CN101680059B - Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片 - Google Patents

Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片 Download PDF

Info

Publication number
CN101680059B
CN101680059B CN2008800156421A CN200880015642A CN101680059B CN 101680059 B CN101680059 B CN 101680059B CN 2008800156421 A CN2008800156421 A CN 2008800156421A CN 200880015642 A CN200880015642 A CN 200880015642A CN 101680059 B CN101680059 B CN 101680059B
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
single crystal
based single
crystal superalloy
following
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN2008800156421A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101680059A (zh
Inventor
佐藤彰洋
筑后一义
青木祥宏
关根伸仁
荒井干也
正木彰树
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
IHI Corp
Original Assignee
IHI Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=39759520&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN101680059(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by IHI Corp filed Critical IHI Corp
Publication of CN101680059A publication Critical patent/CN101680059A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101680059B publication Critical patent/CN101680059B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B1/00—Single-crystal growth directly from the solid state
    • C30B1/02—Single-crystal growth directly from the solid state by thermal treatment, e.g. strain annealing
    • C30B1/04—Isothermal recrystallisation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
    • F05C2201/00—Metals
    • F05C2201/04—Heavy metals
    • F05C2201/0433—Iron group; Ferrous alloys, e.g. steel
    • F05C2201/0466—Nickel
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
    • F05D2300/607—Monocrystallinity
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T50/00—Aeronautics or air transport
    • Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

本发明提供Ni基单晶超合金，该Ni基单晶超合金具有下述组成：按照质量比，含有Co：0.0质量％～15.0质量％、Cr：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。根据本发明，得到比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金。

