JPH0297634A - Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、ガスタービンのディスク材などに使用される
、熱間加工が可能で、がっ粉末冶金合金並みの高強度を
有するＮｉ基超耐熱合金よびその製造方法に関するもの
である。

〔従来の技術〕

近年、ガスタービンの高出力、高効率化に伴い、ガスタ
ービンに使用される耐熱部品に対する要求はますます厳
しいものになりつつある。タービンディスク材に関して
は、使用温度範囲の上昇よりはむしろ高強度化に対する
要求が強く、タービンディスク材の高性能化は現在への
２方向で進められている。

（１）粉末冶金法による高γ′量の新合金の開発。

（２）既存溶製合金のサーモメカニカル処理による高強
度化。

（１）のＮｉ基粒粉末超耐熱合金しては、ルネ９５（Ｒ
ｅｎ６９５．Ｒｅｎ６は商標である）やアイエヌ１００
（ＩＮｌｏｏ。

ＩＮは商標である）の名で知られるγ′量を５０％前後
含有する高強度の合金が商業ベースで実用化されている
。

ルネ９５は特公昭４６−２２３３３号に記載された合金
で当初従来の溶製、熱間加工の工程による製品化を目的
としたが、γ′相を多量に含むために現実には溶製材か
ら製造することは、不可能で、現在は粉末冶金技術を用
いてのみ、製造されている。ｌＮｉ００については、本
来鋳造合金として開発されたため、溶製、熱間加工の工
程による製品化は、実施ぎわでいない。

また特開昭６３〜１１４９３３号に示される合金もディ
スク材として優れた特性を示すが、これとてγ′量を４
５％前後含む高γ′合金で従来の溶製、熱間加工の工程
による製造は不可能である。

〔発明が解決しようとする課題〕

このように、γ′を多量に含む合金は、熱間加工が不可
能になるので、粉末冶金法を採用せざるを得ない。しか
し、この場合には、製造工程数の増加により高価格とな
り、また粉末冶金技術を利用すると酸化物が含有されや
すくなり、合金から製造した部品の信頼性が劣化すると
いった問題が生じる。

それに対し、（２）の既存溶製合金の改良としては、ワ
スハロイ（Ｗａｓｐａｌｌｙ、商標である）やインコネ
ル７１８（ＩＮＣＯＮＥＩ、７１８．ｌＮＣ０ＮＥＬは
商標である）と呼ばれるＮｉ基超耐熱合金所望する性能
を満足せしめるため熱間加工と熱処理の組合せであるサ
ーモメカニカル処理を施した材料が知られているが。

これらの合金は従来法による溶製合金よりは良好な機械
的性質を示すが、（１）の粉末法による超耐熱合金能み
の機械的性質は得られていないのが、現状である。

また、特開昭６３〜１４５７３７号に記載される合金は
、γ′量を４５体積％含みかつ良好な熱間加工性を有す
る高強度の溶製合金とされているが、既存溶製合金に比
べ、はるかに高いγ′量を含有するため、やはり熱間加
工に関しては、容易でなく極めて高度な鍛造技術を必要
とする。

以上、（１）、（２）に示したディスク材の高性能化の
手段の問題点を考慮すると、インゴットの溶製、熱間加
工といった従来の設備を利用したプロセスを適用できる
合金で、粉末冶金法で製造した合金並みの特性をもつ合
金の開発が可能になれば、低価格、高信頼性、大型化が
可能になるなどの点でメリットが大きいと言える。

本発明の目的は、γ′の含有量を抑えても粉末冶金法の
合金で得られるような強度レベルを有し。

かつ良好な熱間加工性を付与することにより、容易に溶
製、熱間加工の工程で製造可能な高強度Ｎｉ基超耐熱合
金よびその製造方法を提供することである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、ディスク用材料などに適した合金組成、およ
び製造方法を十分に検討した結果、特定な合金組成のも
とでγ′が体積％で４０％以下としても粉末合金なみの
高強度を有し、かつ良好な熱間加工性を有するＮｉ基超
耐熱合金開発するに至ったものである。

