JP2011162808A - Ｎｉ基鍛造合金と、それを用いた蒸気タービンプラント用部品 - Google Patents

Abstract

【課題】鍛造温度幅が広く、鍛造上限温度が高い鍛造性に優れたＮｉ基鍛造合金を提供する。
【解決手段】１２〜２０wt.％のＣｒ，３.５〜５wt.％のＡｌ，１５〜２３wt.％のＣｏ，５〜１２wt.％のＷ，０.００１〜０.０５wt.％のＣを含み、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和が０.５〜１.０wt.％であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金と、これを用いた蒸気タービンプラント用部品。
【選択図】 図１

Description

本発明は、蒸気タービン等の高温部品、高温部品に使用されるＮｉ基鍛造合金に関する。

蒸気タービン発電プラント，ガスタービン等の発電効率を向上させるためには、主蒸気温度あるいは燃焼温度の向上が有効である。主蒸気温度あるいは燃焼温度の向上に伴い、高温部品の温度が高くなるため、より耐用温度の高い耐熱材料が必要となる。

高温部品は、曝される温度および部品のサイズにより、精密鋳造材と鍛造材に分類される。小型で使用温度の高いガスタービン動翼や静翼は精密鋳造で製作されるのが一般的であるが、大型品を精密鋳造で作製することは困難であることからその他の大型の部材は鍛造で製作されるのが一般的である。鍛造品は１０００℃〜１２００℃の範囲で熱間鍛造を行い成型されるが、この温度域での加工性を確保するためには１０００℃以上での変形抵抗が小さい必要がある。

γ′相（Ｎｉ₃Ａｌ）により析出強化されたＮｉ基超合金は高温強度に優れるため、鍛造で製作される高温部品に広く用いられている。γ′相は低温で高温より安定であり、温度を上げると消失する特性を有する。γ′相が析出した状態では熱間加工性が悪いため、熱間加工はγ′相が消失する温度（固溶温度）以上で行う必要がある。使用温度での強度は、γ′相の析出量が多いほど強くなるためγ′相の析出量を増やす必要があるが、γ′相の析出量を増やすと固溶温度も上昇するため熱間加工が困難になる。このため、γ′相強化型鍛造材の高温強度には限界があった。

必要な１０万時間破断強度を１００ＭＰａとした場合、γ′相の固溶温度を１０００℃程度以下とし十分な熱間加工性を確保した場合の鍛造材の耐用温度は７５０℃程度が限界であった。また、７５０℃以上では、酸化が顕著となり始めるため、耐用温度を７５０℃以上に高めるためには耐酸化性の向上も不可欠である。耐酸化性を高めるためには、安定な酸化物を形勢するＡｌの添加が有効であるが、Ａｌは、γ′相の固溶温度を高め、熱間加工性を悪化させるため、従来の鍛造合金では３wt.％以下であり、Ａｌ酸化物を安定に形成するには不十分であった。

公知例１（特開２００９−９７０５２号公報）では、従来材と同等の熱間加工性を維持しながら耐用温度を従来材の限界である７５０℃から７８０〜８００℃に向上させること、表面にＡｌ皮膜を形成させることを試み、高温でγ′相を不安定にし、低温でγ′相を安定化する合金元素の添加バランスについて検討し、熱間加工性を損なうことなく耐用温度を大幅に向上させることが可能な添加元素のバランスを見出した。γ′相を増やすことで高い強度が得られるが、γ′相は、熱間鍛造性を悪化させる。

公知例１では、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａを実質的に添加しないことが特徴であり、これにより、析出強化相であるγ′相の固溶温度を低く抑え鍛造下限温度を低くしながら、使用温度である７００〜８００℃でのγ′相の析出量を増やすことに成功している。公知例１で示された成分では、γ′相の他に、Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏを主体とした炭化物が析出する。

これらの合金に析出する主要な炭化物はＭ₂₃Ｃ₆型炭化物である。炭化物は、１０００℃以上まで安定であり、鍛造中や溶体化処理中に結晶粒界の移動の障害となり、結晶粒の粗大化を抑制する役割がある。Ｎｉ基超合金に析出する炭化物として、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物の他、Ｔａ，Ｔｉ，Ｎｂを主成分としたＭＣ型炭化物が知られている。大型鍛造品を製造するためには、公知例１に示された材料のように、γ′相の固溶温度が低いこと、即ち鍛造下限温度が低いことに加えて、鍛造上限温度が高いことが望ましい。

