CN102803528A - 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
CN102803528A
CN102803528A CN2010800269766A CN201080026976A CN102803528A CN 102803528 A CN102803528 A CN 102803528A CN 2010800269766 A CN2010800269766 A CN 2010800269766A CN 201080026976 A CN201080026976 A CN 201080026976A CN 102803528 A CN102803528 A CN 102803528A
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
single crystal
crystal superalloy
based single
superalloy
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.)
Granted
Application number
CN2010800269766A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102803528B (zh
Inventor
青木祥宏
关根伸仁
佐藤彰洋
宫田仁一
筑后一义
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
Application filed by IHI Corp filed Critical IHI Corp
Publication of CN102803528A publication Critical patent/CN102803528A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102803528B publication Critical patent/CN102803528B/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
    • 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
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • 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
    • 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)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

采用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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。结果可以提供以高于8质量％的组成比例含有Re、且比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金以及使用其的涡轮叶片。

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2009年4月17日在日本国申请的日本特愿2009-100903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，从而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，是向基质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。
在这种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(キャノン·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(キャノン·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(キャノン·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，从而高温下剩余的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，对于使用第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Ni基单晶超合金，其通过添加抑制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。
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。
但是，第4、5代的Ni基单晶超合金为了在高温下得到高的蠕变强度而添加多量的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。结果存在下述问题：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。
为了解决这种问题，开发了Ni基单晶超合金，其通过抑制比重大的W的添加量的同时，特定在高温下可以维持高的蠕变强度的最优的组成范围、并特定显示组织稳定性的最优的组成范围，可实现高温下的蠕变强度的提高，同时相对于第4、5代的Ni基单晶超合金，比重小（参考专利文献6）。
另外，近年来，开发了与上述现有的Ni基单晶超合金相比、Re的组成比的值大（具体来说，Re的组成比大于8质量％）的Ni基单晶超合金（参考非专利文献1）。该Ni基单晶超合金在非专利文献1中被称作高铼Ni基单晶超合金，如该文献的表1所示，以组成比计含有9质量％的Re。
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
专利文献6：国际公开第2008／111585号小册子
非专利文献1 : E.N.Kablov, N.V.Petrushin, ”DESIGNING OF HIGH-RHENIUM SINGLE CRYSTAL NI-BASE SUPERALLOY FOR GAS TURBINE BLADES”, in Superalloys 2008 (Russia), Publ. of TMS(The Minerals, Metals & Materials Society), 2008, pp.901-908。
发明内容
为了开发高温下可得到比目前高的蠕变强度的Ni基单晶超合金，预测今后需要如上述非专利文献1所示的那样，增大Re的组成比。因此，为了谋求涡轮叶片在高温下的蠕变强度的提高，期望开发Re的组成比比目前的8质量％大的Ni基单晶超合金。
而且，该Ni基单晶超合金由于与目前相比较多地添加了重金属Re，从而同时期望开发想要实现涡轮叶片的轻量化和耐用温度的提高、单位比重的蠕变强度高的、所谓比蠕变强度高的Ni基单晶超合金。
本发明是鉴于这种现状而提出的，其目的在于，提供含有多量的Re、且比蠕变强度优异的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努力研究，结果发现，通过抑制比重大的W的添加量的同时，(1)使Re以组成比例计大于8质量％、同时考虑到组织稳定性或TCP相的抑制来进行组成比例的改良，（2）含有抑制TCP相的Ru、并特定最优的组成范围以在高温下维持高的蠕变强度，而得到与目前相比含有更多的Re，同时可实现高温下的蠕变强度的提高，且相对于第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%～4.5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：8.1质量%～9.9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。
(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%～4.5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：8.1质量%～9.9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。
(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%～4.5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：8.1质量%～9.9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。
(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%～4.5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：8.1质量%～9.9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。
(5) 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％～4.5质量％、W：0.0质量％～2.9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：8.1质量％～9.9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。
(6) 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％～4.5质量％、W：0.0质量％～1.9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：8.1质量％～9.9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。
(7) 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％～4.5质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：4.0质量％～6.5质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：8.1质量％～9.9质量％、Ru：4.0质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
(8) 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％～6.5质量％、Mo：2.1质量％～4.0质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：4.0质量％～6.0质量％、Al：5.0质量％～6.0质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：8.1质量％～9.0质量％、Ru：4.0质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
