JP2004332114A

JP2004332114A - ニッケル基超合金及び単結晶鋳造品

Info

Publication number: JP2004332114A
Application number: JP2004133206A
Authority: JP
Inventors: John Corrigan; コリガンジョン; Michael G Launsbach; ジー．ローンズバックマイケル; John R Mihalisin; アールミハリシンジョン
Original assignee: Howmet Research Corp
Current assignee: Howmet Corp
Priority date: 2003-04-28
Filing date: 2004-04-28
Publication date: 2004-11-25
Anticipated expiration: 2024-04-28
Also published as: GB2401113B; FR2854165B1; JP4607490B2; DE102004019837A1; FR2854165A1; US8241560B2; GB0409101D0; GB2401113A; US20040213693A1

Abstract

【課題】Ｎｉ基超合金で作られる単結晶タービンエアフォイル鋳造品に関して、合金の清浄度、鋳造性及び高温応力破壊寿命を改善する。
【解決手段】単結晶ニッケル基超合金であって、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.４％〜約６.８％、Ｃｏ：約９.３％〜約１０.０％、Ｔａ：約６.７％〜約８.５％、Ａｌ：約５.４５％〜約５.７５％、Ｗ：約６.２％〜約６.６％、Ｍｏ：約０.５％〜約０.７％、Ｔｉ：約０.８％〜約１.２％、Ｒｅ：約２.８％〜約３.２％、Ｈｆ：約０.１２％以下、Ｃ：約０.０１％〜約０.０８％、Ｂ：約０.１０％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成る。この超合金は、改善された合金清浄度及び鋳造性を具え、改善された高温機械的性質(例えば応力破壊寿命)を具えている。
【選択図】図３

Description

＜発明の分野＞
本発明は、Ｎｉ基超合金及び該超合金から作られた単結晶エアフォイル鋳造品のような単結晶鋳造品に関する。

＜発明の背景＞
超合金は、ガスタービンエンジン産業において、例えば、高温及び高応力に曝されるブレードやベーンなどのタービンエアフォイルの如き重要部品の鋳造材料として、広く使用されている。そのような重要部品の鋳造は、広く知られた指向性凝固(Directional Solidification; DS)技術を用いて行われ、単結晶ミクロ組織又は柱状結晶粒のミクロ組織の形成により、１又は２以上の方向特性が最適化される。

指向性凝固鋳造は広く知られた技術であり、ニッケル基超合金の再溶解用インゴットは、真空誘導により鋳造炉の坩堝の中で再溶解され、複数のモールドキャビティを有する炉内に配備されたセラミックインベストメントクラスターモールドへ注ぎ込まれる。指向性凝固が行われる間、超合金メルトは、モールドキャビティの中で熱が一方向に除去される。このとき、モールドキャビティの中に結晶セレクター(crystal selector)又はシード結晶が導入されている場合、柱状結晶粒構造又は単結晶が形成される。一方向性の熱の除去は、周知のモールド引抜き(mold withdrawal)法によって行われ、チルプレート上のメルト充填クラスターモールドは、制御された速度で鋳造炉から引き出される。或いは、パワーダウン法を用いて行なうことも可能であり、チルプレート上のメルト充填クラスターモールドの周りに配備されたインダクション・コイルは、制御された順序で給電が停止する。利用するＤＳ鋳造技術の如何に拘わらず、一方向の熱の除去は、モールドキャビティのメルトの中で行われる。

単結晶鋳造品には結晶粒界がないので、これまでは、結晶粒界からミクロ組織内の析出物を強化する炭素やボロンなどの元素は、単結晶超合金組成物では不要と考えられていた。

しかしながら、米国特許第５５４９７６５号は、より清浄な鋳造品を製造するために、高炭素含有ニッケル基超合金を開示している。'７６５特許のニッケル基超合金は、合金の清浄度及び鋳造性を改善することはできるが、実験室試験では、１４００^OＦ以上の高温において、応力破壊寿命(stress rupture life)のような機械的性質の低下を招くことが観察されている。

