JP2004197131A - ニッケル基耐熱合金及びガスタービン翼 - Google Patents
ニッケル基耐熱合金及びガスタービン翼 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】高温クリープ強度と耐食性及び耐酸化性がバランスよく備わった普通鋳造用ニッケル基超合金と、その合金によって形成されたガスタービン翼を提供する。
【解決手段】１２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜９.０重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ，０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６ 重量％のＣ，0.005〜０.０２５ 重量％のＢ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含み、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０、ＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にあり、γ′相が析出したニッケル基超合金。
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％
【選択図】 図１
【解決手段】１２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜９.０重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ，０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６ 重量％のＣ，0.005〜０.０２５ 重量％のＢ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含み、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０、ＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にあり、γ′相が析出したニッケル基超合金。
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ニッケル基超合金及びニッケル基超合金の鋳造材によって形成されたガスタービン翼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ジェットエンジンやガスタービンなどの動力機関においては、高性能化および高効率化などのために、タービン入口温度を高温化しており、これにともない高温化に耐えうるタービン翼材料の開発が重要課題となっている。
【０００３】
タービン翼材料に要求される主な特性は、高温での遠心力に耐え得る高いクリープ破断強度，高靭性および高温燃焼ガス雰囲気に対する優れた耐酸化性および耐食性である。これらの特性を満たすために、現在ではガスタービン翼材料にニッケル基超合金が使用されている。
【０００４】
ニッケル基超合金には、等軸晶からなる普通鋳造合金，柱状晶からなる一方向凝固合金及び一つの結晶からなる単結晶合金がある。これらのうちでは、普通鋳造合金が翼を鋳造した時の鋳造歩留りが最も高い。このため、翼の形が大きく形状が複雑なランド用ガスタービンに適する（例えば特許文献１参照）。しかし、普通鋳造合金では、まだ高温クリープ破断強度の高いものが見出されておらず、高温クリープ破断強度，耐食性及び耐酸化性を併せ持った合金は得られていない。
【０００５】
単結晶合金或いは一方向凝固合金には、クリープ破断強度の高いものがある。しかし、Ｃｒ含有量を少なくし、固溶強化度の高いＷやＴａを多量に添加してクリープ破断強度を高めているので、高温での耐食性が十分でなく、耐食性の観点でも不純物の多い燃料を使用するランド用ガスタービンには不適な材料となっている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平６−５７３５９号公報（
【０００６】
【０００７】）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、優れた高温クリープ破断強度と耐酸化性及び耐食性を併せ持った、普通鋳造用又は一方向凝固用のニッケル基耐熱合金及びその合金によって形成されたガスタービン翼を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明のニッケル基耐熱合金は、１２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜9.0重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ,０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６重量％のＣ，０.００５〜０.０２５重量％のＢ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含む。
【０００９】
これら以外に、Ｈｆを０〜２.０重量％、Ｒｅを０〜０.５重量％、Ｚｒを０〜０.０５重量％、Ｏを０〜０.００５ 重量％、Ｎを０〜０.００５重量％、Ｓｉを０〜０.０１重量％、Ｍｎを０〜０.２重量％、Ｐを０〜０.０１ 重量％、Ｓを０〜０.０１ 重量％の範囲内で含むことができる。これら以外の成分は、合金製造時に混入する不可避の不純物を除いて実質的にＮｉである。
【００１０】
本発明のニッケル基合金は、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０の範囲にあり、またＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にある。
【００１１】
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％
また、本発明のニッケル基合金は、オーステナイトの母相にγ′相が析出分散した結晶組織を有する。γ′相は、(Ｎｉ3Ａｌ）の形を有する金属間化合物であり、合金組成によって、Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ），Ｎｉ3(Ａｌ，Ｎｂ），Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）等になる場合がある。
【００１２】
ＴｉＥｑは、ＮｂとＴａを等価なＴｉ量に換算し、それらを合計したものである。組織安定性とクリープ強度に関係してくる。組織安定性を良くする、つまりγ相の母相にγ′相を析出させ、ＴＣＰ相，δ相或いはη相などの脆い相が析出しないようにするには、ＴｉＥｑを６.０ 以下にすることが望ましい。ＴｉＥｑの値が小さいほど組織安定性はよくなるが、クリープ強度が低下するため４.０ 以上にすることが望ましい。ＴｉＥｑが４.０〜５.０の範囲において、特に優れたクリープ強度と組織安定性が得られる。
