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日本ガスタービン学会誌

Vol.47

No.5

2019.9

Ni-Co基超合金の高温引張およびクリープ特性に及ぼすBとZrの影響
The Effects of B and Zr on High-temperature Tensile and Creep Properties ofNi-Co base Superalloy
小林 信一＊1
KOBAYASHI Shinichi

伊達 正芳＊1

上野 友典＊1

DATE Masayoshi

UENO Tomonori

大野 丈博＊1

川岸 京子＊2

OHNO Takehiro

KAWAGISHI Kyoko

ABSTRACTThe effects of boron and zirconium on tensile and creep properties in Ni-Co base superalloy (TMW*-4M3) were
investigated. Tensile tests at 650 ℃ and creep tests at 725 ℃ /630MPa of TMW-4M3 containing various boron andzirconium concentrations were performed. The results showed that boron was found to have a larger effect thanzirconium on the high-temperature properties of TMW-4M3. Tensile strength, ductility, creep resistance, and creep
rupture ductility were improved effectively by increase of boron content. On the other hand, increase of zirconium
content reduced creep rupture ductility although it improved tensile strength and creep resistance slightly. (*TMW isa trademark of National Institute for Materials Science registered in Japan.)
キーワード：タービンディスク，Ni-Co基，引張，クリープ, ボロン, ジルコニウムKey words : Turbine disc, Ni-Co base, Tensile, Creep, Boron, Zirconium．はじめにる優れたクリープ強度を有する⑺,⑻。またTMW-4M3は航空機エンジンや発電用ガスタービンの高効率化のた溶体化処理温度の上昇に伴い，引張特性⑼やクリープ特めには，使用される部材の耐用温度を高めることが有効性⑻が更に向上すると報告されている。

である。このため，タービン翼用Ni基超合金のみならしかし，溶体化温度を向上させていくと結晶粒の過ず，それを支えるタービンディスクにおいても耐用温度度な粗大化が生じて延性の低下を招く。従って，TMW-の向上が望まれている。物質・材料研究機構（NIMS）

4M3の更なるクリープ特性向上のためには，既に微量では，鋳鍛造（C&W: Cast & Wrought）プロセスにて添加されているC，BおよびZr量の最適化が有望である。

製造可能な高強度ディスク用鍛造合金として，Ni基超

特にBおよびZrは，古くからNi基超合金のクリープ特性＊合金とCo基合金を融合させたNi-Co基超合金：TMW 合を向上させる元素として認識されており⑽,⑾，多くのNi

金⑴‑⑻を開発した（＊TMWはNIMSの商標登録）。TMW基超合金⑿‑⒂ でその効果が確認されている。TMW-4M3

合金の中では，TMW-2，-24，-4M3のつの合金が実においても，BもしくはZr量を増加させるとクリープ。これらはNi基超合金特性が向上することが示唆されている⒃。ただしこの報

Alloy720Liよりも高い耐用温度を有するとともに，ton

告⒃ の化学組成は，すでに提案されている公称組成⑸,⑺級インゴットから実規模ディスクが製造された実績⑸‑⑻に対して，BおよびZr量が共に高く，またTi量も僅かながあり，今後の実用化が期待される。中でもTMW-4M3がら高いため，クリープ特性に及ぼすBとZrのそれぞれは，粉末冶金（P/M: Powder Metallurgy）材に匹敵すの影響が不明瞭である。従って，本研究ではTMW-4M3用合金として有望である⑵,⑸‑⑻の公称組成⑸,⑺ を基準とし，この組成に対してBおよび＊＊Zr量をそれぞれ変化させた際の650℃高温引張特性およ

原稿受付 2018年 月31日
査読完了 2019年 月30日
日立金属㈱ 冶金研究所〒692-0011 安来市安来町2107‑
国立研究開発法人 物質・材料研究機構〒305-0047 つくば市千現 ‑ ‑び725℃クリープ特性について調査した。

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Ni-Co基超合金の高温引張およびクリープ特性に及ぼすBとZrの影響

．実験方法
.

.