すなわち、本発明は溶製法で製造される熱間加工が可能
なＮｉ基超耐熱合金あり、従来、この分野の合金系の溶
製、熱間加工の工程では得られなかった粉末冶金法によ
る合金並みの特性、特に高強度を有することを特徴とす
る。

以下に本発明についてさらに詳しく説明する。

本発明の第１の発明は１重量％で、ｃ　ｏ、ｏｔ〜０．
１５％、Ｃｒ　１５〜２２％１Ｍｏ　３〜６％、Ｗ３〜
６％、Ｃｏ５〜１５％、　Ａｌ　１．０〜１．９％、Ｔ
ｉ　１．５〜３．０％、　Ｔａ　３．０〜６．０％およ
びＢ　０．００１〜０，０２０％を含み、残部は不純物
を除き、実質的にＮｉよりなることを特徴とするＮｉ基
超耐熱合金ある。

本発明の第２ないし第５の発明は、重量％で。

Ｇ　０．０１〜０．０５％、　Ｃｒ　１７−１９％、　
Ｍｏ　４〜５％、　Ｗ　４〜５％、Ｃｏ８＝１２％、　
Ａｌ　１．１〜１．６％、Ｔｉ　２．１〜２．７％、Ｔ
ａ４．２〜５．０％およびＢ　０．００５〜０，０１５
％を含み、残部は不純物を除き、実質的にＮｉよりなる
ことを特徴とするＮｉ基超耐熱合金１重量％、ｃ　ｏ、
ｏｉ〜０．１５％、Ｃｒ　１５〜２２％、Ｍｏ　３〜６
％、Ｗ３〜６％、Ｃｏ５〜１５％、　Ａｌ　１．０〜１
．９％、Ｔｉ　１．５〜３．０％、ＴａとＮｂの関係が
、３．０≦Ｔａ＋２Ｎｂ≦６．０かつＴａ≧２Ｎｂが成
り立つ範囲でＴａとＮｂを含み、さらにＢ　０．００１
〜ｏ、ｏｚｏ％を含み、残部は不純物を除き、実質的に
Ｎｉよりなることを特徴とするＮｉ基超耐熱合金Ｎｉ３
（ＡｌｘＴｉｙＴａ２）（ｘ　＋　ｙ　＋　ｚ　＝１）
またはＮｉ。

（ＡｌｘＴｉｙＴａｚＮｂｖ）（ｘ　＋　ｙ　＋　ｚ　
＋　ｗ＝１）なる組成のγ′が体積％で４０％以下であ
り、かつ６５０℃における０、２で耐力が１２０ｋｇｆ
／ｍｍ２以上、６５０℃−１００ｋｇｆ／　ｍ　”にお
けるクリープ破断時間が８０時間以上であるＮｉ基超耐
熱合金よび、これらの合金を最終の熱間加工の加熱に際
し、γ′のソルバス温度より２０〜１００℃高い温度に
加熱保持した後再結晶温度までに１０％以上、引き続い
て、該再結晶温度以下の温度で１回以上の熱間加工を施
し、その後固溶化処理を行なわずに８５０℃以下の温度
で直接時効処理することを特徴とするＮｉ基超耐熱合金
製造方法である。

〔作用〕 以下１本発明の成分範囲の限定理由および数値の限定理
由について述べる。

本発明において、Ｃは脱酸剤としての効果の他に、Ｔｉ
、Ｔａ、Ｎｂと共にＭＣ型の炭化物を形成する。また、
固溶化処理を行なわない時効（以下、固溶化処理を行な
わない時効を直接時効という）の際にＣはＣｒを主体と
して粒界にＭｏＣ６型の炭化物を不連続に析出し、粒界
を強化してクリープ破断特性を向上させる作用をもつ、
このような目的のためＣは最低０．０１％を必要とする
。しかし、０．１５％を越える過剰のＣは一次炭化物の
生成量を増加させ、靭延性を低下させるので１本発明に
おけるＣ量は０．０１〜０．１５％に限定する。さらに
望ましくはＧ　０．０１〜０．０５％である。

Ｃｒは高温における耐酸化性、耐食性を付与するのに、
不可欠の元素であり、タービンディスクなどに要求され
る耐酸化性および耐食性を満足するために最低１５％を
必要とするが、２２％を越えると組織が不安定となり、
Ｍｏ、Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなる
ので、　１５〜２２％に限定する。さらに望ましくはＣ
ｒ　１７〜１９％である。