【００１３】
ＭｏＥｑは、Ｗ，Ｔａ，Ｎｂを等価なＭｏ量に換算し、それらを合計したものである。この値も組織安定性とクリープ強度に関係する。組織安定性を良くするためには、ＭｏＥｑは８.０ 以下にすることが望ましく、ＭｏＥｑの値が小さいほど組織安定性は優れるが、クリープ強度が低下するため５.０ 以上にすることが望ましい。ＭｏＥｑが５.５〜７.５の範囲において、特に優れたクリープ強度と組織安定性が得られる。
【００１４】
本発明のニッケル基合金において、Ｗは３.５〜４.５重量％の範囲で含まれることが望ましい。また、Ｍｏは１.５〜２.５重量％の範囲で含まれることが望ましい。Ｔａは２.０〜３.４重量％の範囲、Ｔｉは３.０〜４.０重量％の範囲で含まれることが望ましい。したがって、本発明によれば、先に述べた成分元素を含むニッケル基合金において、Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ及びＴｉから選ばれた少なくとも１種を前記の範囲内で含むニッケル基耐熱合金が提供される。
【００１５】
各元素の作用効果及び組成範囲限定理由を、以下に述べる。
【００１６】
Ｃｒ：１２.０〜１６.０重量％
Ｃｒは、高温における耐食性を改善するのに有効な元素であり、その効果がより顕著に現れるのは１２.０ 重量％を超えてからである。しかし、本発明の合金には、Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ、Ｔａ等が添加されているため、Ｃｒ量が多くなりすぎると、脆いＴＣＰ相が析出して高温強度が低下する。このことから、他の合金元素とのバランスをとって、その上限は１６.０ 重量％とすることが望ましい。この組成範囲内に於いて、高強度及び高耐食性が得られる。より好ましい範囲は13.0〜１５.０重量％の範囲である。
【００１７】
Ｃｏ：４.０〜９.０重量％
Ｃｏは、γ′相の固溶温度を低下させて溶体化処理を容易にするほか、γ′相を固溶強化し、また高温耐食性を向上させる。これらの効果が現れるのは、Ｃｏの含有量が４.０ 重量％以上のときである。Ｃｏの含有量が９.０ ％を超えると、本発明の合金では、Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ等が添加されているため、他の合金元素とのバランスがくずれ、γ′相の析出を抑制し高温強度が低下してしまう。このため、上限は９.０重量％にすることが望ましい。溶体化熱処理の容易性と強度とのバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は６.０〜８.０重量％の範囲である。
【００１８】
Ｗ：３.５〜４.５重量％
Ｗはマトリックスであるγ相と析出相であるγ′相に固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高める。このような効果が十分に発揮されるには３.５ 重量％以上の含有量が必要である。しかし、Ｗは比重が大きいので合金の重量が増大し、また高温における耐食性を低下させる。更に４.５ 重量％を超えると針状のα−Ｗが析出するようになり、クリープ強度，高温耐食性および靭性が低下する。このため、その上限は４.５ 重量％とすべきである。高温における強度，耐食性及び高温での組織安定性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は３.８ 〜４.４重量％の範囲である。
【００１９】
Ｍｏ：１.５〜２.５重量％
ＭｏはＷと同様の効果を有し、γ′相の固溶温度を上げ、クリープ強度を向上させる。このような効果を十分に得るためには１.５ 重量％以上の含有量が必要である。ＭｏはＷに比べて比重が小さいため合金の軽量化が図れる。一方、Ｍｏは耐酸化特性および耐食性を低下させるため、添加するとしてもその上限を2.5重量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、高温における強度，耐食性及び高温での耐酸化特性のバランスを考慮した場合、より好ましくは１.６〜２.３重量％の範囲である。
【００２０】
Ｔａ：２.０〜３.４重量％
Ｔａはγ′相にＮｉ3(Ａｌ，Ｔａ）の形で固溶し、固溶強化する。これによりクリープ強度が向上する。この効果が十分に得られるようにするためには、2.0重量％以上含有させることが望ましい。一方、３.４ 重量％を超えると過飽和になって針状のδ相である［Ｎｉ，Ｔａ］が析出するようになり、クリープ強度が低下する。したがって、その上限は３.４ 重量％にすべきである。高温における強度と組織安定性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は、２.５〜3.2重量％の範囲である。
【００２１】
Ｔｉ：３.０〜４.０重量％
Ｔｉはγ′相にＮｉ3(Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）の形で固溶し、固溶強化するが、
Ｔａほどの効果はない。むしろ、Ｔｉは高温における耐食性改善の効果の方が顕著である。耐食性改善の効果が顕著に現れるようにするには、３.０ 重量％以上の含有量が必要である。しかし、４.０ 重量％を超えて添加すると、耐酸化性が著しく劣化するため、その上限は４.０ 重量％とすべきである。高温における強度と耐食性，耐酸化性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は３.２ 〜３.６重量％の範囲である。
【００２２】
Ｎｂ：０.５〜１.６重量％
Ｎｂは、γ′相にＮｉ3(Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｎｂ）の形で固相し、固溶強化するが、Ｔａほどの効果はない。むしろ、Ｎｂは高温における耐食性を改善する効果の法が顕著である。耐食性改善の効果が顕著に現れるためには、０.５ 重量％以上の含有量が必要である。しかし、１.６ 重量％を超えて添加すると、強度が低下すると共に、耐酸化性が劣化するため、その上限は１.６ 重量％とする必要がある。高温における強度と耐食性，耐酸化特性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は１.０〜１.５重量％の範囲である。
【００２３】
Ａｌ：３.４〜４.６重量％
Ａｌは析出強化相であるγ′相すなわちＮｉ3Ａｌ の構成元素であり、これによりクリープ強度が向上する。また、耐酸化特性向上にも大きく貢献する。それらの効果が十分得るようにするためには、３.４ 重量％以上の含有量が必要であるが、４.６ 重量％を超えると、γ′相が過大に析出し、かえって強度を低下させると共に、Ｃｒと複合酸化物を形成し、耐食性を低下させる。このことから、３.４〜４.６重量％の範囲とすることが望ましい。高温における強度と耐酸化特性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は３.６〜４.４重量％の範囲である。