日本ガスタービン学会誌

金属組織観察

時効処理を施した各素材を用いてミクロ組織観察を実素材作製⑸,⑺

は，Bal.Ni，25Co，13.5Cr，施した。各素材は全て鏡面研磨を施した後に，Kalling

2.8Mo，1.2W，2.3Al，6.2Ti，0.015C，0.015B，0.03Zr液（塩酸：100ml，メタノール：100ml ，塩化第二銅：TMW-4M3の公称組成（wt%）である。この公称組成に対し，本研究ではBおg）による腐食を行い，光学顕微鏡によるミクロ組

よびZr量をそれぞれ0.008 〜 0.030%および0.017 〜 0.047%

織観察とASTM E112に基づく結晶粒度No.測定を行っの範囲で調整した合金を作製した。また比較のため，公た。 ま た 引 張 破 断 後 の 試 験 片 に つ い て は， 実 体 顕 微

称組成と同様の基本組成の合金も作製した。各合金の鏡および走査型電子顕微鏡（SEM: Scanning Electron

化学組成をTable 1に示す。基本組成合金はSTD材と称Microscope）を用いて破面観察を行った。

し，その他の合金はこのSTD材に対するBおよびZr量の違いから，Low B材，High B材，Low Zr材，High Zr材，．実験結果および考察

High B+Zr材とそれぞれ称した。

.

これらの合金は小型の真空誘導炉を用いて約Φ80mm

金属組織観察結果

Fig. 1に代表としてSTD材のミクロ組織写真を示す。のインゴットとして得た。得られた各インゴットに対しFig. 1よりSTD材のミクロ組織は，て均質化処理を施した後，旋削加工を施してΦ65mm×結晶粒界がピン止めされた微細な再結晶組織であるこ130mmLの押出用素材を得た。押出用素材には管封止をとを確認した。また他のBおよびZr量が異なる各合金も，施した後，素材温度を1100℃に加熱してから熱間押出加STD材と同様，工を実施した。この加熱温度1100℃はTMW-4M3のγ'されたミクロ組織であった。Table 1に示す通り，各合相固溶温度未満（γ' sub-solvus）の温度域である。熱金の結晶粒度No.は10.5 〜 11.0であった。

次γ 相によって次γ 相によって結晶粒界がピン止め

間押出加工にて得た素材よりΦ14mm×60-70mmLの熱処理用素材を切り出し，溶体化処理となる1135℃ /4hの熱処理と，時効処理となる650℃ /24hおよび760℃ /16h
Primary γ'の熱処理を施した。溶体化温度は，TMW-4M3において硬さが最大化するγ' sub-solvus溶体化温度である⑼。時
効条件は，Alloy720Liの標準的な段時効条件を採用した。冷却方法はすべて空冷とし，各素材の冷却速度が同一となるよう配慮した。溶体化処理後の冷却速度は，Φ14mmの測温用素材にて測定し，溶体化温度1135℃から温度600℃までの間の平均冷却速度は244℃ /minであっμPた。
.

強度評価

Fig. 1 Typical microstructure of TMW-4M3 STD（B:0.015%, Zr:0.029%）after heat-treatment時効処理を施した各素材を用いて，引張試験とクリープ試験を実施した。引張試験は，ASTM E21を準拠し試験温度650℃にて実施した。引張試験片はΦ4mm×.

650℃引張特性

16mmGLの平滑試験片を用いた。引張試験速度は，0.2%

Fig. 2 ⒜にB量の異なるLow B材，STD材およびHigh耐力値の取得までを0.5%/min とし，その後に伸び計をB材の応力−変位曲線を，Fig. 2 ⒝にZr量の異なるLow

取り外して破断までをクロスヘッド速度で5%/min としZr材，STD材およびHigh Zr材の応力−変位曲線を，そた。クリープ試験は，ASTM E139を準拠し，試験温度れぞれ示す。Fig. 2 ⒜より，B量が高い合金ほど，均一725℃，試験応力630MPaにて実施した。クリープ試験

伸びは向上しており，これにより引張強さも向上してい片はΦ4mm×16mmGLのツバ付き試験片を用いた。

ることが分かった。これに対してFig. 2 ⒝より，Zr量がTable 1 Chemical composition（wt%）and average grain size number（GSNo.）of TMW-4M3
AlloyCNi

CrCoMoW

AlTi

B

Zr

GS No.

High B+Zr

0.017

Bal.

13.5

24.7

2.8

1.2

2.35

6.17

0.029

0.047

10.5

High Zr

0.015

Bal.

13.4

24.8

2.8

1.2

2.32

6.06

0.014

0.047

10.5

High B

0.016

Bal.

13.4

24.7

2.9

1.2

2.32

6.20

0.030

0.029

11.0

ST D

0.015

Bal.

13.5

24.8

2.8

1.2

2.37

6.18

0.015

0.029

11.0LowB

0.015

Bal.

13.5

24.82.8

1.2

2.36

6.12

0.008

0.028

11.0LowZr

0.017

Bal.