Ｍｏはオーステナイト相に固溶して、基地を強化し、高
温強度を向上させるのに有効な元素であり、最低寡以上
を必要とするが、多量のＭｏは熱間加工性を悪くシ、ま
たＣｒと同様１組織を不安定にするため上限を部とする
。さらに望ましくはＭｏ４〜５％である。

Ｗはマトリックスの固溶化元素として、Ｍｏと同様、引
張強度を向上させるが、ＭＯに対し約２倍の原子量を持
つため、Ｍｏより拡散速度が遅く、Ｍｏ以上に合金のク
リープ速度を小さくシ、クリープ破断寿命の向上に役立
つ、したがって、上記の効果により、Ｗは最低３％を必
要とするが、６％を越えるＷの添加は、Ｍｏと同様、熱
間加工性や組織の安定性に悪影響を及ぼし、さらに合金
の比重も大きくするので、本合金ではＷは３〜部に限定
する。さらに望ましくはＷは４〜５％である。

Ｃｏは高温域でのγ′の固溶量を増加させ、熱間加工性
を改善するため、最低５％を必要とするが、多量に存在
する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやす
くするため、上限を１５％とする。

さらに望ましくはＣｏ８〜１２算である。

ＡｌはＮｉと結合して安定なγ′相を析出させ。

所望の高温強度を与えるために、不可欠な元素であり、
最低１．０％を必要とするが１本合金では高温強度の向
上のために、γ′中の（Ｔｉ十Ｔａ（＋Ｎｂ））／Ａｌ
比を高くしてγ′の格子定数を大きくし、γ′の析出に
よる格子歪を高める必要があるため、その上限を１．９
％に限定する。さらに望ましくは、Ａｌ　１．１〜１．
６％である。

ＴｉはＡｌと同様Ｎｉと結合してγ′相を析出させ、高
温強度を高める作用をもち、最低１．５％を必要とする
が、３．０％を越える多量のＴｉは本発明にとって重要
な元素であるＴａのγ′相中への固溶度を減少させ、ま
た、η相（Ｎｉ、Ｔｉ）が析出して強度を低下させるの
で、１．５〜３１部に限定する。さらに望ましくはＴｉ
　２．１〜２．７％である。

本発明が従来合金に比べ、最も特長を異にする点は、Ｔ
ａのクリープ破断特性に対する卓越した効果を見出した
点にある。現在タービンディスクの使用最高温度はおよ
そ６５０℃程度であり、このような温度領域で、Ｔａは
非常に有効に働＜、Ｔａは、上述のＴｉと同様Ｎｉ３Ａ
ｌのＡｌ側に固溶してγ′の格子定数を大きくし、引張
強度を向上させる。またＴａはγ′の凝集速度に関し５
６５０℃前後の温度領域において、その原子量が大きい
が故に、他のγ′構成元素に比べ、γ′の粒成長を遅ら
せる効果があるので、クリープ破断寿命を大幅に引き伸
ばす。従来、ＴａはＮｂと同族の元素で１両者はほぼ同
等の機械的性質を向上させる効果をＮｉ基超耐熱合金も
たらすとされてきたが、本発明はＴａがＮｂに比べ、そ
の原子量が２倍であるためにγ′の凝集速度に対し、Ｎ
ｂよりさらに有利に働き、クリープ破断強度を高める作
用が強いことを知見し、これに基づいてなされたもので
ある。

上記の効果を得るために、Ｔａは最低３．０％を必要と
するが、６．０％を越えると熱間加工性を悪くし、また
δ相（Ｎｉ、Ｔａ）の析出を生じて延性を劣化させるた
めに３．０〜６．０％に限定する。さらに望ましくはＴ
ａ　４．２−５．０％である。

ＮｂはＴａと同族の元素であり、高温強度の向上には、
Ｔａと同様の効果を及ぼすが、クリープ破断寿命を増加
させる効果はＴａに及ばない。しかしながら、原子比で
１：１まではＴａと置換しても特性の劣化が少ないので
、重量％で３．０≦Ｔ　ａ　＋　２　Ｎ　ｂ≦６．０か
っＴａ≧２Ｎｂの関係の成り立つ成分範囲に限定する。