【００２４】
Ｃ：０.０５〜０.１６重量％
Ｃは結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を向上させると共に、一部はＴｉＣ，ＴａＣ等の炭化物を形成して塊状に析出する。結晶粒界に偏析して粒界強度を上げるには、０.０５ 重量％以上の添加が必要であるが、０.１６ 重量％を超えて添加すると過剰の炭化物が形成され、高温でのクリープ強度や延性が低下し、耐食性も低下する。強度，延性及び耐食性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は０.１〜０.１６重量％の範囲である。
【００２５】
Ｂ：０.００５〜０.０２５重量％下
Ｂは結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を向上させると共に、一部は（Ｃｒ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｏ)3Ｂ2 等のホウ化物を形成し、合金の粒界に析出する。結晶粒界に偏析して粒界強度を上げるには、０.００５ 重量％以上の添加が必要である。しかし、生成するホウ化物は融点が合金の融点に比べ著しく低く、合金の溶融温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くすることから、上限は０.０２５ 重量％とすることが望ましい。強度及び溶体化熱処理性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は０.０１〜０.０２重量％の範囲である。
【００２６】
Ｈｆ：０〜２.０重量％
Ｈｆは、強度の向上にはほとんど寄与しないが、高温での耐食，耐酸化性を向上させる効果がある。具体的には、合金表面に形成されるＣｒ2Ｏ3，Ａｌ2Ｏ3などの保護皮膜の密着性を高めて耐食，耐酸化性を改善する効果がある。したがって、耐食，耐酸化性を改善したい場合には、Ｈｆを含有させることが望ましい。しかし、その量が多くなると合金の融点が下がり、溶体化処理温度を狭くするので、２.０ 重量を超えないようにすることが望ましい。また、普通鋳造合金の場合には、Ｈｆ添加による特性改善の効果はほとんど見られないので添加しない方がよく、含有する場合は０.１ 重量％以下に抑えることが望ましい。一方向凝固鋳造の場合には、Ｈｆ添加による効果が顕著に現れるので、０.７ 重量％以上含有することが望ましい。
【００２７】
Ｒｅ：０〜０.５重量％
Ｒｅは、そのほとんどがマトリックスであるγ相に固溶し、固溶強化によってクリープ強度を高めるとともに、合金の耐食性を改善する。しかし、高価であり、比重も大きく合金の重量を増大するので、必要に応じて添加すればよい。本発明のようにＣｒ含有量が多い合金では、０.５ 重量％を超えて含有すると針状のα−Ｗまたはα−Ｒｅ（Ｍｏ）が析出し、クリープ強度および靭性を低下させる原因になるので、上限は０.５重量％にすべきである。
【００２８】
Ｚｒ：０〜０.０５重量％
Ｚｒは結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を若干向上させる。しかし、大部分はニッケルとの金属間化合物すなわちＮｉ3Ｚｒ を結晶粒界に形成する。この金属間化合物は合金の延性を低下させ、また低融点であるため、合金の溶融温度が低下し、溶体化処理温度範囲が狭くなるなど、有効な作用が少ない。このため、含有する場合でも上限は０.０５ 重量％にすべきである。
【００２９】
Ｏ：０〜０.００５重量％
Ｎ：０〜０.００５重量％
酸素と窒素は、いずれも合金原料から持ち込まれることが多く、酸素はるつぼからも入る。合金中に混入した酸素或いは窒素は、酸化物（Ａｌ2Ｏ3）や窒化物（ＴｉＮあるいはＡｌＮ）を形成して塊状に存在する。鋳物中にこれらの化合物が存在すると、クリープ変形中のクラックの起点となり、クリープ破断寿命を低下させたり、疲労亀裂発生の起点となって疲労寿命が低下する。特に酸素は、鋳物表面に酸化物として現れることで、鋳物の表面欠陥となり、鋳造品の歩留まりを低下させる原因となる。したがって、酸素及び窒素は混入させないことが望ましく、いずれも０.００５重量％を超えないようにすることが望ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０〜０.０１重量％
Ｓｉは合金原料から持ち込まれる。本発明においては、特に有効な元素ではないので、含有しないことが望ましく、混入する場合は０.０１ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３１】
Ｍｎ：０〜０.２重量％
Ｍｎも合金原料から持ち込まれる。Ｓｉと同様に、本発明においては特に有効な元素ではないので含有しないことが望ましく、混入する場合は０.０２ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３２】
Ｐ：０〜０.０１重量％
Ｐは不純物である。できるだけ少ない方がよく、０.０１ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３３】
Ｓ：０〜０.０１重量％
Ｓも不純物である。Ｐと同様にできるだけ少ない方がよく、０.０１ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３４】
本発明によれば、Ｃｒ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｃ，Ｂよりなる元素をいずれも好適な範囲内で含むニッケル基超合金，具体的には、13.0〜１５.０重量％のＣｒ，６.０〜８.０ 重量％のＣｏ，３.８〜４.４重量％のＷ，１.６〜２.３重量％のＭｏ，２.５〜３.２重量％のＴａ，３.２〜３.６重量％のＴｉ，３.６〜４.４重量％のＡｌ，１.０〜１.５重量％のＮｂ，０.１０〜０.１６重量％のＣ，０.０１〜０.０２重量％のＢを含むニッケル基超合金が提供される。
【００３５】
【発明の実施の形態】
図６は、ランド用ガスタービンを示している。図６中の符号１が第１段動翼であり、符号２が第２段動翼、符号３が第３段動翼である。これらの動翼のうちでは第１段動翼が最も高温に加熱され、次いで第２段動翼が高温に加熱される。図７は、ランド用ガスタービンの動翼の斜視図を示している。通常のランド用ガスタービンでは、その高さはおおよそ十数cmである。本発明では、図７に示すガスタービン翼がニッケル基超合金の普通鋳造材によって形成され、場合によっては一方向凝固合金によって形成される。
【００３６】
以下の実験は、普通鋳造により鋳造品から試験片を切り出して行った。
【００３７】
