(57)【要約】【課題】比重が小さく、高温強度特性および鋳造性に優れたＮｉ基超合金を提供する。【解決手段】Ｎｉ基超合金の組成を、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：８．０〜１２．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｃｏ：１０〜２０％、Ｔａ：０．０１〜１．５０％、Ｔｉ：２．０〜４．２％、Ａｌ：５．０〜８．０％、Ｖ：０〜１．５％、Ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５％を満たし、更に原子％で、Ｔｉ＋Ａｌ：１６．０〜２０．３％、Ｔｉ／Ａｌ：０．３以下、残部がＮｉ及び不可避的不純物の組成を有するものとする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃｒ：８．０〜１２．０％
Ｍｏ：１．０〜５．０％
Ｃｏ：１０．０〜２０．０％
Ｔａ：０．０１〜１．５０％
Ｔｉ：２．０〜４．２％
Ａｌ：５．０〜８．０％
Ｖ：０〜１．５％
Ｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｚｒ：０．０５〜０．１５％
を満たし、更に原子％で
Ｔｉ＋Ａｌ：１６．０〜２０．３％
Ｔｉ／Ａｌ：０．３以下
残部がＮｉ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とするＮｉ基超合金。
【請求項２】
比重が７．９ｇ／ｃｍ3以下であることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基超合金。
【請求項３】
前記Ｔａが０．３〜０．８質量％であることを特徴とする請求項１，２の何れかに記載のＮｉ基超合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、タービンホイール等の高温部品の材料に適用して好適なＮｉ基超合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、エンジンからの排気を受けて回転するタービンホイールは、高温下（例えば９５０℃程度の高温下）で高速回転するため（例えば毎分の回転数が数十万回）、高温強度特性に優れたものであることが求められる。
このため、タービンホイールの材料として高温強度特性に優れたＮｉ基超合金，特にインコネル７１３Ｃ、ＭＡＲ−Ｍ２４６を代表とするＮｉ基の鋳造合金が主として用いられてきた。
【０００３】
Ｎｉ基超合金における高温強度の強化機構としては、固溶強化と、γ′相（ガンマプライム相）の析出強化が用いられている。強化相として析出するγ′相（金属間化合物のＮｉ3（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）の相）は高温まで安定であるため、鍛造によりタービンホイールを製造することが難しく、通常は主としてＮｉ基の鋳造合金を用いてタービンホイールを鋳造し、且つ鋳造まま（Ａｓ  ｃａｓｔ状態）で使用している。
【０００４】
ところで、タービンホイールのような回転体にあっては、部品の重量が大きくなると慣性重量が大きくなり、例えば、回転の立ち上がりのレスポンスが遅くなるため、軽量であること、即ち低比重であることが求められている。
上述のように強化機構として、固溶強化と、γ′相の析出強化とを用いるＮｉ基の合金にあっては、固溶強化元素の添加量が多いほど高温強度は向上するが、比重が大きくなってしまうため低比重化の要請に応えることが難しい。
また、固溶強化元素の添加量を少なくする一方、γ′相の生成元素の添加量を多くすることで、高温強度を維持しつつ比重を小さくすることも考えられるが、γ′相の析出量を増加させた場合には、鋳込時の凝固過程で鋳造割れが生じやすくなり、製造性が悪化してしまう問題があった。
【０００５】
以上のように、タービンホイール等の高温部品の材料に用いられる合金にあっては、高温強度特性のほか、比重が小さいこと、鋳造性に優れていることが求められるが、これらの要求を十分に満たすＮｉ基合金は提供されていなかった。
【０００６】