Ｂは粒界強化作用により、高温の強度と延性を高めるの
に有効であり、最低０．００１％以上必要とするが、０
．０２０％を越えるＢは合金の初期溶融温度の低下を招
き、熱間加工性を劣化させるので、Ｂはｏ、ｏｏｔ〜０
．０２０％の範囲に限定する。さらに望ましくはＢ　０
．００５〜０．０１５％である。

また、多くのＮｉ基超耐熱合金おいて、ＺｒはＢと同様
粒界の強化作用をもたらす元素とされているが、Ｚｒは
一次炭化物生成元素であることが、Ｂと大きく異なる点
である６本発明合金では、直接時効処理によって、粒界
にＭ　！　３　ＣＧ型の炭化物を適量析出させて粒界を
強化させることに特徴があり、Ｚｒの添加はこのＭ、３
Ｃ，型の炭化物が粒界に析出するのを減少させるため１
本発明合金においてはＺｒは添加しない。

Ｎｉはオーステナイト基地とＮ　ｘ　３　（Ａ　ｌ　ｇ
　Ｔ　ｉｔ　Ｔ　ａ　）または、　Ｎｉ３　（Ａｉ、　
Ｔｌｌ　Ｔａ、　Ｎｂ）なるγ′析出強化相を構成する
基本元素である。

本発明合金においては、不純物として１通常。

Ｆｅ、　ＳＬ、Ｍｎ、　Ｐ　、　Ｓ　、Ｍｇ、Ｃａ、　
Ｚｒ等の混入が考えられるが、以下の量は特性上特に問
題はないので、本発明合金中に含まれてもよい。

Ｆｅ５０．０％ ＳｉＳ２．５％ ＭｎＳ２．０％ Ｐ≦０．０３％ Ｓ≦０．０３％ Ｍｇ≦０．０２％ Ｃａ≦０．０２％ ＺｒＳ２．０１％ 本発明合金は１以上述べた個々の成分の限定範囲の他に
、従来のインゴットの溶製、熱間加工の工程で良好な熱
間加工性を付与させるために、ＮｉとＡ　Ｉ　、　Ｔ　
ｉ　、　Ｔ　ａまたはＮｉとＡ　ｌ　ｐ　Ｔ　ｘ　＋　
Ｔ　ａ　ｖ　Ｎ　ｂで構成されるγ′相の上限を４０％
に限定する。γ′相を４０％以下にするのは、γ′形成
元素の量を制御することによりできる。

また、本発明合金は以下に示す製造方法によって、ター
ビンディスク用材料などに適用可能な優れた特性を発揮
させることができる。すなわち、本発明合金の再結晶温
度は、１０２０〜１０５０℃の温度範囲にあり、これよ
り高い温度では良好な熱間加工性を有する。しかしγ′
ソルバス温度（γ′がマトリックスに完全に固溶する温
度）は１０７５〜１１２０℃の温度範囲にあるため、再
結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下での熱間加工では
良好な熱間加工性は有するものの、不均一なγ′の析出
が残り。

組織上、また機械的性質上望ましくない、また。

γ′ソルバス温度以上の加熱は不均一に析出するγ′が
完全に固溶した状態となるため、結晶粒が成長し易くな
るものの、再結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下の熱
間加工よりさらに良好な熱間加工性を有し、かつ加工後
のミクロ組織は均一なものとなる。したがって、熱間加
工初期の数ヒートは、非常に良好な熱間加工性を有する
γ′ソルバス温度より高い加熱温度で、ある程度所望す
る形状に塑性加工したのち、熱間加工中期には、結晶粒
微細化のために再結晶温度以上、γ′ソルバス温度以下
の温度範囲で加熱後、熱間加工する。

その後最終熱間加工前の加熱はγ′ソルバス温度より２
０〜１００℃高い温度に短時間加熱して、不均一に析出
するγ′相を基地に固溶させ、結晶粒の成長をできるだ
け抑えて、最終熱間加工を行なう。