表１には、本発明合金（Ａ１〜Ａ２８）の化学組成を示した。表２には比較例合金（Ｂ１〜Ｂ２８）および既存合金（Ｃ１〜Ｃ３）の化学組成を示した。
【００３８】
各合金は、容量１５kgの耐火るつぼを用いた真空誘導炉を使用して溶解製造し、それぞれ直径８０mm，長さ３００mmのインゴットにした。次にインゴットをアルミナるつぼで真空溶解し、１０００℃に加熱したセラミック鋳型に鋳込み、直径２０mm，長さ１５０mmの大きさの鋳造品を得た。鋳造後、表３に示す条件の溶体化熱処理および時効熱処理を行った。
【００３９】
熱処理した鋳造品から機械加工により、平行部直径６.０mm ，平行部長さ３０mmのクリープ試験片と、長さ２５mm，幅１０mm，厚さ１.５mm の高温酸化試験片および直径８.０mm，長さ４０.０mmの高温腐食試験片を切り出した。また、各試験片について走査型電子顕微鏡でミクロ組織を調査し、合金の組織安定性を評価した。
【００４０】
表４には、各試験片に対して行った特性評価試験条件を示した。
【００４１】
クリープ破断試験は、１１２３Ｋ−３１４ＭＰａ、及び１２５５Ｋ−１３８ＭＰａの条件で行った。高温酸化試験は、１３７３Ｋ−２０時間保持の酸化試験を１２回繰り返し行い、それぞれ重量の変化を測定した。また、高温腐食試験は、燃焼ガス中にＮａＣｌを８０ｐｐｍ添加し、１１７３Ｋの条件で７時間の繰り返し腐食試験を１０回行い、重量変化を測定した。
【００４２】
表５に、本発明合金のＴｉＥｑ，ＭｏＥｑの値と組織安定性を示した。又、図１には本発明合金（Ａ１〜Ａ２８）についてＴｉＥｑの値とＭｏＥｑの値との関係を示した。
【００４３】
表５及び図１において、黒丸は熱処理後の組織観察でＴＣＰ相、或いはη相との異常組織が観察された合金、白丸は異常組織が全く観察されなかった合金である。図１から明らかなように、ＴｉＥｑ，ＭｏＥｑの値を本発明の範囲に限定することで、組織安定性に優れた合金を得ることができる。
【００４４】
表６，図２，図３，図４及び図５には、本実験に使用した合金の特性評価試験結果を示した。表６は結果の一覧である。なお、クリープ破断強度は破断時間を測定することで評価した。クリープ破断時間と破断強度とは相関があり、破断時間が長いものは破断強度が高いとみなすことができる。図２は１１２３Ｋ−314ＭＰａでのクリープ破断時間、図３は１２５５Ｋ−１３８ＭＰａでのクリープ破断時間、図４は高温酸化試験での酸化減量、図５は高温腐食試験での腐食減量を棒グラフにしたものである。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【表５】
【００５０】
【表６】
【００５１】
表６に示す結果より明らかなように、本発明合金Ａ１〜Ａ２８では、クリープ破断時間は、既存合金Ｃ１（Ｒｅｎｅ８０相当）とほぼ同じ強度を有しながら、酸化減量，腐食減量は大幅に低減し、耐食性，耐酸化特性が大幅向上している。別な既存合金Ｃ２（ＧＴＤ１１１相当）と比較すると、酸化減量，腐食減量はほぼ同じでありながら、クリープ破断時間は２倍以上になっている。また、別な既存合金Ｃ３と比較すると、クリープ破断時間は若干劣るが、耐酸化特性はほぼ同じであり、腐食減量は大幅に低減し、耐食性が大幅向上していることがわかる。
【００５２】
すなわち、本発明により、高温クリープ破断寿命を犠牲にすることなく、高温での耐食性，耐酸化特性を著しく向上することができ、クリープ強度，耐酸化特性，耐食性のバランスがとれた優れた合金が得られることが認められた。
【００５３】
本発明合金の成分範囲を満足しない比較例合金では、クリープ破断強度，耐酸化特性、或いは耐食性のいずれかが劣っており、すべての特性を満足していない。
【００５４】
以上の実施例においては、普通鋳造材としての効果を説明したが、一方向凝固させた一方向凝固材として使用することもできる。本発明合金は、結晶粒界強化に効果のあるＣ，Ｂ及び鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果のあるＨｆが含まれていることから、一方向凝固材として使用するに当たっても適した合金組成となっている。
【００５５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば優れた高温クリープ強度と耐食性及び耐酸化性を併せ持つ、普通鋳造可能なニッケル基超合金が得られる。このため、ランド用ガスタービンの翼を形成するのに好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＭｏｅｑとＴｉｅｑの関係図。
【図２】クリープ試験におけるクリープ破断時間を示す棒グラフ。
【図３】クリープ試験におけるクリープ破断時間を示す棒グラフ。
【図４】高温酸化試験での酸化減量を示した棒グラフ。
【図５】高温腐食試験での腐食減量を示した棒グラフ。
【図６】ガスタービンの外観を示す側面図。
【図７】ガスタービン動翼の斜視図。
【符号の説明】
１…第１段動翼、２…第２段動翼、３…第３段動翼。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ニッケル基超合金及びニッケル基超合金の鋳造材によって形成されたガスタービン翼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ジェットエンジンやガスタービンなどの動力機関においては、高性能化および高効率化などのために、タービン入口温度を高温化しており、これにともない高温化に耐えうるタービン翼材料の開発が重要課題となっている。
【０００３】
タービン翼材料に要求される主な特性は、高温での遠心力に耐え得る高いクリープ破断強度，高靭性および高温燃焼ガス雰囲気に対する優れた耐酸化性および耐食性である。これらの特性を満たすために、現在ではガスタービン翼材料にニッケル基超合金が使用されている。
【０００４】
ニッケル基超合金には、等軸晶からなる普通鋳造合金，柱状晶からなる一方向凝固合金及び一つの結晶からなる単結晶合金がある。これらのうちでは、普通鋳造合金が翼を鋳造した時の鋳造歩留りが最も高い。このため、翼の形が大きく形状が複雑なランド用ガスタービンに適する（例えば特許文献１参照）。しかし、普通鋳造合金では、まだ高温クリープ破断強度の高いものが見出されておらず、高温クリープ破断強度，耐食性及び耐酸化性を併せ持った合金は得られていない。
【０００５】
単結晶合金或いは一方向凝固合金には、クリープ破断強度の高いものがある。しかし、Ｃｒ含有量を少なくし、固溶強化度の高いＷやＴａを多量に添加してクリープ破断強度を高めているので、高温での耐食性が十分でなく、耐食性の観点でも不純物の多い燃料を使用するランド用ガスタービンには不適な材料となっている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平６−５７３５９号公報（
【０００６】