Description

Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
技术领域
本发明涉及Ni基单晶超合金以及使用其的涡轮叶片。
本申请基于2007年3月12日在日本国申请的日本特愿2007-61501号主张优先权，在此援引其内容。
背景技术
航空器引擎或产业用燃气涡轮等中使用的涡轮叶片(静-动叶片)由于长时间暴露在高温下，作为耐热性优异的材料使用Ni基单晶超合金。该Ni基单晶超合金，为向基质Ni中添加Al析出Ni3Al型的析出物来进行强化，进而添加Cr、W、Ta等高熔点金属来形成合金，形成单晶而得到的超合金。此外，Ni基单晶超合金在规定的温度下进行固溶化处理后，进行时效处理，得到适于提高强度的金属组织。该超合金被称为所谓的析出硬化型合金，具有在母相(γ相)中分散析出析出相(γ’相)的结晶结构。
这种Ni基单晶超合金中，已经开发了不含有Re的第1代、含有3质量％左右的Re的第2代、含有5～6质量％的Re的第3代，随着一代一代发展，蠕变强度提高。例如，作为第1代的Ni基单晶超合金，已知CMSX-2(キヤノン·マスケゴン社制、参照专利文献1)，作为第2代的Ni基单晶超合金，已知CMSX-4(キヤノン·マスケゴン社制、参照专利文献2)，作为第3代的Ni基单晶超合金，已知CMSX-10(キヤノン·マスケゴン社制、参照专利文献3)等。
而作为第3代的Ni基单晶超合金的CMSX-10的目的在于，与第2代的Ni基单晶超合金相比，提高高温下的蠕变强度。但是，该Ni基单晶超合金由于Re的组成比高、为5质量％以上，Re在母相(γ相)中的固溶量超出限度，高温下剩余的Re有可能与其它的元素化合使所谓的TCP(拓扑密堆、Topologically Close Packed)相析出。因此，使用第3代的Ni基单晶超合金的涡轮叶片，存在由于在高温下长时间使用，TCP相的量增加而蠕变强度降低的问题。
为了解决这种问题，开发了通过添加抑制TCP相的Ru且将其它构成元素的组成比设定在最优的范围，使母相(γ相)的晶格常数与析出物(γ’)相的晶格常数为最优的值，可以进一步提高高温下的强度的Ni基单晶超合金。
具体地说，开发了含有直至3质量％左右的Ru的第4代的Ni基单晶超合金和含有4质量％以上的Ru的第5代的Ni基单晶超合金，随着一代一代发展，蠕变强度得到进一步提高。例如，作为第4代的Ni基单晶超合金，已知TMS-138(NIMS-IHI公司制、参照专利文献4)，作为第5代的Ni基单晶超合金，已知TMS-162(NIMS-IHI公司制、参照专利文献5)等。
专利文献1：美国专利第4582548号说明书
专利文献2：美国专利第4643782号说明书
专利文献3：美国专利第5366695号说明书
专利文献4：美国专利第6966956号说明书
专利文献5：美国专利申请公开第2006/0011271号说明书
发明内容
但是，上述第4、5代的Ni基单晶超合金由于为了在高温下得到高的蠕变强度而添加大量的W或Re等重金属，与第2代以前的Ni基单晶超合金相比比重大。结果使用第4、5代的Ni基单晶超合金的涡轮叶片虽然在高温下具有高的蠕变强度，但是由于叶片重量的增加而导致圆周速度的降低，或导致上述航空器引擎或产业用燃气涡轮等的重量增加。因此，为了实现涡轮叶片的轻量化和耐用温度的提高，期待开发单位比重的蠕变强度高的所谓的比蠕变强度高的Ni基单晶超合金。
本发明是鉴于这种以往的问题而提出的，其目的在于，提供比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金以及使用其的涡轮叶片。
本发明人为了解决上述问题而进行了精心研究结果发现，通过抑制比重大的W的添加量的同时，(1)特定在高温下可以维持高的蠕变强度的最优的组成范围、(2)特定表示组织稳定性的最优的组成范围，得到实现高温下的蠕变强度的提高的同时，相对于第4、5代的Ni基单晶超合金，比重小的Ni基单晶超合金，从而完成本发明。
即，本发明提供以下的技术方案。
(1)Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：0.0质量％～15.0质量％、Cr：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
(2)Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：0.0质量％～15.0质量％、Cr：5.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
(3)Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：4.0质量％～9.5质量％、Cr：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
(4)Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：4.0质量％～9.5质量％、Cr：5.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
(5)上述(1)～(4)中的任意一项所述的Ni基单晶超合金，其特征在于，上述组成中，满足W：0.0质量％～2.9质量％。
(6)上述(1)～(4)中的任意一项所述的Ni基单晶超合金，其特征在于，上述组成中，满足W：0.0质量％～1.9质量％。