(9) 上述(1)～(8)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。
(10) 上述(9)的Ni基单晶超合金，其中，在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，其使用了上述(1)～(10)中的任意一项的Ni基单晶超合金。
如上所述，根据本发明，作为以大于8质量％的组成比例含有Re的Ni基单晶超合金，可以抑制比重的增加，同时在高温下维持高的蠕变强度。因此，对于使用了该Ni基单晶超合金的涡轮叶片，可以同时实现轻量化和耐用温度的提高。
附图说明
[图1] 图1为表示使用了本发明的Ni基单晶超合金的涡轮叶片的一例的透视图。
[图2] 图2是表示表1所示的各实施例和参考例的Re含量与比重的关系的特性图。
[图3] 图3是表示表1所示的各实施例和非专利文献1的比较例的蠕变断裂断裂时间的附图。
[图4] 图4是表示通过模拟得到的、具有本发明实施方式的平均成分的Ni基单晶超合金的Mo含量与蠕变速度的关系的附图。
[图5] 图5是表示通过模拟得到的、具有本发明实施方式的平均成分的Ni基单晶超合金的Mo含量与TCP相的析出起始时间的关系的附图。
符号的说明
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～4.5质量％、W：0.0质量％～2.9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：8.1质量％～9.9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。
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：4.1质量％～8.0质量％、Mo：2.1质量％～4.5质量％、W：0.0质量％～1.9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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：4.0质量％～6.5质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：8.1质量％～9.9质量％、Ru：4.0质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
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％～6.5质量％、Mo：2.1质量％～4.0质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：4.0质量％～6.0质量％、Al：5.0质量％～6.0质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：8.1质量％～9.0质量％、Ru：4.0质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
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%。
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%。
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%，进一步优选为5.1质量%～6.5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4.5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%～4.5质量%，更优选为2.1质量%～3.4质量%，进一步优选为2.1质量%～3.0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而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而提高高温强度，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4.0质量%～6.5质量%，进一步优选为4.0质量%～6.0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来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5.0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超过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%。
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。这里，本发明中以与目前相比含有更多的Re的Ni基单晶超合金为对象，从而将Re的组成比的下限特定为8.1质量％。另一方面，若Re超过9.9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8.1质量%～9.9质量%，更优选为8.1质量%～9.0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4.0质量%～6.5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种以上的元素。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，以在含有这些添加元素时，不会析出有害相而降低高温强度。
另一方面，对于Ｓi，有降低合金的熔点的作用，在进行固熔化处理这样的高温下的热处理时，有带来使材料局部熔融这样的不良影响的情况。因此，适用本发明的Ni基单晶超合金中，不优选含有Ｓi这样的元素，期望尽可能减少该元素。
如上所述，适用本发明的Ni基单晶超合金中，含有多量的Re，同时可以抑制比重的增加，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，可以耐受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1～3的合金锭。这些实施例1～3的各合金锭的组成比如表1所示。此外，表1中，作为参考例1～28，示出公知的Ni基单晶超合金的组成比。
[表1]
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1～3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1～3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，参考图2，说明对于Re含量和比重的、本技术（实施例1～3）和现有技术（参考例1～28）的特性的不同。并且，在图2中，正方形的标绘表示实施例1～3，菱形的标绘表示参考例1～28。
如图2所示，本技术和现有技术的特性的不同可以通过Re含量和比重的关系而明确表现。对于现有技术的Ni基单晶超合金，随着Re含量增加，有比重增加的倾向。但是，本技术的比重的增加倾向（倾斜度）与现有技术的比重的增加倾向（倾斜度）相比变小。
即，在以大于8质量％的组成比例含有重金属Re的Ni基单晶超合金中，比重必然变大。相对于此，由图2可知，在本技术中，特定最优的组成范围的结果是可得到以大于8质量％的组成比例含有Re的同时，与现有技术相比、比重的增加倾向小的Ni基单晶超合金，所述最优的组成范围是抑制比重大的W的添加量、同时含有抑制TCP相的Ru，可在高温下维持高的蠕变强度的范围。
接着，对于实施例1～3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。
如图3所示，实施例1～3的Ni基单晶超合金，与图3中作为比较例1表示的上述非专利文献1中记载的高铼Ni基单晶超合金相比，蠕变断裂断裂时间表现为高的数值。具体来说，当在上述蠕变试验的条件下进行比较时，高铼Ni基单晶超合金的蠕变断裂断裂时间为593（Hr），相对于此，实施例1～3中的蠕变断裂断裂时间表现为高的数值，为2007.7（Hr）、888.4（Hr）、828.6（Hr）。特别地，在实施例1中，蠕变断裂断裂时间相对于比较例1表现为高于约3倍的值，蠕变强度显著优异。
由以上可知，根据本发明，可以得到以大于8质量％的组成比例含有Re、同时比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金。
接着，参考图4，对于为了比较本实施方式的Ni基单晶超合金中的Mo含量和蠕变寿命而进行的模拟的结果进行说明。
并且，本模拟使用由英国 Sente Software 社开发的“JMatPro V.5.0”来进行。本软件是根据金属合金的化学成分来计算其物理的、热力学的物性值和机械的物性值的软件，对于作为本发明的技术领域的Ni基单晶超合金的蠕变寿命，确证如下述文献的图16所示的那样，可以高精度地进行预测。（文献: N. Saunders, Z. Guo, X. Li, A. P. Miodownik and J-Ph. Schille：MODELLING THE MATERIAL PROPERTIES AND BEHAVIOUR OF Ni-BASED SUPERALLOYS, Superalloys2004, (TMS, 2004), pp.849-858.）。
图4是表示通过模拟得到的、Ni基单晶超合金中的Mo含量与稳态蠕变速度的关系的座标图，横轴是Mo的含量（质量％），纵轴是稳态蠕变速度。
解析中使用的合金的成分采用实施例1～3的平均的成分，仅使Mo含量变化至0.0～4.5质量％。Mo含量变化的部分调节了Ni的含量。并且，作为解析条件，假定是运行中的一般的涡轮叶片的状态，设定为950℃、245MPa。
根据图4，可知随着Mo的含量增加，蠕变速度减少，特别是从Mo的含量超过2.0质量％左右起，表现出优异的耐蠕变特性（不含有Mo时的1／3以下的蠕变速度）。另一方面，当过量添加Mo时，前述的TCP相的析出变得容易。图5表示通过模拟得到的、Mo含量与TCP相的析出起始时间的关系。解析中使用的合金的成分与图4的解析中使用的成分相同，评价的温度为950℃。
根据图5可知，随着Mo含量的增加，TCP相的析出起始时间变短，如果Mo的含量超过3.0质量％，则该TCP相的析出起始时间在100小时之下，进一步如果超过3.5质量％，则在70小时之下。
因此，为了具有优异的蠕变强度、同时减轻由TCP相的析出导致的不良影响，期望将Mo的含量抑制在2.1质量％～3.4质量％（期望为3.0质量％以下）。
以上，参考附图来对本发明合适的实施方式进行说明，但本发明不限于上述实施方式。上述实施方式中所示的各构成构件的各形状或组合等是一个例子，在不脱离本发明的主旨的范围内可以基于设计要求等进行各种变更。
产业实用性
根据本发明，可以提供以大于8质量％的组成比例含有Re、且比蠕变强度优异的Ni基单晶超合金。因此，使用了这种含有多量的Re、且比蠕变强度优异的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 (13)

