JP2009013450A - Ｎｉ基合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】
本発明は、高温延性を向上させたＮｉ基合金を提供することを目的とする。
【解決手段】
質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金であって、１次γ′相粒径が１５０〜４００ｎｍであると共に、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図において、（Ａｌ＋Ｔｉ量，Ｗ量）で示される点Ａ（４.０％，５.０％），点Ｂ（５.５％，５.０％），点Ｃ（５.５％，８.０％），点Ｄ（４.０％，９.０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲にあることが好ましい。
【選択図】図２
本発明は、高温延性を向上させたＮｉ基合金を提供することを目的とする。
【解決手段】
質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金であって、１次γ′相粒径が１５０〜４００ｎｍであると共に、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図において、（Ａｌ＋Ｔｉ量，Ｗ量）で示される点Ａ（４.０％，５.０％），点Ｂ（５.５％，５.０％），点Ｃ（５.５％，８.０％），点Ｄ（４.０％，９.０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲にあることが好ましい。
【選択図】図２
Description
本発明は、新規なＮｉ基合金に関し、特に、ガスタービン静翼等に用いられるＮｉ基合金に関する。
ガスタービン静翼に使用される耐熱材料としては、耐食性と溶接性とに優れるＣｏ基合金が用いられている。
しかし、近年の効率向上に伴う燃焼温度（タービン入口温度）の上昇により、Ｃｏ基合金よりも高温強度に優れるＮｉ基合金を使用することが検討されている。
Ｎｉ基合金は、一般的にＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ) で表され、γ′相と称される金属間化合物相による析出強化を利用することで、優れた高温強度及び熱疲労特性を有する。しかし、溶接性や延性等の加工性では、Ｎｉ基合金はＣｏ基合金に及ばないため、ガスタービン静翼への適用が難しいのが現状である。
例えば、γ′相の析出量が多く、強度特性に優れる合金（特開昭５４−６９６８号公報）では、高温強度及びクリープ特性に優れるものの、溶接によって割れが発生しやすい。反対に、γ′相の析出量を低減することで、溶接性や延性などの加工性を改善した合金（特開平１−１０４７３８号公報）では、強度特性の低下が著しい。
また、高温強度を維持しつつ、溶接性を改善したＮｉ基合金（特開平５−１２５４７１号公報）が報告されている。
しかしながら、高温強度を維持しつつ、溶接性を改善した公知のＮｉ基合金であっても、γ′相の析出量が多くなるにつれて、延性が低下する傾向が見られ、特に、高温延性の低下が顕著になる。
高温延性は、Ｎｉ基合金の疲労強度に影響し、運転／停止の際に大きな熱サイクル疲労を受けるガスタービン静翼では、高温延性を向上させることが不可欠である。
本発明は、高温延性を向上させたＮｉ基合金を提供するものである。
本発明における一実施形態に成り得るＮｉ基合金は、質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなる合金組成を有し、１次γ′相粒径が１５０〜４００ｎｍである。この合金組成には、不可避的な不純物が含まれることがある。
１次γ′相とは最初に析出するγ′相を意味する。