尚、本発明に対する先行技術として、下記特許文献１には「ニッケル基合金」についての発明が示され、そこにおいて重量％で、Ｃｏ：１４〜１９％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｍｏ：０〜３％、Ｔｉ：０．５〜３．０％で、残部Ｎｉからなる組成を有し、Ｔｉ／Ａｌ比を０．８５以下としたニッケル基合金が開示されている。しかしながらこの特許文献１には、鋳造性を向上させるための具体的な手段についての記載はなく、また、各実施例における成分組成は、いずれも本願発明のものとは異なっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１５−１０１７５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は以上のような事情を背景とし、比重が小さく、高温強度特性および鋳造性に優れたＮｉ基超合金を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
而して請求項１に記載のものは、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：８．０〜１２．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｃｏ：１０〜２０％、Ｔａ：０．０１〜１．５０％、Ｔｉ：２．０〜４．２％、Ａｌ：５．０〜８．０％、Ｖ：０〜１．５％、Ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５％を満たし、更に原子％で、Ｔｉ＋Ａｌ：１６．０〜２０．３％、Ｔｉ／Ａｌ：０．３以下、残部がＮｉ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする。
【００１０】
請求項２のものは、請求項１において、比重が７．９ｇ／ｃｍ3以下であることを特徴とする。
【００１１】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記Ｔａが０．３〜０．８質量％であることを特徴とする。
【００１２】
γ′相を強化相とするＮｉ基超合金では、γ′相の生成元素であるＡｌ及びＴｉの添加量を多くすることでγ′相の析出量が多くなること、更にこれとともにγ′相の析出温度が上昇することが知られている。
本発明者らは、Ａｌ＋Ｔｉの総量を高く維持したうえで、γ′相の析出温度を低下させる可能性を追求したところ、ＴｉとＡｌとの比率であるＴｉ／Ａｌ比を小さくすることでγ′相の析出温度が低下すること、更にＴｉ／Ａｌ比を０．３以下とすれば、鋳造の際に延性不足による割れが発生する温度領域でのγ′相の析出を抑制して、鋳造割れを防止することができることを見出した。
【００１３】
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、固溶強化元素の添加量を少とする一方、γ′相を生成する元素であるＴｉ＋Ａｌの総量を１６．０％以上、且つＴｉ／Ａｌ比を０．３以下としたことを特徴としたものである。
本発明では、固溶強化元素の添加量を少とすることで、合金の低比重化を図る一方、γ′相を生成する元素であるＴｉ及びＡｌの添加量を増やすことで高温強度特性の確保を図っている。Ｔｉ及びＡｌの添加量を増やせば鋳造割れが生じやすくなり、鋳造性の悪化を招く虞もあるが、本発明ではＴｉ／Ａｌ比を０．３以下とすることでγ′相の析出温度の上昇を抑制し、凝固過程での鋳造割れの発生を抑えて鋳造性を確保している。
このように本発明のＮｉ基超合金は、比重が小さく、また高温強度特性および鋳造性に優れており、タービンホイール等の高温部品の材料として好適に用いることができる。
【００１４】
次に本発明におけるＮｉ基超合金の各成分の限定理由を以下に述べる。
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。十分な高温強度を得るには０．１％以上の添加を必要とする。但し、過剰な添加は粗大な共晶炭化物を形成し靭延性の低下を引き起こす為、上限を０．３％とする。
【００１５】
Ｃｒ：８．０〜１２．０％
Ｃｒは、表面にＣｒ2Ｏ3からなる緻密な酸化皮膜を形成して耐酸化性，高温耐食性を向上させる。このような特性を発揮させるには８．０％以上含有させることが必要である。
Ｃｒはその含有量が多いほど耐酸化性，高温耐食性に優れるものの、過剰な添加は相安定性を低下させ、延性，靭性が悪化するため、１２．０％を上限とする。より好ましい含有量は９．０〜１０．０％である。
【００１６】
Ｍｏ：１．０〜５．０％