【０００７】）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、優れた高温クリープ破断強度と耐酸化性及び耐食性を併せ持った、普通鋳造用又は一方向凝固用のニッケル基耐熱合金及びその合金によって形成されたガスタービン翼を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明のニッケル基耐熱合金は、１２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜9.0重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ,０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６重量％のＣ，０.００５〜０.０２５重量％のＢ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含む。
【０００９】
これら以外に、Ｈｆを０〜２.０重量％、Ｒｅを０〜０.５重量％、Ｚｒを０〜０.０５重量％、Ｏを０〜０.００５ 重量％、Ｎを０〜０.００５重量％、Ｓｉを０〜０.０１重量％、Ｍｎを０〜０.２重量％、Ｐを０〜０.０１ 重量％、Ｓを０〜０.０１ 重量％の範囲内で含むことができる。これら以外の成分は、合金製造時に混入する不可避の不純物を除いて実質的にＮｉである。
【００１０】
本発明のニッケル基合金は、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０の範囲にあり、またＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にある。
【００１１】
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％
また、本発明のニッケル基合金は、オーステナイトの母相にγ′相が析出分散した結晶組織を有する。γ′相は、(Ｎｉ3Ａｌ）の形を有する金属間化合物であり、合金組成によって、Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ），Ｎｉ3(Ａｌ，Ｎｂ），Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）等になる場合がある。
【００１２】
ＴｉＥｑは、ＮｂとＴａを等価なＴｉ量に換算し、それらを合計したものである。組織安定性とクリープ強度に関係してくる。組織安定性を良くする、つまりγ相の母相にγ′相を析出させ、ＴＣＰ相，δ相或いはη相などの脆い相が析出しないようにするには、ＴｉＥｑを６.０ 以下にすることが望ましい。ＴｉＥｑの値が小さいほど組織安定性はよくなるが、クリープ強度が低下するため４.０ 以上にすることが望ましい。ＴｉＥｑが４.０〜５.０の範囲において、特に優れたクリープ強度と組織安定性が得られる。
【００１３】
ＭｏＥｑは、Ｗ，Ｔａ，Ｎｂを等価なＭｏ量に換算し、それらを合計したものである。この値も組織安定性とクリープ強度に関係する。組織安定性を良くするためには、ＭｏＥｑは８.０ 以下にすることが望ましく、ＭｏＥｑの値が小さいほど組織安定性は優れるが、クリープ強度が低下するため５.０ 以上にすることが望ましい。ＭｏＥｑが５.５〜７.５の範囲において、特に優れたクリープ強度と組織安定性が得られる。
【００１４】
本発明のニッケル基合金において、Ｗは３.５〜４.５重量％の範囲で含まれることが望ましい。また、Ｍｏは１.５〜２.５重量％の範囲で含まれることが望ましい。Ｔａは２.０〜３.４重量％の範囲、Ｔｉは３.０〜４.０重量％の範囲で含まれることが望ましい。したがって、本発明によれば、先に述べた成分元素を含むニッケル基合金において、Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ及びＴｉから選ばれた少なくとも１種を前記の範囲内で含むニッケル基耐熱合金が提供される。
【００１５】
各元素の作用効果及び組成範囲限定理由を、以下に述べる。
【００１６】
Ｃｒ：１２.０〜１６.０重量％
Ｃｒは、高温における耐食性を改善するのに有効な元素であり、その効果がより顕著に現れるのは１２.０ 重量％を超えてからである。しかし、本発明の合金には、Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ、Ｔａ等が添加されているため、Ｃｒ量が多くなりすぎると、脆いＴＣＰ相が析出して高温強度が低下する。このことから、他の合金元素とのバランスをとって、その上限は１６.０ 重量％とすることが望ましい。この組成範囲内に於いて、高強度及び高耐食性が得られる。より好ましい範囲は13.0〜１５.０重量％の範囲である。
【００１７】
Ｃｏ：４.０〜９.０重量％
Ｃｏは、γ′相の固溶温度を低下させて溶体化処理を容易にするほか、γ′相を固溶強化し、また高温耐食性を向上させる。これらの効果が現れるのは、Ｃｏの含有量が４.０ 重量％以上のときである。Ｃｏの含有量が９.０ ％を超えると、本発明の合金では、Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ等が添加されているため、他の合金元素とのバランスがくずれ、γ′相の析出を抑制し高温強度が低下してしまう。このため、上限は９.０重量％にすることが望ましい。溶体化熱処理の容易性と強度とのバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は６.０〜８.０重量％の範囲である。
【００１８】
Ｗ：３.５〜４.５重量％
Ｗはマトリックスであるγ相と析出相であるγ′相に固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高める。このような効果が十分に発揮されるには３.５ 重量％以上の含有量が必要である。しかし、Ｗは比重が大きいので合金の重量が増大し、また高温における耐食性を低下させる。更に４.５ 重量％を超えると針状のα−Ｗが析出するようになり、クリープ強度，高温耐食性および靭性が低下する。このため、その上限は４.５ 重量％とすべきである。高温における強度，耐食性及び高温での組織安定性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は３.８ 〜４.４重量％の範囲である。
【００１９】
Ｍｏ：１.５〜２.５重量％
ＭｏはＷと同様の効果を有し、γ′相の固溶温度を上げ、クリープ強度を向上させる。このような効果を十分に得るためには１.５ 重量％以上の含有量が必要である。ＭｏはＷに比べて比重が小さいため合金の軽量化が図れる。一方、Ｍｏは耐酸化特性および耐食性を低下させるため、添加するとしてもその上限を2.5重量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、高温における強度，耐食性及び高温での耐酸化特性のバランスを考慮した場合、より好ましくは１.６〜２.３重量％の範囲である。
【００２０】
Ｔａ：２.０〜３.４重量％