また、Ｎｉ基合金の合金組成を、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図を用いて、（Ａｌ＋Ｔｉ量，Ｗ量）で示される点Ａ（４.０％，５.０％），点Ｂ（５.５％，５.０％），点Ｃ（５.５％，８.０％），点Ｄ（４.０％，９.０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲として、示すこともできる。
好ましくは、この組成範囲を、点Ａ（４.０％，５.０％），点Ｅ（５.０％，５.０％），点Ｆ（５.０％，７.５％），点Ｇ（４.００％，８.７５％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲とする。これにより、良好な溶接性を有すると共に、クリープ特性と高温延性とのバランスにも優れるＮｉ基合金を提供することが可能となる。
以下に、組成範囲とγ′相粒径との選定理由を示す。
Ｃｏは、Ｎｉと置換して母相に固溶して高温強度を向上させるとともに、低温でのγ′相析出量を増加させる効果があり、高温耐食性にも寄与する。これらの効果が顕著に認められるのは、１０％以上であるが、過剰に添加すると高温でのσ相やμ相といった有害相が出現する傾向が強まるため、２５％以下とした。好適な範囲は１２〜２２％である。
Ｃｒは、耐酸化性，高温耐食性を向上させる元素であるが、ガスタービンの静翼に利用するためには、１５％以上を含有させる必要がある。しかし、過剰な添加はσ相の析出による強度の低下を招くため、２５％以下とした。好適な範囲は１８〜２３％である。
Ａｌは、Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ) 相を形成する元素であり、γ′相の強化型耐熱合金の強化には不可欠な元素である。１.０％ より少ない添加では、γ′相の析出が少なく、必要な強度が得られないため、１.０％以上とした。３.０％より多い添加では、γ′相の析出が多くなり、高温強度が高くなる反面、溶接性や延性が低下するため、３.０％ 以下とした。
Ｔｉは、Ａｌと同様に、γ′相を構成し、高温強度の向上に寄与する元素である。１.０％より少ない添加では強化が十分でなく、３.５％より多い添加ではη相などの有害相が析出し、延性に乏しくなるため、１.０％〜３.５％とした。
このように、ＡｌとＴｉとは、高温強度の向上を上昇させる重要な添加元素であり、合計で４.０％以上の添加で、特に優れたクリープ特性が得られる。
しかし、いずれも添加量が多くなるにつれて、高温延性が低下する傾向にある。γ′相の粒径を制御することによって、高温延性の低下を軽減しているが、好ましくは、Ａｌ＋Ｔｉ量が５.５％以下であれば、十分な高温延性の改善が認められる。特に、良好な高温延性が得られ、また、溶接性の向上の観点からも５.０％以下が望ましい。
ＮｂとＴａとは、どちらもγ′相に多く固溶し、γ′相を安定化する作用がある。また、γ′相を強化する効果も大きい。
これらの効果は１.０％以上の添加で表れる。しかしながら、どちらも硬質で脆いＬａｖｅｓ相などの有害相の形成を助長するため、３.０％以下の範囲で調節する必要がある。好適な組成範囲は、１.０〜２.５％である。
ＡｌやＴｉがγ′相を形成して強化するのに対して、Ｗは固溶強化による長時間強度への寄与が大きい。高温延性の観点からＡｌ＋Ｔｉ量を５.５％以下としている。しかし、Ａｌ＋Ｔｉ量の含有量が少ないため、高温強度が低下する可能性がある。
Ｗは、Ａｌ＋Ｔｉ量の含有量が少ないことに起因し、低下する可能性がある高温強度を補って、十分な高温強度を得るために添加される。添加量は５.０％ 以上とする必要がある。
但し、過剰に添加すると脆化相が析出してしまい、高温延性が悪化するため、１０％以下とする必要がある。好ましくは、Ｗの組成が、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図において、（Ａｌ＋Ｔｉ量，Ｗ量）で示される点Ｃ（５.５％，８.０％）と点Ｄ（４.０％，９.０％ ）とを結ぶ直線ＣＤ以下である。この直線ＣＤを上回ると、高温延性が劣化する傾向が強くなることから、好適なＷの組成範囲は、直線ＣＤ以下である。こうした組成範囲は、溶接性を含めた加工性のバランスがよく、特に、望ましい組成範囲は、直線ＦＧ以下である。