さらに詳しくは、最終熱間加工前にγ′ソルバス温度よ
り２０〜１００℃高い温度に加熱した被加工材を再結晶
温度までの間の冷却過程で加工率１０％以上、引き続い
て、該再結晶温度以下の温度で加工率１０％以上の加工
をそれぞれ施して結晶粒を微細化すると同時に十分な加
工歪を与えるのである。

なおここで言う加工率とは材料の断面積が減じ。

長さを増す加工の場合は元の断面積をＡ、加工後の断面
積をａとした時。

で表わされる値であり、材料の元の長さしを長さＱに減
じ、その断面積を増す加工の場合（据え込み鍛錬）には
。

−Ｑ −Ｘ　１００　（％） で表わされる値である。

加熱温度がγ′ソルバス温度より２０〜１０Ｇ℃高い温
度範囲を越えると結晶粒の粗大化が促進され、一方低す
ぎるとγ′相の固溶が不十分になる。これに対して、再
結晶温度までの加工が１０％未満の場合、十分な結晶粒
の微細化ができず、再結晶温度以下の加工が１０％未満
の場合には、加工歪が不十分となり、目的とする強度が
得られなくなるので上記数値にそれぞれ限定する。

さらに熱処理に関しては、熱間加工によって得られる加
工歪による粒内および粒界の強化作用を利用するため、
固溶化処理を行なわず、直接時効を行なう０時効条件は
、加工歪の影響が消失しない温度範囲で行なう必要があ
るため、上限を８５０℃に限定する１時効の目的は、一
つには１粒内に微細γ′を十分に析出させることにある
が、もう一つの目的は、粒界にＭ　１３　Ｃ！型の炭化
物を析出させることにある。直接時効の場合には、固溶
化処理後の時効に比べ、粒界にＭ、、Ｃ，型の炭化物が
析出し易く、その形態も不連続かつ粒状の析出であるた
め１粒界を強化しクリープ破断寿命の向上により大きく
寄与する。

〔実施例〕

実施例１ 第１表に示す組成の合金を、真空誘導溶解により溶製し
、　１０ｋｇのインゴットに鋳造した。その後１２００
℃で２０時間のソーキングを行ない、３０■角に鍛伸し
た。鍛造は４ヒートに分けて行ない、１ヒート目と４ヒ
ート目は１１５０℃加熱で第２、第３ヒートは１０５０
〜１０７０℃の間の加熱で行なった。４ヒート目は１１
５０℃から１０３０℃の温度範囲で加工率２錦で加工し
、さらに１０３０℃から９８０℃の温度範囲で加工率１
５％で加工した。

本発明合金および比較合金Ｎｏ、２１．２２および２４
はいずれも良好な熱間加工性を示したが、γ′量が４１
．８体積メのＮｏ、２３のみは鍛造中に割れが発生し鍛
造を中止した。

本実施例での熱間加工は鍛造を採用したが、圧延でも良
いことは言うまでもない。

実施例２ 第２表および第３表に本発明合金Ｎ　ｏ　、　２の引張
特性およびクリープ破断特性に及ぼす熱処理の影響を示
す、固溶化処理は１０００℃Ｘ２ｈ（ｈは時間を表わす
、以下同じ）、油冷１時効処理は６５０℃Ｘ２４ｈ。

空冷＋７６０℃ｘｇｈ、空冷で行なった。第２表より引
張特性は常温、６５０℃とも直接時効材は固溶化処理土
時効材に比べ約１割程度良好な０．２％耐力。

引張強さを示すに過ぎないが、第３表より直接時効材は
クリープ破断寿命において、固溶化処理土時効材よりは
るかに良好な特性を示すことがわかる。また、伸び、絞
りも良好な値を示す。

第 第 表 表 実施例３ 実施例１で製造した合金Ｎｏ、１〜１３，２１．２２お
よび２４について、直接時効処理を施した後試験を行な
った常温、６５０℃、７０５℃、７６０℃の引張特性を
第４表に示す。本発明合金と比較合金は、ともに常温か
ら７０５℃に至るまで、いずれも非常に優れた耐力、引
張強さおよび伸びを示す。