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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
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％～4.5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：8.1质量％～9.9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。
5.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％～4.5质量％、W：0.0质量％～2.9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：8.1质量％～9.9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。
6.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％～4.5质量％、W：0.0质量％～1.9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：8.1质量％～9.9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。
7.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％～4.5质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：4.0质量％～6.5质量％、Al：4.5质量％～6.5质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：8.1质量％～9.9质量％、Ru：4.0质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
8.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％～6.5质量％、Mo：2.1质量％～4.0质量％、W：0.0质量％～1.9质量％、Ta：4.0质量％～6.0质量％、Al：5.0质量％～6.0质量％、Ti：0.0质量％～0.5质量％、Hf：0.00质量％～0.5质量％、Nb：0.0质量％～1.0质量％、Re：8.1质量％～9.0质量％、Ru：4.0质量％～6.5质量％，剩余部分含有Ni和不可避免的杂质。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的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。
10.根据权利要求9所述的Ni基单晶超合金，其中，在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。
11.涡轮叶片，其使用了权利要求1～8中任一项所述的Ni基单晶超合金。
12.涡轮叶片，其使用了权利要求9所述的Ni基单晶超合金。
13.涡轮叶片，其使用了权利要求10所述的Ni基单晶超合金。
CN201080026976.6A 2009-04-17 2010-04-16 Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片 Expired - Fee Related CN102803528B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009100903 2009-04-17
JP2009-100903 2009-04-17
PCT/JP2010/002795 WO2010119709A1 (ja) 2009-04-17 2010-04-16 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
CN102803528A true CN102803528A (zh) 2012-11-28
CN102803528B CN102803528B (zh) 2015-04-22