Ｈｆは、γ′相を安定化して高温強度を高めると共に、鋳造性を改善する。０.１％ 以上の添加で効果が認められるが、添加量が多くなるにつれて、粗大な共晶炭化物が形成する傾向が強くなるため、１.０％以下とする必要がある。特に好ましい添加量は０.１〜０.８％である。
Ｃは、母相に固溶して高温での引張強さを向上させると共に、ＭＣ，Ｍ23Ｃ6 などの炭化物を形成し、粒界強度を向上させる。これらの効果は、０.０５％以上から顕著になるが、過剰な添加は粗大な共晶炭化物の原因となり、靭性の低下を招くため０.２０％以下とする必要がある。なお、０.０８〜０.１６％の添加量が好ましい。
Ｂ及びＺｒの２つの元素は、いずれも微量の添加で粒界を強化し、クリープ強度を改善する効果を有する。しかし、過剰な添加は有害相の析出や融点の低下による部分溶融の原因となることから、その適正範囲は、Ｂは０.００１〜０.０３０％、Ｚｒは０.０１〜０.１０％である。
また、本発明における一実施形態に成り得るＮｉ基合金は、１１００〜１１６０℃で１〜４時間の溶体化処理を施した後に、（１）式により表されるLarson−Millerパラメータ（ＬＭＰ）が、２５.７＜ＬＭＰ＜２７.１に相当する時効処理を施こす。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）｛log(ｔ)＋２０｝×１０-3 (Ｔ：熱処理温度［℃］， ｔ：熱処理時間［ｈ］） …（１）
更には、γ′相が、粒径１５０〜４００ｎｍと粒径１０〜７０ｎｍとの混相である。
更には、γ′相が、粒径１５０〜４００ｎｍと粒径１０〜７０ｎｍとの混相である。
更には、粒径１５０〜４００ｎｍを有するγ′相の面積率が、２０〜３５％である。
更には、金属間化合物相が、粒径１５０ｎｍ以上，粒径７０ｎｍ以下の混相である。
更には、本発明における一実施形態に成り得るＮｉ基合金は、９００℃，１０kg／mm2での破断時間が１０００時間以上のＮｉ基合金であって、金属間化合物相が、粒径１５０ｎｍ以上，粒径７０ｎｍ以下の混相である。
なお、こうしたＮｉ基合金をガスタービン静翼に用い、好ましくは、初段のガスタービン静翼に用いる。
本発明により、高温延性を向上させたＮｉ基合金を提供することができる。
以下、本実施形態で試験に供したＮｉ基合金を示す。Ｎｉ基合金の組成を表１に示す。
合金Ｎo.３〜１０が、本形態を示す合金組成であり、合金Ｎo.１，２，１１〜１３が、比較例を示す合金組成である。各組成の合金２０kgを真空中で高周波溶解しマスターインゴットとし、ロストワックス法による精密鋳造を行い、φ２０mm×１６０mmの円柱状インゴットを作製した。
表２には熱処理条件を示した。
熱処理Ｎo.１〜３が、本形態のＬＭＰ範囲に相当する熱処理条件である。Ｎo.４〜６が、比較例を示す熱処理条件である。すなわち、所定温度，所定時間の溶体化処理を行った後、所定温度，所定時間の時効処理を行った。時効処理に関しては、熱処理Ｎo.２〜３においては、１次時効処理と２次時効処理との２段階の時効処理を行った。
各段の熱処理後は、空冷により室温まで冷却した。熱処理後の試料を平行部直径６mm，平行部長さ３０mmの試験片に機械加工し、引張試験・クリープ試験に供した。試験温度はどちらの試験も共に９００℃とし、クリープ試験の負荷応力は１９６ＭＰａとした。
これらの試験結果を表３にまとめて示す。
試験Ｎo.８〜２０が、本形態を示す試験材料であり、合金Ｎo.１〜７，２１〜２４が、比較例を示す試験材料である。
引張試験の結果を高温引張特性（９００℃）として、クリープ試験の結果をクリープ破断時間（ｈ）として示した。なお、高温引張特性としては、０.２％耐力（ＭＰａ），引張強さ（ＭＰａ），伸び（％）として示した。