Ｔａはγ′相にＮｉ3(Ａｌ，Ｔａ）の形で固溶し、固溶強化する。これによりクリープ強度が向上する。この効果が十分に得られるようにするためには、2.0重量％以上含有させることが望ましい。一方、３.４ 重量％を超えると過飽和になって針状のδ相である［Ｎｉ，Ｔａ］が析出するようになり、クリープ強度が低下する。したがって、その上限は３.４ 重量％にすべきである。高温における強度と組織安定性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は、２.５〜3.2重量％の範囲である。
【００２１】
Ｔｉ：３.０〜４.０重量％
Ｔｉはγ′相にＮｉ3(Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）の形で固溶し、固溶強化するが、
Ｔａほどの効果はない。むしろ、Ｔｉは高温における耐食性改善の効果の方が顕著である。耐食性改善の効果が顕著に現れるようにするには、３.０ 重量％以上の含有量が必要である。しかし、４.０ 重量％を超えて添加すると、耐酸化性が著しく劣化するため、その上限は４.０ 重量％とすべきである。高温における強度と耐食性，耐酸化性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は３.２ 〜３.６重量％の範囲である。
【００２２】
Ｎｂ：０.５〜１.６重量％
Ｎｂは、γ′相にＮｉ3(Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｎｂ）の形で固相し、固溶強化するが、Ｔａほどの効果はない。むしろ、Ｎｂは高温における耐食性を改善する効果の法が顕著である。耐食性改善の効果が顕著に現れるためには、０.５ 重量％以上の含有量が必要である。しかし、１.６ 重量％を超えて添加すると、強度が低下すると共に、耐酸化性が劣化するため、その上限は１.６ 重量％とする必要がある。高温における強度と耐食性，耐酸化特性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は１.０〜１.５重量％の範囲である。
【００２３】
Ａｌ：３.４〜４.６重量％
Ａｌは析出強化相であるγ′相すなわちＮｉ3Ａｌ の構成元素であり、これによりクリープ強度が向上する。また、耐酸化特性向上にも大きく貢献する。それらの効果が十分得るようにするためには、３.４ 重量％以上の含有量が必要であるが、４.６ 重量％を超えると、γ′相が過大に析出し、かえって強度を低下させると共に、Ｃｒと複合酸化物を形成し、耐食性を低下させる。このことから、３.４〜４.６重量％の範囲とすることが望ましい。高温における強度と耐酸化特性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は３.６〜４.４重量％の範囲である。
【００２４】
Ｃ：０.０５〜０.１６重量％
Ｃは結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を向上させると共に、一部はＴｉＣ，ＴａＣ等の炭化物を形成して塊状に析出する。結晶粒界に偏析して粒界強度を上げるには、０.０５ 重量％以上の添加が必要であるが、０.１６ 重量％を超えて添加すると過剰の炭化物が形成され、高温でのクリープ強度や延性が低下し、耐食性も低下する。強度，延性及び耐食性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は０.１〜０.１６重量％の範囲である。
【００２５】
Ｂ：０.００５〜０.０２５重量％下
Ｂは結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を向上させると共に、一部は（Ｃｒ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｏ)3Ｂ2 等のホウ化物を形成し、合金の粒界に析出する。結晶粒界に偏析して粒界強度を上げるには、０.００５ 重量％以上の添加が必要である。しかし、生成するホウ化物は融点が合金の融点に比べ著しく低く、合金の溶融温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くすることから、上限は０.０２５ 重量％とすることが望ましい。強度及び溶体化熱処理性のバランスを考慮した場合、より好ましい範囲は０.０１〜０.０２重量％の範囲である。
【００２６】
Ｈｆ：０〜２.０重量％
Ｈｆは、強度の向上にはほとんど寄与しないが、高温での耐食，耐酸化性を向上させる効果がある。具体的には、合金表面に形成されるＣｒ2Ｏ3，Ａｌ2Ｏ3などの保護皮膜の密着性を高めて耐食，耐酸化性を改善する効果がある。したがって、耐食，耐酸化性を改善したい場合には、Ｈｆを含有させることが望ましい。しかし、その量が多くなると合金の融点が下がり、溶体化処理温度を狭くするので、２.０ 重量を超えないようにすることが望ましい。また、普通鋳造合金の場合には、Ｈｆ添加による特性改善の効果はほとんど見られないので添加しない方がよく、含有する場合は０.１ 重量％以下に抑えることが望ましい。一方向凝固鋳造の場合には、Ｈｆ添加による効果が顕著に現れるので、０.７ 重量％以上含有することが望ましい。
【００２７】
Ｒｅ：０〜０.５重量％
Ｒｅは、そのほとんどがマトリックスであるγ相に固溶し、固溶強化によってクリープ強度を高めるとともに、合金の耐食性を改善する。しかし、高価であり、比重も大きく合金の重量を増大するので、必要に応じて添加すればよい。本発明のようにＣｒ含有量が多い合金では、０.５ 重量％を超えて含有すると針状のα−Ｗまたはα−Ｒｅ（Ｍｏ）が析出し、クリープ強度および靭性を低下させる原因になるので、上限は０.５重量％にすべきである。
【００２８】
Ｚｒ：０〜０.０５重量％
Ｚｒは結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を若干向上させる。しかし、大部分はニッケルとの金属間化合物すなわちＮｉ3Ｚｒ を結晶粒界に形成する。この金属間化合物は合金の延性を低下させ、また低融点であるため、合金の溶融温度が低下し、溶体化処理温度範囲が狭くなるなど、有効な作用が少ない。このため、含有する場合でも上限は０.０５ 重量％にすべきである。
【００２９】
Ｏ：０〜０.００５重量％
Ｎ：０〜０.００５重量％
酸素と窒素は、いずれも合金原料から持ち込まれることが多く、酸素はるつぼからも入る。合金中に混入した酸素或いは窒素は、酸化物（Ａｌ2Ｏ3）や窒化物（ＴｉＮあるいはＡｌＮ）を形成して塊状に存在する。鋳物中にこれらの化合物が存在すると、クリープ変形中のクラックの起点となり、クリープ破断寿命を低下させたり、疲労亀裂発生の起点となって疲労寿命が低下する。特に酸素は、鋳物表面に酸化物として現れることで、鋳物の表面欠陥となり、鋳造品の歩留まりを低下させる原因となる。したがって、酸素及び窒素は混入させないことが望ましく、いずれも０.００５重量％を超えないようにすることが望ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０〜０.０１重量％