第５表には試験条件６５０℃−１００ｋｇｆ／ｍ”にお
ける直接時効処理材のクリープ破断特性を示す、但し１
本発明合金Ｎｏ、ｌおよびＮｏ、５は、７０５℃−７５
ｋｇ　ｆ　／　ｍ　”におけるクリープ破断特性も示す
、比較合金は、引張特性に関しては、本発明合金と同等
の特性を示したが、クリープ破断寿命において大きく劣
ることがわかる。比較合金Ｎｏ、２１は、　ＴａやＮｂ
を全く含まないためにクリープ破断寿命が２２．３時間
と大変短い、また、比較合金Ｎｏ、２２はＮｂの効果に
より、クリープ破断寿命が６１．８時間とＮｏ、２１よ
り大幅に改善されるが、それでも本発明合金に比べ劣っ
ている。Ｎｏ、２４はＮｏ、ｌと良く似た組成にＺｒ　
０．０５％を添加した合金であるが、１３．７時間でノ
ツチ破断を起こし、本発明合金においてはＺｒの微量添
加は明らかにクリープ破断特性に対し、有害な作用をも
たらすことがわかる。

第５表 次に本発明合金について比較するとＮｏ、１．Ｎｏ。

４およびＮ　ｏ　、　５は、Ｎｏ、２やＮ００３に比べ
、Ｔａ量が高い分だけクリープ破断寿命が長い。しかし
、Ｔａ量が４０部のＮｏ、２．また原子比でＮ　ｏ　、
　１のＴａ量の１３％をＮｂで置換したＮｏ、１２、ま
た４０％をＮｂで置換したＮ　ｏ　、　３は、Ｎｏ、１
よりはクリープ破断寿命が短くなるものの、十分満足な
特性を示している。またＮｏ、７と８では、Ｃｏ量の変
化にかかわらず、安定した特性を示しており、Ｎｏ。９
とＮｏ、ＬＯを比較するとＭｏ量およびＷ量の高いＮｏ
、１．０の方が引張強度、クリープ破断寿命ともに向上
するが、延性がやや低くなることがわかる。Ｎｏ、１１
はＮｏ、ｌ、４゜５．６に比べＣｒを高めた組成である
が、特性上全く問題はない。また、Ｎｏ、１．３はγ′
量が３４．３体積２と高いが、良好な熱間加工性を有し
、引張強度、クリープ破断寿命は向上するが、延性が他
の本発明合金に比べやや低くなる。

第１図には引張特性（０，２％耐力および伸び）を、第
２図には１．００時間クリープ破断強度をそれぞれ本発
明合金Ｎ００１と従来合金を比較して示す。従来合金の
Ｎｏ、３１は現在、粉末冶金法で最良とされるルネ９５
（０，０６Ｇ−１：３Ｃｒ−８Ｇｏ−３，５Ｍｏ−３，
５Ｗ−２，５Ｔｉ−３，５Ａ］−３，５Ｎｂ〜０．０５
Ｚｒ〜０．０ＩＢ−ＢａｌＮｉ）のデータ、Ｎ０．３２
はインコネル７１８　（０，０５Ｇ−１９Ｃｒ−３Ｍｏ
〜０．８Ｔｉ〜０．５Ａｌ−５Ｎｂ−１８Ｆｅ−Ｂａｌ
Ｎｉ）のサーモメカニカル処理によるデータ、　Ｎｏ、
３３は、従来のサーモメカニカル処理のないインコネル
７１８のデータを示している。（Ｎｏ、３１およびＮｏ
、３３は、ＴｈｅＩｎｔｏｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｎｉｃ
ｋｅｌ　Ｃｏｍｐａｎｙ、Ｉｎｃのカタログ第３版（１
９７７年７月）に記載の値、Ｎｏ、３２については、Ｆ
、Ｔｕｒｎｅｒ　ａｎｄ　）１．Ｓ、　ｖｏｎ　Ｈａｒ
ｒａｃｈ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉ。