本形態の試験材料では、クリープ破断時間が８４.０〜２０７.７ｈとなっており、良好なクリープ特性を示すことがわかる。
この試験結果より、本形態の試験材料が比較例の試験材料に比較して、高温延性に優れたものであることがわかる。
また、図１は、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図であり、図１は、合金Ｎo.１〜１３をプロットしたものである。また、括弧内の数字は、最長のクリープ破断時間を示したものである。
Ａｌ＋Ｔｉ量が少ないＮo.１及び２の合金では、γ′相の析出量が少なく、クリープ特性が十分ではない。反対に、Ａｌ＋Ｔｉ量が多いＮo.１２の合金では、クリープ特性は良好であるが、高温延性に劣る。
Ｗ量が多くなるほどクリープ特性は向上する傾向が見られるが、Ｎo.１３の合金のように、Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との両方が多くなると、有害相の析出が起こり、クリープ特性，高温延性とも低下してしまう。
図４は、比較例に相当する試験Ｎo.３の合金の走査電子顕微鏡写真である。平均粒径４０ｎｍ程度の極めて微細なγ′相が均一に分散した組織になっている。
一方、図５は、本形態に相当する試験Ｎo.７の合金の走査電子顕微鏡写真である。同一組成の合金であっても、熱処理条件が異なるために、平均粒径２００ｎｍ程度の大きさのγ′相が成長していることがわかる。
表３の試験結果を用いて、試験Ｎo.３と試験Ｎo.７とを比較すると、試験Ｎo.７の方が大きな伸びを示しており、高温延性が改善されていることがわかる。
図６は、クリープひずみ曲線を示す図であるが、試験Ｎo.３は、Ａｌ＋Ｔｉ量が比較的少なく、クリープ破断時間が短い。これを改善するためにＡｌ＋Ｔｉ量を増やした試験Ｎo.６は、クリープ破断時間は約２倍となり、クリープ特性の改善は見られるものの、極端にクリープひずみが低下し、９００℃の引張特性も低下している。
しかし、γ′相粒径を適正なサイズに調整した試験Ｎo.１５は、試験Ｎo.６よりもＡｌ＋Ｔｉ量が多いことでクリープ破断時間が長くなっているだけでなく、クリープ特性，高温延性も兼ね備えている良好な合金であることがわかる。
γ′相粒径が粗大化することによって０.２％耐力は低下するものの、クリープ破断時間には有意な差は認められず、特に、初段のガスタービン静翼に要求されるクリープ特性を損なうことなく、高温延性が改善されていることがわかる。
９００℃、１９６ＭＰａにおけるクリープ破断時間が８０時間を越えた試験材料について、γ′相粒径と高温延性（９００℃における伸び（％））との相関を図２に示す。
図２に示すように、粒径が１５０ｎｍ以上であると、１０％以上の伸びが認められ、良好な高温延性が得られることがわかる。
図２は、γ′相粒径と高温引張試験（９００℃）での伸び（高温延性）との相関を示しているが、γ′相粒径が１５０ｎｍより小さくなると高温延性に乏しくなるが、１５０ｎｍより大きくなると高温延性も向上する傾向が見られる。
一方、γ′相が大きくなり過ぎるとクリープ特性が悪化する。このため、高温延性と高温強度との双方で望ましい結果が得られるγ′相の粒径範囲は１５０〜４００ｎｍであることがわかる。
熱処理条件によっては、最初に析出する１次γ′相よりも微細な２次γ′相が析出して、２つの大きさのγ′相が混在する場合もあったが、１次γ′相の粒径が適正範囲であれば、２次γ′相は１５０ｎｍより微細であっても高温延性の低下は見られないことがわかった。
つまり、γ′相が、粒径１５０〜４００ｎｍと粒径１０〜７０ｎｍとの混相であっても、高温延性の低下は認められず、γ′相である金属間化合物相が、粒径１５０ｎｍ以上，粒径７０ｎｍ以下の混相であるといえる。
また、粒径１５０〜４００ｎｍを有するγ′相の面積率が、２０〜３５％であることが好ましい。