＜発明の要旨＞
本発明は、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.４％〜約６.８％、Ｃｏ：約９.３％〜約１０.０％、Ｔａ：約６.７％〜約８.５％、Ａｌ：約５.４５％〜約５.７５％、Ｗ：約６.２％〜約６.６％、Ｍｏ：約０.５％〜約０.７％、Ｔｉ：約０.８％〜約１.２％、Ｒｅ：約２.８％〜約３.２％、Ｈｆ：約０.１２％以下、Ｃ：約０.０１％〜約０.０８％、Ｂ：約０.１０％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るＮｉ基超合金を提供するものである。

Ｎｉ基超合金の清浄度及び鋳造性を改善すると同時に、１４００^OＦ以上の高温において、例えば応力破壊寿命等の機械的性質を向上させるために、Ｃの含有量は、重量％にて、約０.０１％〜約０.０８％が望ましく、Ｔａの含有量は、約６.８％〜約８.５％が望ましく、約７.０％〜約８.５％がより望ましい。

本発明に係るニッケル基超合金の組成例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.６％、Ｃｏ：約９.６％、Ｔａ：約７.３％、Ａｌ：約５.６％、Ｗ：約６.４％、Ｍｏ：約０.６％、Ｔｉ：約１.０％、Ｒｅ：約３.０％、Ｈｆ：約０.１０％、Ｃ：約０.０４％、Ｂ：約０.００５％、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るものを挙げることができる。

本発明の利点、特徴及び実施例は、下記の説明から明らかになるであろう。

＜発明の説明＞
本発明は、ガスタービンエンジンのブレードやベーンなどの単結晶エアフォイルのように、高温及び高応力環境に曝される単結晶組織のガスタービンエンジン部品を製造するための指向性凝固プロセスに有用なニッケル基超合金を提供するものであるが、本発明は、そのような部品用途に限定されるものではない。

本発明の一実施例において、Ｎｉ基超合金は、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.４％〜約６.８％、Ｃｏ：約９.３％〜約１０.０％、Ｔａ：約６.７％〜約８.５％、Ａｌ：約５.４５％〜約５.７５％、Ｗ：約６.２％〜約６.６％、Ｍｏ：約０.５％〜約０.７％、Ｔｉ：約０.８％〜約１.２％、Ｒｅ：約２.８％〜約３.２％、Ｈｆ：約０.１２％以下、Ｃ：約０.０１％〜約０.０８％(約１００〜約８００ｐｐｍ)、Ｂ：約０.１０％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成り、単結晶鋳造品は該Ｎｉ基超合金から作られる。Ｈｆは、０.０７〜０.１２重量％の範囲内であってよい。前記超合金は、耐酸化性及び／又は耐食性を改善するために、イットリウム、セリウム及びランタンの少なくとも１種を最大で約０.０１重量％含むことができる。

本発明の実施に際し、清浄度及び鋳造性を改善すると同時に、１４００^OＦ以上の高温において、例えば応力破壊寿命等の機械的性質を飛躍的に向上させるために、Ｃは、重量％にて、約０.０２％〜約０.０４％が望ましく、Ｔａは、約６.８％〜約８.５％が望ましく、約７.０％〜約８.５％がより望ましい。

機械的性質試験に用いる単結晶試験棒を、本発明の一実施例である超合金ＣＭＳＸ−４Ｍ１から鋳造した。この超合金の組成は、重量％にて、Ｃｒ：約６.６％、Ｃｏ：約９.６％、Ｔａ：約７.３％、Ａｌ：約５.６％、Ｗ：約６.４％、Ｍｏ：約０.６％、Ｔｉ：約１.０％、Ｒｅ：約３.０％、Ｈｆ：約０.１０％、Ｃ：約０.０４％、Ｂ：約０.００５％、残部Ｎｉ及び不可避の不純物である。
機械的性質試験に用いる他の単結晶試験棒を、本発明の他の実施例である超合金ＣＭＳＸ−４Ｍ２から鋳造した。この超合金の組成は、重量％にて、Ｃｒ：約６.６％、Ｃｏ：約９.６％、Ｔａ：約６.８％、Ａｌ：約５.６％、Ｗ：約６.４％、Ｍｏ：約０.６％、Ｔｉ：約１.０％、Ｒｅ：約３.０％、Ｈｆ：約０.１０％、Ｃ：約０.０２％、Ｂ：約０.００５％、残部Ｎｉ及び不可避の不純物である。
単結晶試験棒の作製は、合金融点より３５０^OＦ高い温度のＣＭＳＸ−４Ｍ１超合金及びＣＭＳＸ−４Ｍ２超合金を、２７７０^OＦに予熱したシェルモールドの中へ鋳込むことによって行なった。これらの超合金を、公知の指向性凝固引抜き法と、シェルモールドの中のピッグテール結晶セレクターを用いて、単結晶試験棒として凝固させた。単結晶鋳造品を作るための指向性凝固プロセスは、米国特許第３７０００２３号、第３７６３９２６号及び４１９００９４号に記載されている。