ａｎｄ　Ｔｅｃｈ、、１９８６，２，７３３〜７４０に
記載の値を採用した。

但し、Ｎｏ、１およびＮｏ、３２は、第２図において、
ラーソン　ミラー指数を用いて破断時間を１００時間に
、！ＩｉＪ整した。） 第１図より、本発明合金は７０５℃までの０．２％耐力
がＮ　ｏ　、　３１とほぼ同等の値を示しており、Ｎｏ
、３３よりは格段に優れ、またＮ　ｏ　、　３２に対し
ては、６５０℃において数段価れた強度を有しているこ
とがわかる。また伸びに関しても、良好な特性を示して
いる。第２図においても７０５℃までの１００時間のク
リープ破断強度は、粉末合金であるＮｏ、３１とほぼ同
等のレベルであり、従来の溶製、熱間加工合金に比べ、
はるかに良好な値が得られている。

〔発明の効果〕

従来、粉末冶金法によってのみ、得られていたディスク
用材料などの強度レベルが、本発明の合金およびその製
造方法により従来の溶製、熱間加工の工程で製造可能と
なり、ガスタービンディスクなどの信頼性の向上、製造
コス１〜の低減に大きな効果が期待できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明合金と従来合金の引張特性を示す図、
第２図は本発明合金と従来合金の１００時第 図 Ｔ ５００　　６ω 温洟　（＠Ｃ） ７■ ８ω 第 図 ｌ１ じＣ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、Ｃ０．０１〜０．１５％、Ｃｒ１５〜２
   ２％、Ｍｏ３〜６％、Ｗ３〜６％、Ｃｏ５〜１５％、Ａ
   ｌ１．０〜１．９％、Ｔｉ１．５〜３．０％、Ｔａ３．
   ０〜６．０％およびＢ０．００１〜０．０２０％を含み
   、残部は不純物を除き、実質的にＮｉよりなることを特
   徴とするＮｉ基超耐熱合金。 ２　重量％で、Ｃ０．０１〜０．０５％、Ｃｒ１７〜１
   ９５、Ｍｏ４〜５％、Ｗ４〜５％、Ｃｏ８〜１２％、Ａ
   ｌ１．１〜１．６％、Ｔｉ２．１〜２．７％、Ｔａ４．
   ２〜５．０％およびＢ０．００５〜０．０１５％を含み
   、残部は不純物を除き、実質的にＮｉよりなることを特
   徴とするＮｉ基超耐熱合金。 ３　重量％で、Ｃ０．０１〜０．１５％、Ｃｒ１５〜２
   ２％、Ｍｏ３〜６％、Ｗ３〜６％、Ｃｏ５〜１５％、Ａ
   ｌ１．０〜１．９％、Ｔｉ１．５〜３．０％、ＴａとＮ
   ｂの関係が、３．０≦Ｔａ＋２Ｎｂ≦６．０かつＴａ≧
   ２Ｎｂが成り立つ範囲でＴａとＮｂを含み、さらにＢ０
   ．００１〜０．０２０％を含み、残部は不純物を除き、
   実質的にＮｉよりなることを特徴とするＮｉ基超耐熱合
   金。 ４　Ｎｉ＿３（Ａｌ＿ｘＴｉ＿ｙＴａ＿２）（ｘ＋ｙ＋
   ｚ＝１）またはＮｉ＿３（Ａｌ＿ｘＴｉ＿ｙＴａ＿ｚＮ
   ｂ＿ｗ）（ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＝１）なる組成のγ′が体積
   ％で４０％以下であり、かつ６５０℃における０．２％
   耐力が１２０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、６５０℃−１００
   ｋｇｆ／ｍｍ＾２におけるクリープ破断時間が８０時間
   以上であることを特徴とする特許請求の範囲第１項ない
   し第３項いずれかに記載のＮｉ基超耐熱合金。 ５　特許請求の範囲第１項ないし第４項のいずれかに記
   載の合金を最終の熱間加工の加熱に際し、γ′のソルバ
   ス温度より２０〜１００℃高い温度に加熱保持した後再
   結晶温度までに１０％以上、引き続いて、該再結晶温度
   以下の温度で１０％以上の熱間加工を施し、その後固溶
   化処理を行なわずに８５０℃以下の温度で直接時効処理
   することを特徴とするＮｉ基超耐熱合金の製造方法。