こうしたことから、本形態では、強化相であるγ′相の粒径を制御することにより良好な高温延性を実現できることを明らかにした。
ただし、試験Ｎo.２２〜２４のように、組成範囲がずれる合金では、γ′粒径が大きくなっても伸びの改善が見られないことがわかる。
そして、図４及び図５の組織観察により、γ′相粒径を決定した。
図３には、ＬＭＰとγ′相粒径との関係を示す。ＬＭＰが大きくなるにつれて、γ′相粒径も大きくなることが分かる。ＬＭＰで２５.７〜２７.１に相当する熱処理を施すことで、高温延性が良好なγ′相粒径１５０〜４００ｎｍを得ることが可能となる。
図３に、ＬＭＰとγ′相粒径との関係を示したが、熱処理温度が高いほど、また、熱処理時間が長いほどＬＭＰが大きくなり、γ′相粒径も大きくなる。特性が良好な粒径範囲の１５０〜４００ｎｍを得るためには、ＬＭＰで２５.７〜２７.１に相当する熱処理を施すことが必要である。
なお、γ′相の粒径を制御するためには、γ′相を母相に固溶させる溶体化処理と、その後にγ′相が均一に分散するように析出させる時効処理を行う。
溶体化処理は強化相であるγ′相が固溶する温度以上で行う必要がある。本形態の組成範囲におけるγ′相の固溶温度は、１０８０〜１１３０℃であり、それよりも３０℃程度高い温度で溶体化処理を行うことが望ましい。
溶体化処理の温度が高くなると、鋳造組織に形成される結晶粒界が直線化したり、炭化物が粗大化したりし、クリープ特性が損なわれるため、溶体化処理の温度の上限は１１６０℃とする。反対に、１１１０℃より低い温度では、γ′相が残留し、均一な組織が得られないなど溶体化が十分に進行しないことが懸念されるため、溶体化処理の温度の下限は１１１０℃とする。
γ′相を固溶させるには、溶体化処理の温度範囲において、概ね１時間の溶体化が必要である。しかし長時間の溶体化処理は、炭化物の粗大化や結晶粒界の直線化によるクリープ特性の悪化を招くことから、長くとも４時間までとする。
溶体化処理後に、γ′相が固溶する温度以下に保持することによって、γ′相を析出させることができる。本形態では、時効処理の条件を（１）式で定義されるLarson−Millerパラメータ（ＬＭＰ）により規定する。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）｛log(ｔ)＋２０｝×１０-3 …（１）
ＬＭＰは、Ｔ：熱処理温度［℃］，ｔ：熱処理時間［ｈ］の関数であり、熱処理が粒径などの組織に与える実質的な効果を勘案することができる。
ＬＭＰは、Ｔ：熱処理温度［℃］，ｔ：熱処理時間［ｈ］の関数であり、熱処理が粒径などの組織に与える実質的な効果を勘案することができる。
そこで、本形態におけるＮｉ基合金の製造方法は、１１００〜１１６０℃で１〜４時間の溶体化処理を施した後に、（１）式により表されるLarson−Millerパラメータ（ＬＭＰ）が、２５.７＜ＬＭＰ＜２７.１に相当する時効処理を施す。
合金の熱処理では、異なる温度で多段熱処理を行う場合も多いが、以下の（２）〜（４）式のように考える。例えば、温度Ｔ1，Ｔ2においてそれぞれｔ1，ｔ2の時間だけ熱処理を行う場合、各段の熱処理を一定温度（ここではＴ1）での熱処理に換算し（（３）式）、相当する熱処理時間を算出し、（４）式のように、これらの熱処理時間の総和によって算出したＬＭＰtotalを用いて、熱処理条件を考えることができる。本形態の場合、こうした考え方に基づき、ＬＭＰを２５.７〜２７.１の範囲にすれば望ましい粒径を得ることが出来ることを見出した。
ＬＭＰ1＝（Ｔ1＋２７３）｛log(ｔ1)＋２０｝×１０-3 …（２）
ＬＭＰ2＝（Ｔ2＋２７３）｛log(ｔ2)＋２０｝×１０-3
＝（Ｔ1＋２７３）｛log(ｔ2′)＋２０｝×１０-3 …（３）
ＬＭＰtotal＝（Ｔ1＋２７３）｛log(ｔ1＋ｔ2′)＋２０｝×１０-3 …（４）