比較用の単結晶試験棒を、公知のＰＷＡ１４８４ニッケル基超合金、Ｎ５ニッケル基超合金及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金から作製した。これらの試験棒も、公知の指向性凝固引抜き法により鋳造した。これらのニッケル基超合金は、ガスタービンエンジンに用いられる単結晶エアフォイル鋳造品用として市販されている。ＰＷＡ１４８４ニッケル基超合金は米国特許第４７１９０８０号に記載され、Ｎ５ニッケル基超合金は米国特許第６０７４６０２号に記載され、ＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金は米国特許第４６４３７８２号に記載されている。ＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金は、炭素の最大含有量は重量率にて、６０ｐｐｍに制限されている。

試験棒の応力破壊抵抗試験は、ＡＳＴＭＥ１３９の試験方法により、温度条件の異なる高温で行なった。引張試験は、室温と高温で行ない、最大抗張力(ＵＴＳ)、０.２％降伏強さ、伸び率及び断面減少率を求めた。試験はＡＳＴＭ試験法に準拠し、室温試験はＡＳＴＭＥ８、高温試験はＡＳＴＭＥ２１により行なった。

図１及び図２は、本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、ラルソンミラー(Larson-Miller)パラメータの比較を示している。図１及び２に示されたニッケル基超合金の応力破壊特性を比較するために、ラルソンミラーパラメータＰを使用している。ラルソンミラーパラメータは、時間−温度に依存性のパラメータ(Ｐ＝Ｔ(^OＫ)(２０＋ｌｏｇｔ)１０００であり、Ｔは試験温度、ｔは破壊までの時間)であり、例えば、"MECHANICAL METALLURGY, 3-13章, 483-486頁, Copyright 1961, 1976, 発行社McGraw-Hill, Inc."に記載されているように、応力破壊データを推定する(extrapolate)ために広く使用されている。
図１及び２を参照すると、応力破壊抵抗性に関しては、本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金は、試験応力及び試験温度(例えば、図３に示すように７９１℃、８９１℃、９９１℃及び１０９１℃)において、比較例のニッケル基超合金と同等以上であることを示している。

図３は、本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、応力破壊寿命を比較した棒グラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１ニッケル基超合金(Ｍ１で表す)は、全ての試験条件において、比較例のＮ５ニッケル基超合金(Ｃで表す)及びＣＭＳＸ−４(Ｂで表す)と比べて、応力破壊寿命の著しい向上を示している。また、低温及び高応力条件(例えば、７９１℃／８２５ＭＰａ及び８９１℃／５５０ＭＰａ)では、比較例のＰＷＡ１４８４ニッケル基超合金(Ａで表す)とほぼ同等の応力破壊寿命であり、高温及び低応力条件(例えば、９９１℃／２７５ＭＰａ及び１０９１℃／１５０ＭＰａ)では、比較例のＰＷＡ１４８４ニッケル基超合金よりも応力破壊寿命が優れていることを示している。

図４、図５、図６及び図７は、本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、引張試験データを示している。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金は、試験温度範囲(室温から１１００℃)において、引張り強さ(最大抗張力(ＵＴＳ)及び０.２％降伏応力(０.２％ＹＳ))、伸び及び断面減少率について、比較例のニッケル基超合金と同等であることを示している。

本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１の炭素量は２００ｐｐｍ、ＣＭＳＸ−Ｍ２の炭素量は４００ｐｐｍであり、これらニッケル基超合金は、鋳造スケールを減少させ、非金属介在物の減少させることを示している。例えば、鋳造スケールの減少及び非金属介在物の減少については、本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金のインベスト鋳造の試験棒は、比較例のＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金と同等である。また、ＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２の真空インベストメント鋳造の試験棒は、比較例のＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金の真空インベストメント鋳造の試験棒と比べて、外部スケールが少なく、鋳造性が改善されていることを示している。