鍛造上限温度は、鍛造品を成型する上では、加工発熱による昇温分も含めて部分溶融温度直下とすることができるが、部分溶融温度以下でも、炭化物が析出しない温度で鍛造を行なうと、結晶粒が著しく粗大化し、疲労特性や切欠き感受性が悪化する。このため、鍛造上限温度は、炭化物の固溶温度により決まる。

Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物は、ＭＣ型炭化物と比較すると、高温で不安定であるため、Ｃの添加量が少ないと、固溶温度が低くなり、鍛造上限温度が低くなる。ＭＣ型炭化物は、高温まで安定のため、少量のＣでも、融点直下まで、安定に存在する。

このように、炭化物は、鍛造上限温度を支配する重要な役割を担っているが、過剰に析出すると、き裂の発生基点となり、疲労強度を低下させる。公知例１では、Ｔａ，Ｔｉ，Ｎｂを含まないため、炭化物がＭ₂₃Ｃ₆型炭化物となり、鍛造上限温度を上げるためには、多量のＣの添加が必要であり、これにより、き裂発生の基点が増える。

特開２００９−９７０５２号公報

本発明の目的は、高温鍛造温度幅が広く、鍛造上限温度が高い鍛造性に優れたＮｉ基鍛造合金を提供することにある。

本発明のＮｉ基鍛造合金は、１２〜２０wt.％のＣｒ，３.５〜５wt.％のＡｌ，１５〜２３wt.％のＣｏ，５〜１２wt.％のＷ，０.００１〜０.０５wt.％のＣを含み、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和が０.５〜１.０wt.％であることを特徴とする。

本発明によれば、鍛造温度幅が広く、鍛造上限温度が高い鍛造性に優れたＮｉ基鍛造合金を提供することができる。

γ′相固溶温度と７００℃におけるγ′相析出量の関係を示す図。 従来材と発明材のクリープ破断試験結果を示す図。 炭化物の析出量と固溶温度の関係を示す図。 本発明材を用いた鍛造部品の例を示す図。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明では、公知例１（特開２００９−９７０５２号公報）において、Ｃの添加量を低く抑え、炭化物の析出量を減らし、き裂の基点を減らしながらも、炭化物の固溶温度を高くする。これにより大型鍛造品を製造する際に問題となる鍛造温度上限を引き上げることを可能とする。

このためには、以下に示す化学成分範囲を選択することが有効である。

Ｃｒは、耐食性を確保する上で重要な元素であり、１５wt.％以上の添加が必要であるが、過剰に添加すると、脆化相として知られるσ相が析出するため、２３wt.％以下とする必要がある。

Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａは、γ′相を高温まで安定化し強度を高めるため従来のＮｉ基鍛造合金では不可欠な添加元素であるが、公知例１（特開２００９−９７０５２号公報）に示されているように、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和を低くすることで、γ′相の固溶温度を低くしながら、７００〜８００℃でのγ′相析出量を増やすことができ、公知例１では、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和を０.５wt.％以下としているが、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａを微量に適量添加することで、高温まで安定なＭＣ型炭化物が析出し、Ｃ添加量を低くし、き裂の基点を少なくしながらも、鍛造上限温度を引き上げることができる。Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和が、０.０５wt.％以下の場合、粒界をピン止めするのに必要な量のＭＣ炭化物が析出しない。また、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和が１.０wt.％を超えると、ＭＣ炭化物の固溶温度が本合金系の部分溶融温度を超えるため、鍛造上限温度を向上させる効果がなくなる。鍛造下限温度を低くしながらも、使用温度の強度を上げるためには、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和を低く抑えることが有効なため、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和は、０.５wt.％よりも多く、１.０ｗ.％以下とすることが効果的である。

Ａｌは、γ′相を安定化し強度を高め耐酸化性を向上させる。耐酸化性の観点からは３.５wt.％、強度の観点からも３.０wt.％以上の添加が望ましい。しかし、Ａｌを４wt.％以上添加するとγ′相の固溶温度が上昇し熱間加工が困難となることから、Ａｌ添加量の上限は４wt.％とする。

Ｃｏは、γ′相の固溶を下げる効果があり、より多くのＡｌを添加しながらも、鍛造下限温度を下げることができる。この観点からＣｏの添加量は１５以上とすることが好ましいが、２５wt.％を超えると、有害相が析出するため、１５〜２３wt.％とすることが好ましい。

Ｗは、マトリクスを強化するため、５wt.％以上の添加が有功であるが、１０wt.％以上添加するとγ′相固溶温度以上でも、母相に固溶したＷが固溶強化により変形を阻害し熱間加工性が低下するため、熱間加工性の観点からは１５wt.％以下とすることが望ましい。また、Ｗを１２wt.％以上添加すると有害相であるσが析出するため、Ｗの添加量は５〜１２wt.％が適正である。