こうしたＮｉ基合金の１つを用いて、図７に示すガスタービン用ノズル（静翼）を製造する。図７に示す形状のワックス模型をメチルエチルケトンにアクリル樹脂を溶解した液に浸漬し、通風乾燥した後、スラリーに浸漬してスタックを吹き付け、これを何回か繰返して、鋳型を形成する。鋳型は脱ろうした後に９００℃で焼成する。
ＬＭＰ2＝（Ｔ2＋２７３）｛log(ｔ2)＋２０｝×１０-3
＝（Ｔ1＋２７３）｛log(ｔ2′)＋２０｝×１０-3 …（３）
ＬＭＰtotal＝（Ｔ1＋２７３）｛log(ｔ1＋ｔ2′)＋２０｝×１０-3 …（４）
こうしたＮｉ基合金の１つを用いて、図７に示すガスタービン用ノズル（静翼）を製造する。図７に示す形状のワックス模型をメチルエチルケトンにアクリル樹脂を溶解した液に浸漬し、通風乾燥した後、スラリーに浸漬してスタックを吹き付け、これを何回か繰返して、鋳型を形成する。鋳型は脱ろうした後に９００℃で焼成する。
次に、この鋳型を真空炉に設置するとともに、真空溶解によって、ここで用いるＮｉ基合金を溶解し、真空中で鋳型に鋳込む。このノズルは外周側のサイドウォールとサイドウォールとの間に翼部が形成され、翼部の先端には、空気通路のスリットが設けられている鋳物である。
ここで用いられるＮｉ基合金は、９００℃，１０kg／mm2での破断時間が１０００時間以上のＮｉ基合金である。
図８は、翼部の一部切断された斜視図で、ピンフィン冷却用，インピジメント冷却用、及びフィルム冷却用の穴が設けられている。得られたノズルは、溶体化処理と時効処理とが非酸化性雰囲気中で行なわれる。
本形態のノズルは、１段目（初段）に最も適しているが、２段目，３段目にも設けることができるが、２段目及び３段目にはＣｏ基合金からなる翼部を有するノズルが設けられる。初段ノズルは、両端が拘束されるが、２段目，３段目は、サイドウォール外周側の片側で拘束される片側拘束である。２段目，３段目は、初段目よりも翼部幅が大きくなる。
本形態におけるＮｉ基合金からなるノズルは、γ相マトリックスにγ′相が析出している。
図９は、ガスタービンノズルを有するガスタービンの回転部分の部分断面図である。
１０はタービンスタブシャフト、３はタービンブレード、１３はタービンスタッキングボルト、１８はタービンスペーサ、１９はデイスタントピース、２０は初段ノズル、６はコンプレッサディスク、７はコンプレッサブレード、１６はコンプレッサノズル、８はコンプレッサスタッキングボルド、９はコンプレッサスタブシャフト、４はタービンディスク、１１は穴、１５は燃焼器である。
本形態のガスタービンは、コンプレッサディスク６が１７段あり、タービンブレード３が２段のものである。タービンブレード３は３段の場合もあり、いずれにも本形態の合金が適用できる。
すなわち、発明者らは、熱処理後の材料の微細組織と特性について詳細な研究を行ったところ、優れたクリープ特性を維持しながら、高温延性の改善が可能であることを明らかにした。本形態は、所定の熱処理を施し、γ′相の粒径を制御することによって、高温延性を改善したＮｉ基合金を提供するものである。
本発明におけるＮｉ基合金は、ガスタービンの初段静翼に利用可能である。
３ タービンブレード
４ タービンディスク
６ コンプレッサディスク
７ コンプレッサブレード
８ コンプレッサスタッキングボルド
９ コンプレッサスタブシャフト
１０ タービンスタブシャフト
１１ 穴
１３ タービンスタッキングボルト
１５ 燃焼器
１６ コンプレッサノズル
１８ タービンスペーサ
１９ デイスタントピース
２０ 初段ノズル
４ タービンディスク
６ コンプレッサディスク
７ コンプレッサブレード
８ コンプレッサスタッキングボルド
９ コンプレッサスタブシャフト
１０ タービンスタブシャフト
１１ 穴
１３ タービンスタッキングボルト
１５ 燃焼器
１６ コンプレッサノズル
１８ タービンスペーサ
１９ デイスタントピース
２０ 初段ノズル
Claims (11)