(7)Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：5.0质量％～8.0质量％、Cr：5.1质量％～8.0质量％、Mo：2.2质量％～4.8质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：5.5质量％～8.0质量％、Al：5.4质量％～6.0质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.08质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：4.0质量％～7.5质量％、Ru：1.0质量％～5.0质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
(8)上述(7)的Ni基单晶超合金，其中，P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
(9)上述(1)～(8)中的任意一项的Ni基单晶超合金，其中，P2(参数2)＝30×[W(质量％)]+10×[Re(质量％)]-30×[Cr(质量％)]-20×[Mo(质量％)]+30×[Al(质量％)]+90×[Ti(质量％)]+60×[Ta(质量％)]-5×[Ru(质量％)]时，满足P2≤500。
(10)上述(1)～(9)中的任意一项的Ni基单晶超合金，其中，进一步含有选自由B、C、Si、Y、La、Ce、V、Zr组成的组中的至少1种或2种以上的元素。
(11)上述(10)的Ni基单晶超合金，其中，选自上述组中的组成中，分别满足B：0.05质量％以下、C：0.15质量％以下、Si：0.1质量％以下、Y：0.1质量％以下、La：0.1质量％以下、Ce：0.1质量％以下、V：1质量％以下、Zr：0.1质量％以下。
(12)涡轮叶片，其使用上述(1)～(11)中的任意一项的Ni基单晶超合金。
如上所述，根据本发明，作为比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金，可以抑制比重的增加的同时在高温下维持高的蠕变强度。因此，使用这种比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金的涡轮叶片时，可以同时实现轻量化和耐用温度的提高。
附图说明
图1为表示使用本发明的Ni基单晶超合金的涡轮叶片的一例的透视图。
图2为表示表1所示的各实施例和参考例的密度与L.M.P.的关系的特性图。
符号说明
1…涡轮叶片
具体实施方式
以下参照附图对于适用本发明的Ni基单晶超合金以及使用其的涡轮叶片进行具体的说明。
适用本发明的Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：0.0质量％～15.0质量％、Cr：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
此外，适用本发明的Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：0.0质量％～15.0质量％、Cr：5.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
此外，适用本发明的Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：4.0质量％～9.5质量％、Cr：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
此外，适用本发明的Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：4.0质量％～9.5质量％、Cr：5.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～6.5质量％、W：0.0质量％～3.9质量％、Ta：4.0质量％～10.0质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～1.0质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～3.0质量％、Re：3.0质量％～8.0质量％、Ru：0.5质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质，且P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]时，满足P1≤700。
此外，本发明中，为了得到比重小的Ni基单晶超合金，上述Ni基单晶超合金的组成中，可以使W为0.0质量％～2.9质量％，进一步可以使W为0.0质量％～1.9质量％。
进一步地，适用本发明的Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量比，含有Co：5.0质量％～8.0质量％、Cr：5.1质量％～8.0质量％、Mo：2.2质量％～4.8质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：5.5质量％～8.0质量％、Al：5.4质量％～6.0质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.08质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：4.0质量％～7.5质量％、Ru：1.0质量％～5.0质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