Ｓｉは合金原料から持ち込まれる。本発明においては、特に有効な元素ではないので、含有しないことが望ましく、混入する場合は０.０１ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３１】
Ｍｎ：０〜０.２重量％
Ｍｎも合金原料から持ち込まれる。Ｓｉと同様に、本発明においては特に有効な元素ではないので含有しないことが望ましく、混入する場合は０.０２ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３２】
Ｐ：０〜０.０１重量％
Ｐは不純物である。できるだけ少ない方がよく、０.０１ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３３】
Ｓ：０〜０.０１重量％
Ｓも不純物である。Ｐと同様にできるだけ少ない方がよく、０.０１ 重量％以下に抑えることが望ましい。
【００３４】
本発明によれば、Ｃｒ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｃ，Ｂよりなる元素をいずれも好適な範囲内で含むニッケル基超合金，具体的には、13.0〜１５.０重量％のＣｒ，６.０〜８.０ 重量％のＣｏ，３.８〜４.４重量％のＷ，１.６〜２.３重量％のＭｏ，２.５〜３.２重量％のＴａ，３.２〜３.６重量％のＴｉ，３.６〜４.４重量％のＡｌ，１.０〜１.５重量％のＮｂ，０.１０〜０.１６重量％のＣ，０.０１〜０.０２重量％のＢを含むニッケル基超合金が提供される。
【００３５】
【発明の実施の形態】
図６は、ランド用ガスタービンを示している。図６中の符号１が第１段動翼であり、符号２が第２段動翼、符号３が第３段動翼である。これらの動翼のうちでは第１段動翼が最も高温に加熱され、次いで第２段動翼が高温に加熱される。図７は、ランド用ガスタービンの動翼の斜視図を示している。通常のランド用ガスタービンでは、その高さはおおよそ十数cmである。本発明では、図７に示すガスタービン翼がニッケル基超合金の普通鋳造材によって形成され、場合によっては一方向凝固合金によって形成される。
【００３６】
以下の実験は、普通鋳造により鋳造品から試験片を切り出して行った。
【００３７】
表１には、本発明合金（Ａ１〜Ａ２８）の化学組成を示した。表２には比較例合金（Ｂ１〜Ｂ２８）および既存合金（Ｃ１〜Ｃ３）の化学組成を示した。
【００３８】
各合金は、容量１５kgの耐火るつぼを用いた真空誘導炉を使用して溶解製造し、それぞれ直径８０mm，長さ３００mmのインゴットにした。次にインゴットをアルミナるつぼで真空溶解し、１０００℃に加熱したセラミック鋳型に鋳込み、直径２０mm，長さ１５０mmの大きさの鋳造品を得た。鋳造後、表３に示す条件の溶体化熱処理および時効熱処理を行った。
【００３９】
熱処理した鋳造品から機械加工により、平行部直径６.０mm ，平行部長さ３０mmのクリープ試験片と、長さ２５mm，幅１０mm，厚さ１.５mm の高温酸化試験片および直径８.０mm，長さ４０.０mmの高温腐食試験片を切り出した。また、各試験片について走査型電子顕微鏡でミクロ組織を調査し、合金の組織安定性を評価した。
【００４０】
表４には、各試験片に対して行った特性評価試験条件を示した。
【００４１】
クリープ破断試験は、１１２３Ｋ−３１４ＭＰａ、及び１２５５Ｋ−１３８ＭＰａの条件で行った。高温酸化試験は、１３７３Ｋ−２０時間保持の酸化試験を１２回繰り返し行い、それぞれ重量の変化を測定した。また、高温腐食試験は、燃焼ガス中にＮａＣｌを８０ｐｐｍ添加し、１１７３Ｋの条件で７時間の繰り返し腐食試験を１０回行い、重量変化を測定した。
【００４２】
表５に、本発明合金のＴｉＥｑ，ＭｏＥｑの値と組織安定性を示した。又、図１には本発明合金（Ａ１〜Ａ２８）についてＴｉＥｑの値とＭｏＥｑの値との関係を示した。
【００４３】
表５及び図１において、黒丸は熱処理後の組織観察でＴＣＰ相、或いはη相との異常組織が観察された合金、白丸は異常組織が全く観察されなかった合金である。図１から明らかなように、ＴｉＥｑ，ＭｏＥｑの値を本発明の範囲に限定することで、組織安定性に優れた合金を得ることができる。
【００４４】
表６，図２，図３，図４及び図５には、本実験に使用した合金の特性評価試験結果を示した。表６は結果の一覧である。なお、クリープ破断強度は破断時間を測定することで評価した。クリープ破断時間と破断強度とは相関があり、破断時間が長いものは破断強度が高いとみなすことができる。図２は１１２３Ｋ−314ＭＰａでのクリープ破断時間、図３は１２５５Ｋ−１３８ＭＰａでのクリープ破断時間、図４は高温酸化試験での酸化減量、図５は高温腐食試験での腐食減量を棒グラフにしたものである。
【００４５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
表６に示す結果より明らかなように、本発明合金Ａ１〜Ａ２８では、クリープ破断時間は、既存合金Ｃ１（Ｒｅｎｅ８０相当）とほぼ同じ強度を有しながら、酸化減量，腐食減量は大幅に低減し、耐食性，耐酸化特性が大幅向上している。別な既存合金Ｃ２（ＧＴＤ１１１相当）と比較すると、酸化減量，腐食減量はほぼ同じでありながら、クリープ破断時間は２倍以上になっている。また、別な既存合金Ｃ３と比較すると、クリープ破断時間は若干劣るが、耐酸化特性はほぼ同じであり、腐食減量は大幅に低減し、耐食性が大幅向上していることがわかる。
【００５２】
すなわち、本発明により、高温クリープ破断寿命を犠牲にすることなく、高温での耐食性，耐酸化特性を著しく向上することができ、クリープ強度，耐酸化特性，耐食性のバランスがとれた優れた合金が得られることが認められた。
【００５３】
本発明合金の成分範囲を満足しない比較例合金では、クリープ破断強度，耐酸化特性、或いは耐食性のいずれかが劣っており、すべての特性を満足していない。
【００５４】
以上の実施例においては、普通鋳造材としての効果を説明したが、一方向凝固させた一方向凝固材として使用することもできる。本発明合金は、結晶粒界強化に効果のあるＣ，Ｂ及び鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果のあるＨｆが含まれていることから、一方向凝固材として使用するに当たっても適した合金組成となっている。
【００５５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば優れた高温クリープ強度と耐食性及び耐酸化性を併せ持つ、普通鋳造可能なニッケル基超合金が得られる。このため、ランド用ガスタービンの翼を形成するのに好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＭｏｅｑとＴｉｅｑの関係図。
【図２】クリープ試験におけるクリープ破断時間を示す棒グラフ。