13.5

24.4

2.9

1.2

2.35

6.17

0.017

0.017

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2000

D
1600

Stres s /MPa

DW٦

PLQ

PLQ

1200

800/RZ %+LJK%

67'

400

00123456Stroke /mm

2000

EDW٦

PLQ

PLQ

Stres s /M Pa

1600

1200800+LJK=UFig. 3 Tensile properties of TMW-4M3 with various B and Zr
contents at 650℃ : ⒜0.2%YS, UTS and ⒝elongation/RZ=U67'400

引張試験後の各合金の破断面について観察したとこ
ろ，B量の異なる合金の破断面で差異が見られた。Fig.

00123454 ⒜，⒝および⒞に，Low B材，STD材およびHigh B

6材における引張試験後の破断面観察結果をそれぞれ示す。

Stroke /mm

破断面の全体像は実体顕微鏡写真であり，Fig. 4 ⒜‑⒞Fig. 2 Stress - stroke curves of TMW-4M3 with⒜ B:0.008-0.030%（Low B, STD, High B）and⒝ Zr:0.017-0.047%（Low Zr, STD, High Zr）

中の矢印で示している拡大像は破壊の起点部のSEM像である。いずれの合金も表面から破壊が生じており，酸化による青黒い変色部分が観察された。この酸化部分は，変化した合金間の均一伸びの差は，B量が変化した場合それぞれのSEM像からFig. 1とよく対応する結晶粒の形に比べると小さく，Zr量を増加させても延性が向上す状が観察されるため，粒界破壊であることが確認できる傾向は得られなかった。

た。Fig. 4 ⒜，⒝および⒞を比較すると，B量が高くな

Fig. 3 ⒜にB量と引張強さおよび0.2%耐力の関係を，るほど青黒く変色した粒界破壊部の面積は減少する傾向

Fig. 3 ⒝にB量と破断伸びの関係をそれぞれ示す。Fig.にあった。従って，B量を増すほど粒界破壊が抑制され3 ⒜より，引張強さはBおよびZr量が増加するほど向上ており，これが均一伸びを増大させて破断伸びと引張強し，High B材の引張強さはLow B材に対して44MPa高さを向上させた理由と考えられる。一方，Low Zr材とく，High Zr材の引張強さはLow Zr材に対して24MPa高High Zr材 における粒界破壊面積には大きな差異が無く，かった。またFig. 3 ⒝より，B量が増加するほど破断伸Fig. 3 ⒝においてZr量が変化しても破断伸びが変わらなびは明確に向上しており，High B材の破断伸びはLowかったことと良い一致を示していた。

B材の2.6倍となっていた。一方，Zr量の破断伸びへの影響は殆ど見られなかった。従って，BおよびZr量が異なる各合金の破断伸びは，Fig. 2 ⒜および⒝で確認された均一伸びとよく対応していた。なおFig. 3 ⒜における0.2%耐力は，Zr量が変化しても0.2%耐力は殆ど変わらなかったが，B量が増加すると僅かに低下する傾向を示した。ただし，High B材とLow B材の0.2%耐力差は30MPaであり，引張強さの変化と比較するとB量増加の影響は小さかった。
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Fig. 5 Creep curves of TMW-4M3 with various B and Zr
contents at 725℃ /630MPa: ⒜full curves, ⒝until 0.4%
creep strain

Fig. 6 ⒜，⒝および⒞に，B量とクリープ破断寿命，
Fig. 4 Fracture surfaces of TMW-4M3 of（a）B:0.008%（Low B）,（b）B:0.015%（STD）and（c）B:0.030%（High B）

0.2%クリープ歪み到達時間および破断伸びの関係をそれぞれ示す。Fig. 6 ⒜，⒝および⒞より，B量の増加に伴って，クリープ破断寿命，0.2%クリープ歪み到達時間.

および破断伸びが右肩上がりに向上した。B量が与える725℃ /630MPaクリープ特性

Fig. 5 ⒜および⒝に，各素材の試験温度725℃，試験クリープ特性への影響は大きく，High B材のクリープ応力630MPaにおけるクリープ曲線を示す。Fig. 5 ⒜は破断寿命はLow B材の約4倍であり，0.2%クリープ歪み破断に至るまでのクリープ曲線であり，Fig. 5 ⒝がク到達時間は約リープ初期段階を示したものである。Fig. 5 ⒜より，ク

またSTD材に対するHigh B材のクリープ破断寿命，0.2%リープ破断寿命はB量ごとで大きく異なっていた。ク

クリープ歪み到達時間および破断伸びは，いずれも1.5リープ破断寿命はB量が高いHigh B+Zr材とHigh B材倍程度向上しており，B量の増加がTMW-4M3のクリーが最も優れており，次いでB量が中程度のHigh Zr材，プ特性を明確に向上させる手段として極めて有効である