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶して固溶強化により母相を強化する効果がある。このためには、少なくとも１．０％以上含有させる必要がある。より好ましくは３．１％以上である。ただし、過剰な添加は相安定性を低下させ、延性，靭性が悪化するため、５．０％を上限とする。
【００１７】
Ｃｏ：１０．０〜２０．０％
Ｃｏは、オーステナイト相を固溶強化するとともに、γ′相にも固溶してγ′相をも強化する効果がある。このためには、少なくとも１０．０％以上含有させる必要がある。より好ましくは１２．０％以上である。ただし、Ｃｏは高価な材料であるため多量に添加することはコスト的に不利となるため、２０．０％を上限とする。
【００１８】
Ｔａ：０．０１〜１．５０％
Ｔａは、Ｃと結合して炭化物を形成するだけでなく、γ′相に固溶してγ′相を強化する効果がある。このためには、少なくとも０．０１％以上含有させる必要がある。ただし、多量の添加は比重が重くなるため上限を１．５０％とする。より好ましい含有量は０．３〜０．８％である。
【００１９】
Ｔｉ：２．０〜４．２％
Ｔｉは、Ｎｉと結合して強度の向上に有効なγ′相（Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）金属間化合物）を形成して合金を析出強化する。このためには、少なくとも２．０％以上含有させる必要がある。ただし、多量の添加は共晶炭化物を増加させて延性を低下させるため上限を４．２％とする。好ましくは３．０％以下である。
【００２０】
Ａｌ：５．０〜８．０％
Ａｌは、γ′相（Ｎｉ3Ａｌ金属間化合物）を形成する成分であり、十分な高温強度を得るには５．０％以上含有させる必要がある。ただし過度にＡｌの添加量を増加させるとクリープ強度が低下する為、上限を８．０％とする。より好ましい含有量は６．８〜７．５％である。
【００２１】
Ｖ：０〜１．５％
Ｖは、γ′相に固溶して固溶強化する。ただし、過剰な添加は高温強度を低下させるため１．５％を上限とする。本発明においてはＶを含有しない場合もある。
【００２２】
Ｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｂは粒界を強化するため、０．００５％以上添加する。ただし、Ｂの過剰な添加はホウ化物を形成して特性を低下させるため、上限を０．０３０％とする。
【００２３】
Ｚｒ：０．０５〜０．１５％
ＺｒもＢと同様に粒界強化によりクリープ強度を向上させるため、０．０５％以上添加する。ただし、過剰に添加すると延性が低下するため、上限を０．１５％とする。
【００２４】
Ｔｉ＋Ａｌ：１６．０〜２０．３％
Ｔｉ／Ａｌ：０．３以下
上記したところから明らかなように、Ｔｉ＋Ａｌの総量はγ′相の量を示す指標であり、高温強度特性を向上させるためには原子％で１６％以上含有させる必要がある。ただし、過剰に添加すると延性が低下するため、上限を２０．３％とする。
Ｔｉ／Ａｌ比は、γ′相の析出温度にとって重要な因子であり、本発明ではＴｉ／Ａｌ比を０．３以下とする。Ｔｉ＋Ａｌの総量が１６％以上あり、且つＴｉ／Ａｌ比が０．３を超えた場合には、γ′相の析出温度が上昇し鋳造工程における凝固過程で延性不足による割れが発生し易くなる。
【発明の効果】
【００２５】
以上のような本発明によれば、比重が小さく、高温強度特性および鋳造性に優れたＮｉ基超合金を提供することができる。
【実施例】
【００２６】
次に本発明の実施例を以下に説明する。
先ず表１に示す化学成分の合金を真空溶解炉にて溶解し、５０ｋｇのインゴットに鋳造した。その後、インゴットから機械加工により試験片を作製し、試験片を用いて、比重、０．２％耐力、伸び、クリープ強度を評価した。また、表１に示す化学成分の合金を用いて、タービンホイールを作製し鋳造性を評価した。
【００２７】
【表１】
2018138690.tif 000002
【００２８】
［比重測定］
ＪｌＳ Ｚ ８８０７に準拠して比重測定を実施し、以下の基準に従い評価した。
Ａ：比重が７．９ｇ／ｃｍ3以下
Ｂ：比重が７．９ｇ／ｃｍ3超、８．０ｇ／ｃｍ3以下
Ｃ：比重が８．０ｇ／ｃｍ3超
【００２９】
［高温引張試験］
ＪｌＳ Ｇ ０５６７に準拠し平行部径８ｍｍ、標点距離４０ｍｍの試験片を作製し、試験温度１０５０℃で引張試験を行った。この試験では１０５０℃での０．２％耐力、伸びの測定を行った。
０．２％耐力については、以下の基準に従い評価した。
Ａ：０．２％耐力が２００ＭＰａ以上