【図３】クリープ試験におけるクリープ破断時間を示す棒グラフ。
【図４】高温酸化試験での酸化減量を示した棒グラフ。
【図５】高温腐食試験での腐食減量を示した棒グラフ。
【図６】ガスタービンの外観を示す側面図。
【図７】ガスタービン動翼の斜視図。
【符号の説明】
１…第１段動翼、２…第２段動翼、３…第３段動翼。
Claims (17)
- １２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜９.０重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ，０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６ 重量％のＣ，0.005〜０.０２５ 重量％のＢ，０〜２.０重量％のＨｆ，０〜０.５重量％のＲｅ，０〜０.０５重量％以下のＺｒ，０〜０.００５重量％のＯ，０〜０.００５ 重量％のＮ，０〜０.０１重量％のＳｉ，０〜０.２重量％のＭｎ，０〜０.０１ 重量％のＰ，０〜０.０１ 重量％のＳ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含み、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０、ＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にあり、γ′相が析出したニッケル基超合金よりなることを特徴とするニッケル基耐熱合金。
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％ - 請求項１において、ＴｉＥｑが４.０〜５.０、ＭｏＥｑが５.５〜７.５の範囲にあることを特徴とするニッケル基耐熱合金。
- 請求項１において、３.５〜４.５重量％のＷを含むことを特徴とするニッケル基耐熱合金。
- 請求項１において、３.０〜４.０重量％のＴｉを含むことを特徴とするニッケル基耐熱合金。
- 請求項１において、１.５〜２.５重量％のＭｏを含むことを特徴とするニッケル基耐熱合金。
- 請求項１において、２.０〜３.４重量％のＴａを含むことを特徴とするニッケル基耐熱合金。
- 請求項１において、３.５〜４.５重量％のＷ，３.０〜４.０重量％のＴｉ，
１.５〜２.５重量％のＭｏ及び２.０〜３.４重量％のＴａを含むことを特徴とするニッケル基耐熱合金。 - 請求項１において、前記γ′相がオーステナイトの母相中に分散析出していることを特徴とするニッケル基耐熱合金。
- 請求項１において、１３.０〜１５.０重量％のＣｒ，６.０〜８.０重量％の
Ｃｏ，３.８〜４.４重量％のＷ，１.６〜２.３重量％のＭｏ，２.５〜３.２重量％のＴａ，３.２〜３.６重量％のＴｉ，３.６〜４.４重量％のＡｌ，１.０〜1.5重量％のＮｂ，０.１０〜０.１６重量％のＣ，０.０１〜０.０２重量％のＢを含むことを特徴とするニッケル基耐熱合金。 - １２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜９.０重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ，０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６ 重量％のＣ，0.005〜０.０２５重量％のＢ，０〜２.０重量％のＨｆ，０〜０.５ 重量％のＲｅ，０〜０.０５重量％以下のＺｒ，０〜０.００５重量％のＯ，０〜０.００５ 重量％のＮ，０〜０.０１重量％のＳｉ，０〜０.２重量％のＭｎ，０〜０.０１ 重量％のＰ，０〜０.０１ 重量％のＳ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含み、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０、ＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にあり、普通鋳造又は一方向凝固鋳造され、オーステナイトの母相にγ′相が析出したニッケル基超合金よりなることを特徴とするニッケル基耐熱鋳造合金。
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％ - 請求項１０において、前記Ｈｆ量が０〜０.１ 重量％の範囲にある、普通鋳造により得られたニッケル基耐熱鋳造合金。
- 請求項１０において、前記Ｈｆ量が０.７〜２.０重量％の範囲にある、一方向凝固鋳造により得られたニッケル基耐熱鋳造合金。
- 請求項１０において、３.５〜４.５重量％のＷ，３.０〜４.０重量％のＴｉ，１.５〜２.５重量％のＭｏ及び２.０〜３.４重量％のＴａを含むことを特徴とするニッケル基耐熱鋳造合金。
- 請求項１０において、１３.０〜１５.０重量％のＣｒ，６.０〜８.０重量％のＣｏ，３.８〜４.４重量％のＷ，１.６〜２.３重量％のＭｏ，２.５〜３.２重量％のＴａ，３.２〜３.６重量％のＴｉ，３.６〜４.４重量％のＡｌ，１.０〜1.5重量％のＮｂ，０.１〜０.１６重量％のＣ，０.０１〜０.０２重量％のＢを含むことを特徴とするニッケル基耐熱鋳造合金。
- １２.０〜１６.０重量％のＣｒ，４.０〜９.０重量％のＣｏ，３.４〜４.６重量％のＡｌ，０.５〜１.６重量％のＮｂ，０.０５〜０.１６ 重量％のＣ，0.005〜０.０２５重量％のＢ，０〜２.０重量％のＨｆ，０〜０.５ 重量％のＲｅ，０〜０.０５重量％のＺｒ，０〜０.００５重量％のＯ，０〜０.００５ 重量％のＮ，０〜０.０１重量％のＳｉ，０〜０.２重量％のＭｎ，０〜０.０１ 重量％のＰ，０〜０.０１ 重量％のＳ、及びＴｉ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗを含み、次の関係式で求められるＴｉＥｑが４.０〜６.０、ＭｏＥｑが５.０〜８.０の範囲にあり、普通鋳造により製造され、オーステナイトの母相にγ′相が析出したニッケル基超合金にて形成されたことを特徴とするガスタービン翼。
ＴｉＥｑ＝Ｔｉ重量％＋０.５１５３×Ｎｂ重量％＋０.２６４７×Ｔａ重量％
ＭｏＥｑ＝Ｍｏ＋０.５２１７×Ｗ重量％＋０.５３０３×Ｔａ重量％＋1.0326×Ｎｂ重量％ - 請求項１５において、３.５〜４.５重量％のＷ，３.０〜４.０重量％のＴｉ，１.５〜２.５重量％のＭｏ及び２.０〜３.４重量％のＴａを含むことを特徴とするガスタービン翼。
- 請求項１５において、１３.０〜１５.０重量％のＣｒ，６.０〜８.０重量％のＣｏ，３.８〜４.４重量％のＷ，１.６〜２.３重量％のＭｏ，２.５〜３.２重量％のＴａ，３.２〜３.６重量％のＴｉ，３.６〜４.４重量％のＡｌ，１.０〜1.5重量％のＮｂ，０.１〜０.１６重量％のＣ，０.０１〜０.０２重量％のＢを含むことを特徴とするガスタービン翼。
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