上述Ni基单晶超合金的金属组织都具有在母相(γ相)中分散析出析出相(γ’相)的结晶结构。其中，γ相含有奥氏体相，γ’相主要含有Ni3Al等具有规则结构的金属间化合物。本发明的Ni基单晶超合金中，通过将γ相和分散在该γ相中的γ’相的组成最优化，可以在高温下得到优异的强度特性。
以下对限定构成上述Ni基单晶超合金的各成分的组成范围的理由进行说明。
Co为增大高温下对于含有Al、Ta等的母相的固溶限度，通过热处理使微细的γ”相分散析出，提高高温强度的元素。但是，若Co超过15.0质量％，则与Al、Ta、Mo、W、Hf、Cr等其它的添加元素的平衡被破坏，有害相析出，高温强度降低。因此，Co优选为0.0质量％～15.0质量％，更优选为4.0质量％～9.5质量％，进一步优选为5.0质量％～8.0质量％。
Cr为耐氧化性优异的元素，为与Hf和Al一起提高Ni基单晶超合金的高温耐腐蚀性的元素。但是，若Cr小于4.1质量％，则难以确保所需的高温耐腐蚀性。另一方面，若Cr超过8.0质量％，则抑制γ’相的析出的同时，σ相或μ相等有害相析出，高温强度降低。因此，Cr优选为4.1质量％～8.0质量％，更优选为5.1质量％～8.0质量％。
Mo为在与W或Ta共存的条件下，固溶在作为母相的γ相中，增大高温强度的同时，通过析出硬化而有助于高温强度的元素。但是，若Mo小于2.1质量％，则难以确保所需的高温强度。另一方面，若Mo超过6.5质量％，则高温强度降低，进而高温耐腐蚀性也降低。因此，Mo优选为2.1质量％～6.5质量％，更优选为2.2质量％～4.8质量％。
W为在与Mo或Ta共存的条件下通过固溶强化和析出硬化的作用提高高温强度的元素。但是，若W超过3.9质量％，则高温耐腐蚀性降低。因此，W优选为0.0质量％～3.9质量％。此外，为了得到比重小的Ni基单晶超合金，W优选为0.0质量％～2.9质量％，更优选为0.0质量％～1.9质量％。本发明中，即使在如此抑制W的添加量或不添加W的情况下，通过将其它的构成元素的组成比设定在最优的范围内，也可以在高温下维持高的蠕变强度。
Ta为在与Mo或W共存的条件下通过固溶强化和析出硬化的作用提高高温强度，此外通过一部分相对于γ’相析出硬化而提高高温强度的元素。但是，若Ta小于4.0质量％，则难以确保所需的高温强度。另一方面，若Ta超过10.0质量％，则σ相或μ相等有害相析出，高温强度降低。因此，Ta优选为4.0质量％～10.0质量％，更优选为5.5质量％～8.0质量％。
Al与Ni化合的同时，以60～70％(体积百分率)的比率形成Ni3Al所示的金属间化合物作为在母相中微细均一地分散析出的γ’相。即，Al为与Ni一起提高高温强度的元素。此外，Al为耐氧化性优异的元素，为与Cr和Hf一起提高Ni基单晶超合金的高温耐腐蚀性的元素。但是，若Al小于4.5质量％，则γ’相的析出量不充分，难以确保所需的高温强度和高温耐腐蚀性。另一方面，若Al超过6.5质量％，则形成很多被称为共晶γ’相的粗大的γ相，不能进行固溶化处理，难以确保所需的高温强度。因此，Al优选为4.5质量％～6.5质量％，更优选为5.4质量％～6.0质量％。
Ti为在与Mo或W共存的条件下通过固溶强化和析出强化的作用提高高温强度，此外一部分相对于γ’相析出硬化而提高高温强度的元素。但是，若Ti小于1.0质量％，则有害相析出，高温强度降低。因此，Ti优选为0.0质量％～1.0质量％，更优选为0.0质量％～0.5质量％。本发明中，即使在如此抑制Ti的添加量或不添加Ti的情况下，通过将其它的构成元素的组成比设定在最优的范围，也可以在高温下维持高的蠕变强度。
Hf为晶界偏析元素，为偏在于晶界而强化晶界，由此提高高温强度的元素。此外，Hf为耐氧化性优异的元素，为与Cr和Al一起提高Ni基单晶超合金的高温耐腐蚀性的元素。但是，若Hf超过0.5质量％，则引起局部熔融而有可能降低高温强度。因此，Hf优选为0.00质量％～0.5质量％，更优选为0.08质量％～0.5质量％。
Nb为提高高温强度的元素。但是，若Nb超过3.0质量％，则有害相析出而高温强度降低。因此，Nb优选为0.0质量％～3.0质量％，更优选为0.0质量％～1.0质量％。本发明中，即使在如此抑制Nb的添加量或不添加Nb的情况下，通过将其它的构成元素的组成比设定在最优的范围内，也可以在高温下维持高的蠕变强度。
Re为固溶在作为母相的γ相中，通过固溶强化提高高温强度的元素。此外，还具有提高耐腐蚀性的效果。但是，若Re小于3.0质量％，则γ相的固溶强化不充分，难以确保所需的高温强度。另一方面，若Re超过8.0质量％，则高温时有害相TCP相析出，难以确保所需的高温强度。因此，Re优选为3.0质量％～8.0质量％，更优选为4.0质量％～7.5质量％。
Ru为抑制TCP相的析出，提高高温强度的元素。但是，若Ru小于0.5质量％，则高温时TCP相析出，难以确保所需的高温强度。另一方面，若Ru超过6.5质量％，则有害相析出而高温强度降低。因此，Ru优选为0.5质量％～6.5质量％，更优选为1.0质量％～5.0质量％。