STD材およびLow Zr材となり，B量が低いLow B材がことが分かった。なおクリープ特性が著しく向上した理最も劣っていた。また同程度のB量においては，Zr量が由については不明であるが，Fig. 4 ⒜‑⒞で示した粒界多いほどクリープ破断寿命が僅かに優れる傾向にあった。

破壊面積の減少との関連性はあると考えられ，クリープ

Fig. 5 ⒝より，クリープ変形の初期段階においてもB量変形中で生じうる粒界破壊およびその要因となる粒界すの多い合金がクリープ抵抗に優れていた。なお同B量にべりが抑制されたことが一因であると考えられる。一方，おける各合金のクリープ抵抗の比較では，High B+ZrZr量が増加した場合，Fig. 6 ⒜よりクリープ破断寿命は材やHigh Zr材がHigh B材やSTD材よりも優れていたが，向上するが僅かであり，Fig. 6 ⒞より破断伸びは低下し

Low Zr材とHigh Zr材が同等であるため，Zr量の影響はた。

明確ではなかった。

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倍であり，破断伸びは約倍であった。

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Fig. 7 Relationship between tensile strength and creep rupture
life of TMW-4M3（B:0.008-0.03%, Zr:0.017-0.05%）and aTMW-4M3 disc⑺．まとめ
本研究は，既に提案されているTMW-4M3の公称組成を基準として，BおよびZr量を変化させた各合金を作製し，TMW-4M3の650℃高温引張特性および725℃/630MPaクリープ特性に及ぼすBおよびZrの影響を調査
Fig. 6 Creep properties of TMW-4M3 with various B and Zr
contents at 725 ℃ /630MPa: ⒜creep rupture life, ⒝time
to 0.2% creep strain, ⒞rupture elongation.

した。得られた結論を以下に示す。
）各合金の結晶粒度はNo.10.5 〜 11.0であった。

高温引張・クリープ特性に対するBとZrの影響

Fig. 7に 本 研 究 に お け る650 ℃ 引 張 強 さ と725 ℃）B量を増加させると，均一伸びが増大して引張強さ/630MPaのクリープ破断寿命との関係を示す。また比と破断伸びが向上した。Zr量を増加させると破断較として，1120℃の溶体化処理が施されたTMW-4M3

伸びは殆ど変化せず，引張強さが僅かに向上した。

ディスク⑺のデータも示す。このディスクの公称組成はSTD材と同様であり，溶体化温度も比較的近いもので）各合金の650℃引張変形における破壊は，いずれもある。Fig. 7より，このディスクとSTD材には製造工程表面で生じており，酸化を伴った粒界破壊であった。の違いがあるため，引張強さおよびクリープ破断寿命粒界破壊の面積は，B量が増加するほど減少した。の差異があるが，この差異以上にSTD材に対してB量を変化させた場合の特性変化の方が大きいことが分かる。

）B量が増加すると，クリープ破断寿命，0.2%Creep

従って，TMW-4M3の実規模ディスクに対して本研究か歪み到達時間および破断伸びが明確に向上した。

ら得られたB量増加を適用することで，TMW-4M3ディZr量が増加すると，クリープ破断寿命が僅かに向スクの引張およびクリープ特性の更なる向上が期待でき上し，破断伸びが低下した。

る。
）B量の増加が，高温引張特性やクリープ特性を向上させるのに有効であった。

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Ni-Co基超合金の高温引張およびクリープ特性に及ぼすBとZrの影響．謝辞⑺と 日 立 金 属 株 式 会 社 の 間 で2016年 度 よ り 設 立 さ れ た究活動の一環として行われたものである。本論文の執筆にあたっては，NIMSの長田俊郎博士，小野嘉則博士，井誠一郎博士，横川忠晴博士，原田広史博士に多くのご助言を頂いた。この場を借りて感謝の意を申し上げる。

参考文献⑴

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⑹ 藤岡順三，谷月峰，崔傳勇，横川忠晴，小林敏治，原田広史，福田正，三橋章，日本ガスタービン学会誌，Vol.
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Powered by TCPDF (www.tcpdf.org)

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Y. Gu，Z. Zhong，Y. Yuan，T. Osada，C. Cui，T.
Yokokawa，and H. Harada，Superalloys 2012，（TMS，

本研究は，国立研究開発法人 物質・材料研究機構「NIMS-日立金属次世代材料開発センター」における研

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