Ｗ及びＭｏ以外の耐火元素の総和が１wt.％以下である。ＭｏおよびＷ以外の耐火元素は、凝固時に液相または固相に濃化し偏析欠陥の生成を助長することから添加元素としては望ましくない。

Ｃは、炭化物を粒界に析出させ、粒界を強化するとともに、炭化物が鍛造，溶体化中の結晶粒粗大化を抑制する効果があるため、０.０１wt.％以上の添加が好ましい。上記の通り、適量のＮｂ.Ｔａ，Ｔｉを微量添加すれば、０.０５wt.％以下の添加量で、高温鍛造・溶体化時の結晶粒粗大化を抑制することができる。０.０５wt.％を超えると、ＭＣ炭化物が過剰，粗大に析出し、疲労き裂の基点となる。このため、Ｃの添加量は、０.０１〜０.０５wt.％とする。

〔実施例〕
以下に、本発明の好適な実施例及びその比較例を説明する。

表１に、供試材の化学成分を示す。

供試材の高周波溶解により作製し、図１は、これらの合金のγ′相固溶温度と７００℃でのγ′相析出量（面積率）の関係を示す。

γ′相の固溶温度については、熱示差分析により決定することができる。熱示差分析では、溶体化時効処理によりγ′相を析出させた後、試料を昇温さ、γ′相が固溶する際の反応熱が検知される温度をもとに固溶温度を決定する。７００℃でのγ′相析出量は供試材を７００℃において長時間時効した後、ＳＥＭ観察を行いＳＥＭ像について画像解析を行い決定することができる。時効時間は４８時間前後が適当である。

図１に示すように、従来材では、γ′相固溶温度が高いほど７００℃でのγ′相析出量が多くなり、γ′相の析出強化が強くなり、より高強度となる。γ′相は熱間加工性を著しく阻害することから熱間加工温度は、γ′相固溶温度よりも高い必要があるため、高強度な材料ほど熱間加工が困難であり、γ′相固溶温度が１０５０℃を超えると実質的に鍛造困難となり、鍛造材としてではなく、鋳造材として用いられる。鋳造材は鋳造欠陥の観点から大型品の製造は困難であり、大型品の製造には鍛造材が適している。公知例１に示された成分では、γ′相の固溶温度が１０００℃程度であっても、７００℃で３５％以上のγ′相を析出させることができ従来の鍛造材より大幅に高温強度を向上させるポテンシャルを有することを示す。本発明材は、従来材と公知例１の中間的な領域にある。γ′相の体積率が同程度であれば、γ′相の固溶温度は、約５０℃高くなっている。

次に、本発明材について、高温強度評価を行った結果を示す。評価は、発明材Ａについて実施した。比較材としては、ＣＯＮ７５０および公知例１に示された成分の材料を用いた。発明材Ａの７００℃でのγ′相析出量は、公知例１の材料と同程度であるが、γ′相の固溶温度は、約５０℃高い化学成分である。ＣＯＮ７５０は、従来の大型鍛造材としては最強度レベルの合金に相当し、航空機エンジンのタービンディスクに用いられている。これらの試料は、高周波真空溶解にて２０ｋｇずつ溶解した後、熱間鍛造を行い４０mmφの丸棒とした。鍛造温度は１０５０〜１２００℃とした。次に、熱間スエージング装置を用いて、４０mmφの丸棒を１５mmφまで加工した。これらの試料は、γ′相の固溶温度以上で溶体化処理を行った後、γ′相の固溶温度以下で時効処理を行い５０〜１００ｎｍのγ′相を析出させ試料とした。溶体化時効処理を行った１５mmφの丸棒から平行部直径６mm，平行部長さ３０mmのクリープ試験片を採取し、８２５℃においてクリープ試験を行った。