此外，适用本发明的Ni基单晶超合金可以进一步含有选自B、C、Si、Y、La、Ce、V、Zr中的至少1种或2种以上元素。具体地说，对于各组成范围，优选为B：0.05质量％以下、C：0.15质量％以下、Si：0.1质量％以下、Y：0.1质量％以下、La：0.1质量％以下、Ce：0.1质量％以下、V：1质量％以下、Zr：0.1质量％以下，从而在含有这些添加元素时，不会析出有害相而降低高温强度。
此外，本发明中，使用以下的参数式P1，特定在高温下可以维持高的比蠕变强度的最优的组成范围。
P1(参数1)＝137×[W(质量％)]+24×[Cr(质量％)]+46×[Mo(质量％)]-18×[Re(质量％)]
即，上述参数式P1优选为P1≤700，更优选为P1≤450，进一步优选为P1≤300。本发明的Ni基单晶超合金，通过满足上述参数式P1的条件，可以抑制比重大的W的添加量的同时在高温下维持高的蠕变强度。
此外，本发明中，使用以下的参数式P2，特定表现出组织稳定性的最优的组成范围。
P2(参数2)＝30×[W(质量％)]+10×[Re(质量％)]-30×[Cr(质量％)]-20×[Mo(质量％)]+30×[Al(质量％)]+90×[Ti(质量％)]+60×[Ta(质量％)]-5×[Ru(质量％)]
即，上述参数式P2优选为P2≤500，更优选为P2≤400。本发明的Ni基单晶超合金中，通过满足上述参数式P2的条件，可以抑制比重大的W的添加量的同时表现出组织稳定性。
如上所述，适用本发明的Ni基单晶超合金中，可以抑制比重的增加的同时在高温下维持高的蠕变强度。具体地说，为了得到比重小的Ni基单晶超合金，即使在将W的添加量抑制在2.9质量％以下的情况下，也可以在高温下维持高的蠕变强度，进而即使在将W的添加量抑制在1.9质量％以下的情况下，也可以在高温下维持高的蠕变强度。因此，根据本发明，可以得到单位比重的蠕变强度高(比蠕变强度高)的Ni基单晶超合金。
此外，本发明的Ni基单晶超合金例如可以合适地用于图1所示的涡轮叶片1。即，在使用本发明的Ni基单晶超合金的涡轮叶片1中，在高温下具有高的蠕变强度，可以耐高温下的长时间使用的同时，相对于第4、5代的Ni基单晶超合金，比重小，因此可以同时实现轻量化和耐用温度的提高。
因此，本发明的Ni基单晶超合金可以广泛适用于上述航空器引擎或产业用燃气涡轮等中使用的涡轮叶片(静-动叶片)等中。进一步地，本发明的Ni基单晶超合金不限于上述航空器引擎或产业用燃气涡轮等中使用的涡轮叶片，还可以广泛用于高温下长时间使用的部件或制品中。
而且，根据本发明，可以将γ相和分散在该γ相中的γ’相的组成最优化，因此不仅是上述Ni基单晶超合金，对于单向凝固材料或普通铸造材料等同样地也可以适用本发明。此时，可以得到与本发明同样的效果。
实施例
以下，通过实施例进一步明确本发明的效果。而且，本发明不被以下的实施例所限定，在不变更其主旨的范围内可以进行适当变更来实施。
首先，使用真空熔解炉制备各种Ni基单晶超合金的熔液，使用该合金熔液铸造组成不同的实施例1～20的合金锭。这些实施例1～20的各合金锭的组成比如表1所示。此外，表1中，作为参考例1～8，示出公知的Ni基单晶超合金的组成比。
Figure G2008800156421D00111
接着，对表1所示的各合金锭进行固溶化处理和时效处理，得到实施例1～20的Ni基单晶超合金。而且，对于固溶化处理，从1503～1563K(1230～1290℃)通过多阶段步骤升温至1573～1613K(1300～1340℃)后，保持1～10小时以上。此外，对于时效处理，在1273～1423K(1000℃～1150℃)下进行保持3～5小时的1次时效处理。
然后，对于这些实施例1～20的Ni基单晶超合金，用扫描型电子显微镜(SEM)观察合金组成的状态时，在任意组织中都未确认有TCP相。
接着，对实施例1～20的各Ni基单晶超合金进行蠕变试验。蠕变试验中，在温度1000～1050℃和应力245MPa的条件下，测定各样品直至蠕变断裂的时间作为寿命。
而且，对于实施例1～20和参考例1～8的各Ni基单晶超合金的比重(密度：g/cm3)，使用以下所示的拉森-密勒参数(L.M.P.)进行蠕变寿命的评价。其评价结果如表1所示，表示表1所示的各实施例1～20和比较例1～8的比重与L.M.P.的关系的特性图如图2所示。
L.M.P.＝(T+273)×(20+Logt)/1000T：温度(℃)、t：蠕变断裂时间(hr)
如表1和图2所示可知，实施例1～20的Ni基单晶超合金与参考例1～8的Ni基单晶超合金相比，相对于比重，L.M.P.表现出高的值。
此外可知，即使是W的添加量抑制在2.9质量％以下的实施例1、9、10、20的Ni基单晶超合金，也维持高的单位比重的蠕变强度，进一步地，即使是W的添加量抑制在1.9质量％以下的实施例2、5、7、11、15～19的Ni基单晶超合金，也维持高的单位比重的蠕变强度。另一方面，即使是不添加W的实施例3、4、6、8、12～14的Ni基单晶超合金，也维持高的单位比重的蠕变强度。
由上可知，根据本发明，可以得到比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金。
产业实用性
根据本发明，可以提供比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金。因此，使用这种比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金的涡轮叶片中，可以同时实现轻量化和耐用温度的提高。