詳細な実施例を挙げて本発明を説明したが、当該分野の専門家であれば、請求の範囲に記載された発明の精神及び範囲から逸脱することなく、その形態及び詳細に様々な変更を成し得ることは理解し得るであろう。

本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、ラルソンミラーパラメータの比較を示すグラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１(Ｍ１で表す)及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金(Ｍ２で表す)と、比較例のＰＷＡ１４８４(Ａで表す)、ＣＭＳＸ−４(Ｂで表す)及びＮ５(Ｃで表す)ニッケル基超合金について、異なる応力試験条件でのラルソンミラーパラメータを表す棒グラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１ニッケル基超合金(Ｍ１で表す)及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金(Ｍ２で表す)と、比較例のＰＷＡ１４８４(Ａで表す)、ＣＭＳＸ−４(Ｂで表す)及びＮ５(Ｃで表す)ニッケル基超合金について、応力破壊寿命を示す棒グラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１ニッケル基超合金(Ｍ１で表す)及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金(Ｍ２で表す)と、比較例のＰＷＡ１４８４、ＣＭＳＸ−４及びＮ５ニッケル基超合金について、最大抗張力(ＵＴＳ)と温度の関係を示すグラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１ニッケル基超合金(Ｍ１で表す)及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金(Ｍ２で表す)と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、０.２％降伏応力と温度の関係を示すグラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１ニッケル基超合金(Ｍ１で表す)及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金(Ｍ２で表す)と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、伸び率と温度の関係を示すグラフである。本発明例のＣＭＳＸ−Ｍ１ニッケル基超合金(Ｍ１で表す)及びＣＭＳＸ−Ｍ２ニッケル基超合金(Ｍ２で表す)と、比較例のＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、断面減少率と温度の関係を示すグラフである。

Claims

重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.４％〜約６.８％、Ｃｏ：約９.３％〜約１０.０％、Ｔａ：約６.７％〜約８.５％、Ａｌ：約５.４５％〜約５.７５％、Ｗ：約６.２％〜約６.６％、Ｍｏ：約０.５％〜約０.７％、Ｔｉ：約０.８％〜約１.２％、Ｒｅ：約２.８％〜約３.２％、Ｈｆ：約０.１２％以下、Ｃ：約０.０１％〜約０.０８％、Ｂ：約０.１０％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金。
Ｃ含有量は、重量率にて、超合金の約０.０２％〜約０.０４％である請求項１に記載の超合金。
重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.４％〜約６.８％、Ｃｏ：約９.３％〜約１０.０％、Ｔａ：約６.８％〜約８.５％、Ａｌ：約５.４５％〜約５.７５％、Ｗ：約６.２％〜約６.６％、Ｍｏ：約０.５％〜約０.７％、Ｔｉ：約０.８％〜約１.２％、Ｒｅ：約２.８％〜約３.２％、Ｈｆ：約０.１２％以下、Ｃ：約０.０１％〜約０.０８％、Ｂ：約０.１０％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金。
Ｃ含有量は、重量率にて、超合金の約０.０２％〜約０.０４％である請求項３に記載の超合金。
重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約６.４％〜約６.８％、Ｃｏ：約９.３％〜約１０.０％、Ｔａ：約７.０％〜約８.５％、Ａｌ：約５.４５％〜約５.７５％、Ｗ：約６.２％〜約６.６％、Ｍｏ：約０.５％〜約０.７％、Ｔｉ：約０.８％〜約１.２％、Ｒｅ：約２.８％〜約３.２％、Ｈｆ：約０.１２％以下、Ｃ：約０.０１％〜約０.０８％、Ｂ：約０.１０％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金。
Ｃ含有量は、重量率にて、超合金の約０.０２％〜約０.０４％である請求項５に記載の超合金。
イットリウム、セリウム及びランタンの少なくとも１種を約０.０１重量％以下含んでいる請求項１乃至請求項６の何れかに記載の超合金。
請求項１乃至請求項６の何れかに記載の超合金からなるタービンエアフォイル。
単結晶鋳造エアフォイルである請求項８に記載のタービンエアフォイル。