- 質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金であって、
１次γ′相粒径が１５０〜４００ｎｍであることを特徴とするＮｉ基合金。 - 請求項１に記載のＮｉ基合金であって、前記Ｎｉ基合金が、
Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図において、（Ａｌ＋Ｔｉ量，Ｗ量）で示される点Ａ（４.０％，５.０％），点Ｂ（５.５％，５.０％），点Ｃ（５.５％，８.０％），点Ｄ（４.０％，９.０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲にあることを特徴とするＮｉ基合金。 - 質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金であって、
１１００〜１１６０℃で１〜４時間の溶体化処理を施した後に、
（１）式により表されるLarson−Millerパラメータ（ＬＭＰ）が、２５.７＜ＬＭＰ＜２７.１に相当する時効処理を施したことを特徴とするＮｉ基合金。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）｛log(ｔ)＋２０｝×１０-3 (Ｔ：熱処理温度［℃］， ｔ：熱処理時間［ｈ］) …（１） - 質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金であって、
γ′相が、粒径１５０〜４００ｎｍと粒径１０〜７０ｎｍとの混相であることを特徴とするＮｉ基合金。 - 質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金であって、
粒径１５０〜４００ｎｍを有するγ′相の面積率が、２０〜３５％であることを特徴とするＮｉ基合金。 - 質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなり、
Ａｌ＋Ｔｉ量とＷ量との関係を示す図において、（Ａｌ＋Ｔｉ量，Ｗ量）で示される点Ａ（４.０％，５.０％），点Ｂ（５.５％，５.０％），点Ｃ（５.５％，８.０％），点Ｄ（４.０％，９.０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲にあるＮｉ基合金であって、
金属間化合物相が、粒径１５０ｎｍ以上，粒径７０ｎｍ以下の混相であることを特徴とするＮｉ基合金。 - ９００℃，１０kg／mm2での破断時間が１０００時間以上のＮｉ基合金であって、
金属間化合物相が、粒径１５０ｎｍ以上，粒径７０ｎｍ以下の混相であることを特徴とするＮｉ基合金。 - 請求項１〜７に記載のＮｉ基合金を用いたガスタービン静翼。
- 請求項８に記載のガスタービン静翼を初段に用いたガスタービン静翼。
- 請求項８又は９に記載のガスタービン静翼を用いたガスタービン。
- 質量で、Ｃｏ：１０〜２５％，Ｃｒ：１５〜２５％，Ａｌ：１.０〜３.０％，Ｔｉ：１.０〜３.５％，Ｎｂ：１.０〜３.０％，Ｔａ：１.０〜３.０％，Ｗ：５〜１０％，Ｈｆ：０.１〜１.０％，Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｂ：０.００１〜０.０３０％，Ｚｒ：０.０１〜０.１０％、残部がＮｉからなるＮｉ基合金の製造方法であって、
１１００〜１１６０℃で１〜４時間の溶体化処理を施した後に、
（１）式により表されるLarson−Millerパラメータ（ＬＭＰ）が、２５.７＜ＬＭＰ＜２７.１に相当する時効処理を施すことを特徴とするＮｉ基合金の製造方法。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）｛log(ｔ)＋２０｝×１０-3 (Ｔ：熱処理温度［℃］， ｔ：熱処理時間［ｈ］) …（１）
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