Ｂ：０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ未満
Ｃ：０．２％耐力が１５０ＭＰａ未満
また伸びについては、以下の基準に従い評価した。
Ａ：伸びが１５％以上
Ｂ：伸びが１０％以上、１５％未満
Ｃ：伸びが１０％未満
【００３０】
［クリープ破断試験］
ＪｌＳ Ｚ ２２７１に準拠した試験片を作製し、試験温度１０００℃で負荷応力１８０ＭＰａを掛け破断に到る寿命を測定し、以下の基準に従い評価した。試験片は平行部がΦ６．４ｍｍである。
Ａ：破断寿命が２５ｈ以上
Ｂ：破断寿命が１５ｈ以上、２５ｈ未満
Ｃ：破断寿命が１５ｈ未満
【００３１】
［鋳造性評価］
表１に示す化学成分の合金を用いて、同一形状、同一サイズのタービンホイールをそれぞれ同一条件にて減圧鋳造し、同一の合金組成で作製された１００個のタービンホイールについて、羽先における割れ発生の有無を目視にて確認し、以下の基準に従い評価した。
Ａ：割れ発生無し
Ｂ：割れが認められたタービンホイールの発生率３０％未満
Ｃ：割れが認められたタービンホイールの発生率３０％以上
これらの結果が表２に示してある。
【００３２】
【表２】
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【００３３】
比較例１は、本発明の組成と比べて固溶強化元素であるＣｏ及びＴａが非添加である。また、γ′相生成元素であるＴｉ量が本発明の下限値より少ない一方、本発明では非添加のＮｂが添加されている。この比較例１は、十分な高温強度特性が得られず、０．２％耐力、クリープ強度の評価が「Ｃ」であった。更に、比重の評価が「Ｂ」で後述する実施例に比べ劣っている。
【００３４】
比較例２は、Ｔｉ量及びＴｉ＋Ａｌの総量が本発明の下限値を下回っている一方、本発明において非添加の重元素Ｗが添加されている。このため比較例２においては、０．２％耐力、伸び、クリープ強度の評価は「Ａ」と良好であるものの、比重の評価が「Ｃ」であった。
【００３５】
比較例３は、Ｔｉ量及びＴｉ＋Ａｌの総量が本発明の下限値を下回っている一方、本発明において非添加の重元素Ｈｆ及びＷが添加されている。またＴａ量も本発明の上限値１．５％を上回っている。このため比較例３においては、０．２％耐力、伸び、クリープ強度の評価は「Ａ」と良好であるものの、比重の評価が「Ｃ」であった。
【００３６】
比較例４は、Ｔｉ＋Ａｌの総量が本発明の規定範囲内である一方で、Ｔｉ／Ａｌ比が本発明の上限値０．３を上回っている。このため比較例４についてはγ′相の析出温度が、他の例よりも高くなっており、鋳造性評価において凝固割れ（鋳造割れ）の発生が認められ評価が「Ｃ」であった。また、γ′相の析出温度が高いことから高温時の延性が低く熱間伸びの評価も「Ｃ」であった。
【００３７】
比較例５は、Ａｌ量及びＴｉ＋Ａｌの総量が本発明の下限値を下回っている。このため十分な高温強度特性が得られず、０．２％耐力、クリープ強度の評価は「Ｃ」であった。また、この比較例５は、Ｔｉ＋Ａｌの総量自体は少ないが、比較例４と同様にＴｉ／Ａｌ比が本発明の上限値０．３を上回っているため、鋳造割れの発生が認められ鋳造性の評価が「Ｂ」であった。
【００３８】
比較例６，７は、Ｔｉ＋Ａｌの総量が比較例５に比べれば多いものの、未だ本発明の下限値１６％を下回っている。加えてＴａが非添加であるため、クリープ強度の評価は「Ｃ」であった。
【００３９】
比較例８は、前述の比較例６，７と異なり、Ｔａが本発明の成分範囲となるように添加されたものであるが、Ｔｉ＋Ａｌの総量が本発明の下限値１６％を下回っている。このためクリープ強度は比較例６，７より改善されるも「Ｂ」であった。この比較例８は、クリープ強度のほか、０．２％耐力、伸び、鋳造性の評価も「Ｂ」であり、後述の実施例に比べて全体としての特性が劣っている。
【００４０】
一方、各元素が本発明の成分範囲を満たす実施例１〜１４は、比重の評価が何れも「Ａ」と良好であった。また０．２％耐力、伸び、クリープ強度の評価は、全て「Ａ」又は一項目のみ「Ｂ」と良好であった。また、何れの実施例も鋳造性に問題はなく評価は「Ａ」であった。このように実施例の合金は、比重が小さく（何れも７．９ｇ／ｃｍ3以下）、１０００℃近傍の高温域で高い高温強度特性を有し、且つ鋳造性を兼ね備えている。特に各元素が、より好ましい範囲を満たす実施例１，２，５，１０，１４においては、何れの評価項目も「Ａ」となっており、バランスに優れた合金が得られている。