Claims (15)

1.Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量％计，含有Co：0.0～15.0、Cr：5.1～8.0、Mo：2.1～6.5、W：0.0～3.9、Ta：4.0～10.0、Al：4.5～6.5、Ti：0.0～1.0、Hf：0.00～0.5、Nb：0.0～3.0、Re：3.0～8.0、Ru：0.5～6.5，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且P1＝137×[W]+24×[Cr]+46×[Mo]-18×[Re]时，满足P1≤700。
2.Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量％计，含有Co：4.0～9.5、Cr：5.1～8.0、Mo：2.1～6.5、W：0.0～3.9、Ta：4.0～10.0、Al：4.5～6.5、Ti：0.0～1.0、Hf：0.00～0.5、Nb：0.0～3.0、Re：3.0～8.0、Ru：0.5～6.5，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且P1＝137×[W]+24×[Cr]+46×[Mo]-18×[Re]时，满足P1≤700。
3.如权利要求1或2所述的Ni基单晶超合金，其中，所述组成中，满足W：0.0质量％～2.9质量％。
4.如权利要求1或2所述的Ni基单晶超合金，其中，所述组成中，满足W：0.0质量％～1.9质量％。
5.Ni基单晶超合金，具有下述组成：按照质量％计，含有Co：5.0～8.0、Cr：5.1～8.0、Mo：2.2～4.8、W：0.0～1.9、Ta：5.5～8.0、Al：5.4～6.0、Ti：0.0～0.5、Hf：0.08～0.5、Nb：0.0～1.0、Re：4.0～7.5、Ru：1.0～5.0，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成。
6.如权利要求5所述的Ni基单晶超合金，其中，P1＝137×[W]+24×[Cr]+46×[Mo]-18×[Re]时，满足P1≤700。
7.如权利要求1、2或5所述的Ni基单晶超合金，其中，P2＝30×[W]+10×[Re]-30×[Cr]-20×[Mo]+30×[Al]+90×[Ti]+60×[Ta]-5×[Ru]时，满足P2≤500。
8.如权利要求1、2或5所述的Ni基单晶超合金，其进一步含有选自由B、C、Si、Y、La、Ce、V、Zr组成的组中的至少1种的元素。
9.如权利要求8所述的Ni基单晶超合金，其中，选自所述组中的组成中，分别满足B：0.05质量％以下、C：0.15质量％以下、Si：0.1质量％以下、Y：0.1质量％以下、La：0.1质量％以下、Ce：0.1质量％以下、V：1质量％以下、Zr：0.1质量％以下。
10.涡轮叶片，其使用权利要求1、2、5或6所述的Ni基单晶超合金。
11.涡轮叶片，其使用权利要求7所述的Ni基单晶超合金。
12.涡轮叶片，其使用权利要求8所述的Ni基单晶超合金。
13.涡轮叶片，其使用权利要求9所述的Ni基单晶超合金。
14.涡轮叶片，其使用权利要求3所述的Ni基单晶超合金。
15.涡轮叶片，其使用权利要求4所述的Ni基单晶超合金。
CN2008800156421A 2007-03-12 2008-03-11 Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片 Expired - Fee Related CN101680059B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP061501/2007 2007-03-12
JP2007061501 2007-03-12
PCT/JP2008/054387 WO2008111585A1 (ja) 2007-03-12 2008-03-11 Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101680059A CN101680059A (zh) 2010-03-24
CN101680059B true CN101680059B (zh) 2011-07-06

Family

ID=39759520

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008800156421A Expired - Fee Related CN101680059B (zh) 2007-03-12 2008-03-11 Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20100092302A1 (zh)
EP (1) EP2128284B1 (zh)
JP (1) JP4557079B2 (zh)
CN (1) CN101680059B (zh)
CA (1) CA2680650C (zh)
RU (1) RU2415959C1 (zh)
WO (1) WO2008111585A1 (zh)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5418589B2 (ja) 2009-04-17 2014-02-19 株式会社Ｉｈｉ Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼
US8449262B2 (en) * 2009-12-08 2013-05-28 Honeywell International Inc. Nickel-based superalloys, turbine blades, and methods of improving or repairing turbine engine components
KR20110114928A (ko) * 2010-04-14 2011-10-20 한국기계연구원 크리프 특성이 우수한 단결정 니켈기 초내열합금
JP6016016B2 (ja) * 2012-08-09 2016-10-26 国立研究開発法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基単結晶超合金
JP6093567B2 (ja) * 2012-12-26 2017-03-08 中部電力株式会社 ニッケル基超合金の劣化診断方法
WO2015020007A1 (ja) * 2013-08-05 2015-02-12 独立行政法人物質・材料研究機構 酸化物粒子分散強化型Ｎｉ基超合金
JP6226231B2 (ja) 2013-09-18 2017-11-08 株式会社Ihi 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法
GB2536940A (en) 2015-04-01 2016-10-05 Isis Innovation A nickel-based alloy
ES2684780T3 (es) * 2015-08-19 2018-10-04 MTU Aero Engines AG Superaleación basada en níquel optimizada
US10253396B2 (en) 2016-09-02 2019-04-09 General Electric Company Modified articles, coated articles, and modified alloys
FR3091708B1 (fr) * 2019-01-16 2021-01-22 Safran Superalliage à base de nickel à faible densité et avec une tenue mécanique et environnementale élevée à haute température
FR3091709B1 (fr) * 2019-01-16 2021-01-22 Safran Superalliage à base de nickel à tenue mécanique élevée à haute température
CN109797433B (zh) * 2019-01-23 2021-05-25 深圳市万泽中南研究院有限公司 单晶高温合金、热端部件及设备
RU2700442C1 (ru) * 2019-06-04 2019-09-17 Публичное Акционерное Общество "Одк-Сатурн" Никелевый жаропрочный сплав для монокристаллического литья
CN114892044A (zh) * 2022-05-30 2022-08-12 湘潭大学 一种tcp相析出少、蠕变断裂寿命长的镍基高温合金
CN115466881A (zh) * 2022-09-30 2022-12-13 浙江大学 一种组织稳定的第四代镍基单晶高温合金及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5395584A (en) * 1992-06-17 1995-03-07 Avco Corporation Nickel-base superalloy compositions
CN1745186A (zh) * 2002-12-06 2006-03-08 独立行政法人物质·材料研究机构 Ni基单晶超级合金

