発明例であり、Ｎｏ．１１～１５が比較例である。また、本発明例Ｎｏ．１の（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの計算値とＭｏ＋０．５Ｗの計算値は、それぞれ１．８２と５．７５である。Ｎｏ．２の（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの計算値とＭｏ＋０．５Ｗの計算値は、それぞれ２．１１と６．０である。Ｎｏ．３の（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの計算値とＭｏ＋０．５Ｗの計算値は、それぞれ２．１６と５．９である。Ｎｏ．４の（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌの計算値とＭｏ＋０．５Ｗの計算値は、それぞれ１．９５と４．７５である。Ｎｏ．１１は特許文献１で示す従来合金である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　時効処理を行った時効処理材について、ＡＳＴＭ－Ｅ１１２で規定される方法により結晶粒度測定を行った。更に、電子線後方散乱回折装置より、２００μｍ×２００μｍ中の双晶境界の長さと結晶粒界の長さとを測定し、双晶量（双晶境界の長さと結晶粒界の長さとの和に対する双晶境界の長さの割合）の算出を行った。
　更に試験温度６５０℃における引張試験を行い、０．２％耐力を評価した。更に試験温度７２５℃、負荷応力６３０ＭＰａにおけるクリープ破断時間を評価した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３に示すように、本発明（Ｎｏ．１～４）の試料だけが１０５０ＭＰａを超える０．２％耐力かつ１３０ｈ以上のクリープ破断時間を示すことが確認される。このことから、６５０℃以上の高温で良好な機械的特性を具備することがわかる。
　この機械的に特性によると、特に航空機エンジンの低圧タービンディスク用の合金として好適であることが確認された。
　次に、表５に示す組成を有する本発明のＮｉ基超耐熱合金について、大型の鍛造試作を行った。真空溶解、エレクトロスラグ再溶解および真空アーク溶解の三重溶解により２トンのインゴットを作製した。
　次に、前記インゴットに均質化処理を施した後、熱間鍛造を行った。熱間鍛造は、インゴット全面にガラス潤滑剤を塗布し、加熱温度はγ’の固溶温度以下である１０５０～１１００℃の範囲で行った。熱間鍛造は、据込み鍛造の後に鍛伸を行い、直径２３０ｍｍ、長さ２１００ｍｍのビレットを作製した。熱間鍛造中、割れや顕著な疵の発生はなく、大型材においても熱間鍛造が十分可能であることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００１～０．１００％、Ａｌ：１．０～４．０％、Ｔｉ：２．０～４．５％、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｃｏ：１１．１～１８．０％、Ｆｅ：１．２～１２．０％、Ｍｏ：１．５～６．５％、Ｗ：０．５～６．０％、Ｎｂ：０．１～３．０％、Ｂ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００１～０．１００％、Ｍｇ：０．０２％以下、残部はＮｉ及び不純物からなることを特徴とするＮｉ基超耐熱合金。
  2. 　質量％で、（Ｔｉ＋０．５Ｎｂ）／Ａｌが１．０～３．５であることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基超耐熱合金。
  3. 　質量％で、Ｍｏ＋０．５Ｗが３．５～７．０であることを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ基超耐熱合金。
  4. 　双晶境界の長さが双晶境界の長さと結晶粒界の長さとの和に対して５０％以上であることを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載のＮｉ基超耐熱合金。

     
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