Family

ID=42982380

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201080026976.6A Expired - Fee Related CN102803528B (zh) 2009-04-17 2010-04-16 Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片

Country Status (7)

Country Link
US (1) US8877122B2 (zh)
EP (1) EP2420584B1 (zh)
JP (1) JP5418589B2 (zh)
CN (1) CN102803528B (zh)
CA (1) CA2758867A1 (zh)
RU (1) RU2482205C1 (zh)
WO (1) WO2010119709A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112853154A (zh) * 2021-01-04 2021-05-28 广东省科学院中乌焊接研究所 镍基中间层合金材料及其制备方法、焊件及焊接方法以及应用
CN112877781A (zh) * 2021-01-13 2021-06-01 中国航发北京航空材料研究院 镍基单晶合金、其制备方法、用途和热处理方法
CN115255336A (zh) * 2022-08-30 2022-11-01 北京航空航天大学 一种复合成分单晶薄壁构件及其制备方法

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9499886B2 (en) * 2007-03-12 2016-11-22 Ihi Corporation Ni-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating the same
JP2012107269A (ja) * 2010-11-15 2012-06-07 National Institute For Materials Science ニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材
JP5998325B2 (ja) * 2011-03-29 2016-09-28 公立大学法人大阪府立大学 摩擦攪拌加工用ツール及びこれを用いた摩擦攪拌加工方法
WO2015072660A1 (ko) * 2013-11-13 2015-05-21 주식회사 엔아이비 Ni기 초합금 및 이의 제조방법
EP3029113B1 (en) * 2014-12-05 2018-03-07 Ansaldo Energia Switzerland AG Abrasive coated substrate and method for manufacturing thereof
EP3072624A1 (de) * 2015-03-23 2016-09-28 Siemens Aktiengesellschaft Wellenelement, verfahren zum herstellen eines sich aus zwei unterschiedlichen werkstoffen zusammensetzenden wellenelements sowie entsprechende strömungsmaschine
CN111168004B (zh) * 2020-01-20 2021-03-23 西安交通大学 一种基于具有籽晶块内嵌结构螺旋选晶器的凝胶注模一体化铸型成型单晶零件的方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1930455A1 (en) * 2005-09-27 2008-06-11 National Institute for Materials Science Nickel-base superalloy with excellent unsusceptibility to oxidation

Family Cites Families (16)