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4582548A (en) 1980-11-24 1986-04-15 Cannon-Muskegon Corporation Single crystal (single grain) alloy
US4643782A (en) * 1984-03-19 1987-02-17 Cannon Muskegon Corporation Single crystal alloy technology
CA1315572C (en) * 1986-05-13 1993-04-06 Xuan Nguyen-Dinh Phase stable single crystal materials
JP2843476B2 (ja) * 1992-03-09 1999-01-06 日立金属株式会社 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム
US5366695A (en) 1992-06-29 1994-11-22 Cannon-Muskegon Corporation Single crystal nickel-based superalloy
US5482789A (en) * 1994-01-03 1996-01-09 General Electric Company Nickel base superalloy and article
JPH11256258A (ja) * 1998-03-13 1999-09-21 Toshiba Corp Ｎｉ基単結晶超合金およびガスタービン部品
US6966956B2 (en) * 2001-05-30 2005-11-22 National Institute For Materials Science Ni-based single crystal super alloy
JP3840555B2 (ja) * 2001-05-30 2006-11-01 独立行政法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基単結晶超合金
WO2003080882A1 (fr) * 2002-03-27 2003-10-02 National Institute For Materials Science Superalliage a base de ni solidifie de maniere directionnelle et superalliage a cristal unique a base de ni
JP3944582B2 (ja) * 2003-09-22 2007-07-11 独立行政法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基超合金
GB0412584D0 (en) * 2004-06-05 2004-07-07 Rolls Royce Plc Composition of matter

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5395584A (en) * 1992-06-17 1995-03-07 Avco Corporation Nickel-base superalloy compositions
CN1745186A (zh) * 2002-12-06 2006-03-08 独立行政法人物质·材料研究机构 Ni基单晶超级合金

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP昭61-284545A 1986.12.15
JP昭62-267440A 1987.11.20
JP特开2004-285472A 2004.10.14
JP特开平6-10082A 1994.01.18

Also Published As

Publication number Publication date
RU2415959C1 (ru) 2011-04-10
EP2128284B1 (en) 2015-08-19
WO2008111585A1 (ja) 2008-09-18
EP2128284A4 (en) 2014-06-25
CA2680650A1 (en) 2008-09-18
US20100092302A1 (en) 2010-04-15
CN101680059A (zh) 2010-03-24
CA2680650C (en) 2012-07-03
EP2128284A1 (en) 2009-12-02
JPWO2008111585A1 (ja) 2010-06-24
JP4557079B2 (ja) 2010-10-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101680059B (zh) Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
US7169241B2 (en) Ni-based superalloy having high oxidation resistance and gas turbine part
JP5177559B2 (ja) Ｎｉ基単結晶超合金
CN102803528B (zh) Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
CA2677574C (en) High-temperature-resistant cobalt-base superalloy
JP5299899B2 (ja) Ｎｉ基超合金及びその製造方法
CN102471833B (zh) Ni基单晶超合金和涡轮叶片
US8852500B2 (en) Ni-base superalloy, method for producing the same, and turbine blade or turbine vane components
JP4413492B2 (ja) 方向性凝固部品およびニッケル基超合金
JP2018515690A (ja) ニッケル基合金
JP2005097650A (ja) Ｎｉ基超合金
JPH0429728B2 (zh)
JP2002235135A (ja) 産業用タービンの単結晶ブレードのための非常に高い耐高温腐食性をもつニッケル系超合金
JPH1121645A (ja) Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品
EP3366794B1 (en) Ni-based superalloy
JPH10317080A (ja) Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品
US9499886B2 (en) Ni-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating the same
JP2820139B2 (ja) 高温強度および高温耐食性にすぐれたＮｉ基単結晶超合金
JP2002194467A (ja) 産業用タービンの単結晶ブレードのための高い耐高温腐食性をもつニッケル系超合金
JPH07300639A (ja) 高耐食性ニッケル基単結晶超合金およびその製造方法
AU2003255216B2 (en) Nickel-base superalloy

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20110706