図２に、クリープ試験の結果を示す。本発明材は、公知例１材と同等の強度を示し、ＣＯＮ７５０の３倍以上のクリープ破断寿命を示した。

図３は、８００℃における炭化物の析出量と炭化物の固溶温度の関係を示す。表１に示す一部の材料について、Ｃの添加量を変化させた場合の結果である。公知例１−Ｂ材は、Ｃの添加量を増やすことで、炭化物の固溶温度を上げることができ、鍛造上限温度が上げられるが、使用温度での炭化物の析出量が増えるため、き裂の基点が増える。これに対して、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂを適量添加した発明材では、高温まで安定なＭＣ炭化物が析出するため、使用温度の炭化物の量が少なくてもより高温まで炭化物が析出する。本発明材の炭化物固溶温度は、公知例１の成分と比較して、５０℃〜１００℃高くなっている。前述のように、本発明材の鍛造下限温度は、同等強度の公知例１と比較して、約５０℃高い。しかし、炭化物が高温まで安定となることから、鍛造上限温度を５０〜１００℃高くでき、鍛造可能な温度幅は、公知例１材と同等以上となる。材料の変形抵抗は、高温ほど小さくなり鍛造も容易となることから、本発明材の鍛造性は、公知例１よりも優れていることが明らかである。特に、Ｎｉ基超合金の大型部品を鍛造する際は、非常に大きな力を必要とするため、変形抵抗の低い高温で鍛造できる本発明材は、公知例１よりも鍛造が容易である。

以上の結果から、本発明材は従来の鍛造合金と比較して極めて高強度であり、熱間加工性にも優れた鍛造合金であることが示された。

本発明材を用いて作製した鍛造部品の例を以下に示す。

図４（ａ）は本発明材を蒸気タービンプラントのボイラチューブに適用した場合の例である。蒸気タービンプラントの主蒸気温度は６００〜６２０℃が最高であり、さらなる高効率化のために主蒸気温度を７００℃に高める研究開発が進められている。主蒸気温度が７００℃の場合、ボイラの最高温度は７５０℃になる。従来の鍛造材料の耐用温度は７５０℃までが限界であったため、主蒸気温度を７００℃以上に高めるのは困難である。本発明材の耐用温度は７８０℃〜８００℃以上であり、本発明材をボイラチューブに用いれば、主蒸気温度を７３０℃以上に高めることが可能となる。主蒸気はタービンに流れ、仕事をした後、３００℃近くまで温度が下がり、再びボイラに戻り再加熱され再熱蒸気となる。再熱温度は、主蒸気温度よりも高いのが一般的であるが、圧力は大きく低下するため、本発明材を用いれば再熱温度はボイラ内で８００℃以上、タービンに供給する再熱蒸気の温度は７５０℃以上に高めることができる。

図４（ｂ）は、本発明材をタービンロータに適用した場合の例を示す。超合金は製造設備の制約から１０ton程度の鍛造品の製造が限界であり、ロータが１０tonを超える場合には、溶接構造のロータとなり、蒸気入り口側の高温部を超合金、低温部はフェライト鋼とし、本発明材は最も温度の高い部位に用いる。従来の鍛造材の耐用温度の限界は７５０℃であるため、蒸気温度が７５０℃以上になるとロータ材の耐用温度を超えるため、再熱蒸気が流入する再熱タービンでは、主蒸気側の低温高圧蒸気を用いて冷却を行う必要がある。冷却を行う場合、構造が複雑になるとともに熱効率が低下するという問題があるが、本発明材をロータ高温部に用いた場合、耐用温度が７５０℃以上であるため冷却が不要となる。

図４（ｃ）は、本発明材をタービンケーシングのボルトに用いた場合の例である。タービンケーシングは耐圧部品であり、高温高圧に耐える必要があり鋳造材で上下別々に製作されボルト締結で一体化するのが一般的である。温度の上昇に対してはケーシングの肉厚を増やすことで対応可能である。しかし、従来の鍛造材を用いた場合、クリープ変形によりボルトの緩みが大きくなるという問題がある。本発明材をボルトに用いた場合、ボルトの対応温度が大きく向上し、ボルトの緩みが発生し難くなる。

Claims (7)

1. １２〜２０wt.％のＣｒ，３.５〜５wt.％のＡｌ，１５〜２３wt.％のＣｏ，５〜１２wt.％のＷ，０.００１〜０.０５wt.％のＣを含み、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａの総和が０.５〜１.０wt.％であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
2. 請求項１において、ＷおよびＭｏ以外の耐火元素の総和が１wt.％以下であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
3. 請求項１において、平均粒径が５０〜１００ｎｍであるγ′相が、体積率で３０％以上析出することを特徴とする請求項１記載のＮｉ基鍛造合金。
4. 請求項１〜３に記載のＮｉ基鍛造合金を用いることを特徴とする蒸気タービンプラント用部品。
5. 請求項１〜３に記載のＮｉ基鍛造合金を用いることを特徴とする主蒸気温度７００℃以上の蒸気タービンプラント用ボイラチューブ。
6. 請求項１〜３に記載のＮｉ基鍛造合金を用いることを特徴とする使用温度が７５０℃以上となる蒸気タービンプラント用ボルト。
7. 請求項１〜３に記載のＮｉ基鍛造合金を用いることを特徴とする環境温度が７５０℃以上となる蒸気タービンロータ。

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