* 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
CA1212020A (en) * 1981-09-14 1986-09-30 David N. Duhl Minor element additions to single crystals for improved oxidation resistance
US4643782A (en) 1984-03-19 1987-02-17 Cannon Muskegon Corporation Single crystal alloy technology
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
US6007645A (en) * 1996-12-11 1999-12-28 United Technologies Corporation Advanced high strength, highly oxidation resistant single crystal superalloy compositions having low chromium content
FR2780982B1 (fr) 1998-07-07 2000-09-08 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a base de nickel a haut solvus
RU2153021C1 (ru) * 1999-06-01 2000-07-20 Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов Никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья
US6966956B2 (en) 2001-05-30 2005-11-22 National Institute For Materials Science Ni-based single crystal super alloy
EP1568794B1 (en) 2002-12-06 2009-02-04 Independent Administrative Institution National Institute for Materials Science Ni-BASE SINGLE CRYSTAL SUPERALLOY
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
RU2297466C2 (ru) * 2004-11-01 2007-04-20 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Монокристальный никелевый жаропрочный сплав
CN101680059B (zh) 2007-03-12 2011-07-06 株式会社Ihi Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
JP5082563B2 (ja) * 2007-04-18 2012-11-28 株式会社日立製作所 遮熱被覆を有する耐熱部材
JP4970214B2 (ja) 2007-10-23 2012-07-04 株式会社Ｌｉｘｉｌ 浴室の洗い場用カウンター

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1930455A1 (en) * 2005-09-27 2008-06-11 National Institute for Materials Science Nickel-base superalloy with excellent unsusceptibility to oxidation

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112853154A (zh) * 2021-01-04 2021-05-28 广东省科学院中乌焊接研究所 镍基中间层合金材料及其制备方法、焊件及焊接方法以及应用
CN112877781A (zh) * 2021-01-13 2021-06-01 中国航发北京航空材料研究院 镍基单晶合金、其制备方法、用途和热处理方法
CN115255336A (zh) * 2022-08-30 2022-11-01 北京航空航天大学 一种复合成分单晶薄壁构件及其制备方法
CN115255336B (zh) * 2022-08-30 2024-03-26 北京航空航天大学 一种复合成分单晶薄壁构件及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20120034098A1 (en) 2012-02-09
US8877122B2 (en) 2014-11-04
CN102803528B (zh) 2015-04-22
CA2758867A1 (en) 2010-10-21
EP2420584A1 (en) 2012-02-22
EP2420584A4 (en) 2012-08-22
EP2420584B1 (en) 2013-06-19
WO2010119709A1 (ja) 2010-10-21
RU2482205C1 (ru) 2013-05-20
JP5418589B2 (ja) 2014-02-19
JPWO2010119709A1 (ja) 2012-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102803528B (zh) Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
CN101680059B (zh) Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
JP5773596B2 (ja) ニッケル基超合金及び物品
CA2663632C (en) Ni-based single crystal superalloy
JP5595917B2 (ja) 実質的にレニウムを含まないニッケル基超合金組成物及び超合金物品
JP5299899B2 (ja) Ｎｉ基超合金及びその製造方法
JP5490001B2 (ja) 低レニウムニッケル基超合金組成物及び超合金物品
JP3892831B2 (ja) 単結晶タービンベーン用の超合金
JP2011074493A (ja) ニッケル基超合金及び物品
KR20140126677A (ko) 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금
KR101687320B1 (ko) Ni기 단결정 초합금
JP4413492B2 (ja) 方向性凝固部品およびニッケル基超合金
CN102471833B (zh) Ni基单晶超合金和涡轮叶片
JP2011074492A (ja) ニッケル基超合金及び物品
EP1997923B1 (en) Method for producing an ni-base superalloy
JP2018529022A (ja) ニッケル基合金
JP2018515690A (ja) ニッケル基合金
JP6796091B2 (ja) ニッケル基合金
US20040042927A1 (en) Reduced-tantalum superalloy composition of matter and article made therefrom, and method for selecting a reduced-tantalum superalloy
CA2612815A1 (en) Low-density directionally solidified single-crystal superalloys
JP6970438B2 (ja) Ｎｉ基超合金
CN108504903B (zh) Ni基超合金
WO2011002605A1 (en) Nickel base superalloy compositions and superalloy articles
US11739398B2 (en) Nickel-based superalloy
JP5396445B2 (ja) ガスタービン

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

Granted publication date: 20150422

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee