JP2014237884A

JP2014237884A - Ｎｉ基鍛造合金並びにこれを用いたタービンディスク、タービンスペーサ及びガスタービン

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Publication number: JP2014237884A
Application number: JP2013122045A
Authority: JP
Inventors: 隆史芝山; Takashi Shibayama; 今野　晋也; Shinya Konno; 晋也今野; 英樹玉置; Hideki Tamaki
Original assignee: Mitsubishi Hitachi Power Systems Ltd
Current assignee: Mitsubishi Power Ltd
Priority date: 2013-06-10
Filing date: 2013-06-10
Publication date: 2014-12-18
Anticipated expiration: 2033-06-10
Also published as: US20140363297A1; EP2813590A1; US9512731B2; EP2813590B1; JP6338828B2

Abstract

【課題】高温の疲労特性と偏析特性に優れ、結晶粒の制御及び大型部材の製造が可能なＮｉ基鍛造合金を提供する。【解決手段】質量基準で、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１７〜２１％、Ｆｅ：１７〜１９％、Ｎｂ４．５〜５．５％、Ｔｉ：０．８〜１．３％、Ｗ：３．０〜６．０％、Ｂ：０．００１〜０．０３％、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｍｏ：１．０％以下、残部がＮｉ及び不可避不純物から成り、炭化物の粒径が２０μｍ以下であるＮｉ基鍛造合金を用いる。【選択図】図２

Description

本発明は、Ｎｉ基鍛造合金並びにこれを用いたタービンディスク、タービンスペーサ及びガスタービンに係り、特に、高温の疲労特性と偏析特性に優れ、結晶粒の制御及び大型部材の製造が可能なＮｉ基鍛造合金並びにこれを用いたタービンディスク、タービンスペーサ及びガスタービンに関する。

ガスタービンの高効率化に伴い、優れた高温強度を有するＮｉ基耐熱合金が様々な部材に使用されている。Ｎｉ基耐熱合金は、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏなどの固溶強化元素や、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどの析出強化元素を多く含んでおり、これらの元素が合金の強度に強く寄与している。特に、析出強化相である、Ｎｉ_３Ａｌからなるγ’相（ガンマプライム相）やＮｉ_３Ｎｂからなるγ’’相（ガンマダブルプライム相）は、母相に微細且つ無数に析出させることができ、高温強度の向上に極めて効果的である。γ’相及びγ’’相は、Ａｌ、Ｔｉ及びＮｂによって安定化され、Ｎｉ基合金の開発における高温強度の設計は、これらの析出強化相の相安定性に主眼が置かれている。

しかし、これらの固溶強化元素や析出強化元素は、添加するほど凝固中に偏析を生じやすく、大型部材の製造が困難である。そのため、高強度Ｎｉ基合金の使用は、主に、航空機用の部材や、ランド用の動静翼などの小型の部品に限定されている。例えば、γ’相及びγ’’相の作用により優れた高温強度を持つＮｉ基鍛造合金としてＡｌｌｏｙ７１８が広く実用されているが、添加されているＮｂやＭｏのために偏析特性が低下しているため、比較的大型の部材に適用する場合、凝固速度を制御する等の製造方法が必要である。さらに、５トンを超えるような大型素材の製造においては、安定した操業を継続するために凝固条件に制約があり、適用できないＮｉ基合金も多い。

特許文献１においては、Ａｌｌｏｙ７１８の偏析特性を改善している。ここで、偏析が起こる原因は、溶質元素が固液界面で分配し、溶湯中の密度差変化が起こるためと考えられている。溶湯よりも原子量が大きく重い元素は、添加量を低減するに従って溶湯密度差が小さくなり、偏析が抑えられる傾向にある。反対に、軽い元素は、添加量を増加させるほど溶湯密度差が小さくなるため、偏析が抑えられる傾向にある。したがって、特許文献１においては、偏析の傾向が互いに異なる元素（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏ）をバランスさせ、溶湯密度差を０に近づけるように調整し、偏析を抑制することで、優れた高温強度と大型鋼塊製造性との両立を可能としている。

そのほか、偏析特性を改善するには、特許文献２のように、各元素の分配係数を制御する方法もある。溶湯との密度差が大きい元素では、分配係数が１から乖離するほどマクロ偏析の発生を促進させるが、他の元素の添加量を変えることで、特定の元素の分配係数が制御可能であることを見出している。特許文献２においては、Ｃｏを添加することで、析出強化元素のＡｌ、Ｔｉ及びＮｂだけでなく、マクロ偏析の発生を大きく促進させるＷの分配係数を１に近づけている。

特開２０１２−１１７１２２号公報特開２００９−１９１３０１号公報

特許文献１及び２においては、合金の成分調整により鋳造時のマクロ偏析の発生を抑制し、大型鋼塊の製造を可能にしている。これらの大型鋼塊は、使用用途が限られており、例えば発電用ガスタービンのディスクなどに使用される。ガスタービンディスクは、回転体であり、タービンの起動停止や、稼動中の振動があるため、室温及び高温における高い疲労強度が要求される。

本発明の目的は、高温の疲労特性と偏析特性に優れ、結晶粒の制御及び大型部材の製造が可能な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、質量基準で、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１７〜２１％、Ｆｅ：１７〜１９％、Ｎｂ：４．５〜５．５％、Ｔｉ：０．８〜１．３％、Ｗ：３．０〜６．０％、Ｂ：０．００１〜０．０３％、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｍｏ：１．０％以下、残部がＮｉ及び不可避不純物から成り、炭化物の粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする。

本発明によれば、高温の疲労特性と偏析特性に優れ、結晶粒の制御及び大型部材の製造が可能なＮｉ基鍛造合金を提供することができる。

Ｃの添加量と炭化物の粒径との関係を示すグラフである。Ｃの添加量と高温疲労強度との関係を示すグラフである。ＮｂＣの酸化によるき裂発生のメカニズムを示す模式断面図である。ガスタービンの外観及び内部を示す部分断面図である。ガスタービンの高温回転部分を示す拡大断面図である。

以下、本発明を詳細に説明する。

一般に、疲労強度は、合金自体の強度だけでなく、組織によっても変化し、結晶粒が細かいほど高い傾向にある。また、材料の表面状態にも依存し、表面にき裂などの欠陥があると疲労強度は低下する。特に、Ｎｂを含むＮｉ基合金は、γ’’を析出するため強度は向上するが、Ｃと結合し、酸化しやすい炭化物ＮｂＣも形成してしまう。高温大気中では、表面のＮｂＣが酸化するが、この際に、ＮｂＣ周辺の母材中のＦｅやＮｉも巻き込んで酸化し膨張する。母材への酸化が一定の深さ以上進むと、表面の引張応力によってき裂が発生する。炭化物の直下に結晶粒界や脆化相がある場合は、特にき裂が発生し易くなる。また、き裂の発生は、ＮｂＣの粒径に強く依存する。ＮｂＣの初期の粒径が大きいほど、き裂が発生しやすく、疲労強度も低下する傾向がある。

本発明合金は、Ｃの添加量を減らすことで、ＮｂＣの粒径を小さくし、析出量を低下させている。ＮｂＣの粒径を小さくすることで、酸化によるＮｂＣの膨張及び酸化の進行を抑制し、き裂の発生を抑制できる。ＮｂＣの粒径は２０μｍ以下が望ましく、より好ましくは１０μｍ以下である。また、ＮｂＣの析出量が減少すると、き裂発生の起点の数を減少させることが可能である。これらにより疲労強度の低下を抑制できる。さらに、Ｃと結合しないＮｂが増加するため、Ｎｉとの析出強化相γ’’相を形成し易くなり、強度の向上が見込まれる。

一般に、炭化物は、高温での分塊鍛造時に結晶粒の粗大化を防ぐ役割を唯一担うため、Ｃ量を減らし炭化物を減少させると、結晶粒の粗大化が懸念される。しかし、本発明合金は、仕上げの低温での鍛造時に、δ相を結晶粒界に析出させるため、分塊鍛造時にある程度結晶粒が粗大化しても、結晶粒の微細化を図ることが可能である。

本発明は、φ４５０ｍｍ以上のエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）若しくは真空アーク再溶解（ＶＡＲ）インゴットを用いて作製した、重量が１トン以上の大型Ｎｉ基鍛造合金において効果を発揮する。炭化物の粒径は、添加するＣ量だけでなく、溶解時の冷却速度にも依存する。インゴット径が大きいほど、冷却速度が遅く偏析が起こり易くなり炭化物は粗大になり易い。そのため、大型鋼塊になるほど低いＣ量が望ましい。

本発明は、合金成分が質量％でＡｌ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１７〜２１％、Ｆｅ：１７〜１９％、Ｎｂ：４．５〜５．５％、Ｔｉ：０．８〜１．３％、Ｗ：３．０〜６．０％、Ｂ：０．００１〜０．０３％、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｍｏ：１．０％以下、残部がＮｉ及び不可避不純物から成ることを特徴としている。高強度且つ鋳造時に偏析が発生しにくく、熱間鍛造性に優れ、結晶粒微細化が容易なＮｉ基鍛造合金であり、炭化物を起点としたき裂の発生を抑制している。

本発明は、特許文献１に記載の合金における炭素（Ｃ）の含有量に着目し、これを限定したものである。

本発明のＮｉ基鍛造合金を構成する結晶の平均粒径は、１００μｍ以下であることが望ましい。

本発明のＮｉ基鍛造合金で形成されたタービンディスクは、質量が０．６トン以上、タービンスペーサは、質量が０．２５トン以上である。

本発明のガスタービンは、５０ＭＷ以上の出力を有する。

本発明合金に含まれる各元素について以下に述べる。組成範囲は全て質量％とする。

Ａｌ：０．５〜１．０％
Ａｌは、γ’相（Ｎｉ_３Ａｌ）を形成する元素であり、γ’相析出強化型のＮｉ基合金の強度を担う元素である。また、耐酸化性を向上させる効果も有している。不足の場合には時効によるγ’相の析出量が減少するため十分な高温強度が得られない。本発明では、他の析出強化元素であるＴｉ、Ｎｂを比較的多く含むため、０．５％程度から析出強化の効果が得られる。過剰になると硬質で脆い有害相の出現を助長することや、γ’相の固溶温度を上昇させ熱間鍛造性を低下させることから、上限は１．０％とする。

Ｃｒ：１７〜２１％
Ｃｒは、表面にＣｒ_２Ｏ_３からなる緻密な酸化被膜を形成して耐酸化性、高温耐食性を向上させる元素である。本発明で対象とする高温部材に利用するためには少なくとも１７％を含有することが必要である。しかし２１％以上添加すると、有害相であるσ相を形成して材料の延性、破壊靭性を悪化させるため、２１％を超えない範囲とする。

Ｆｅ：１７〜１９％
Ｆｅは、Ｎｉに比べて延性が高く、添加することによって熱間加工性が改善される。また、他の元素に比べて廉価であることから、材料の低コスト化にも効果がある。ただし、過剰に添加すると、析出強化相であるγ’相が不安定になり、高温強度が低下するため、成分範囲は１７〜１９％とした。

Ｎｂ：４．５〜５．５％
Ｎｂは、Ａｌ及びＴｉと同様に、γ’相を析出させる元素として高温強度の改善に寄与するが、本発明では、γ’相と良く似た結晶構造を持つγ’’相（Ｎｉ_３Ｎｂ）への寄与が主である。γ’’相は、γ’相と同様に析出強化相として働き材料の高温強度を向上させる。この効果を発揮するには４．５％以上の添加が必要である。また、γ’’相は高温時効により、組成は同じであるが結晶構造の異なるδ相へ相変態する。δ相には析出強化の効果はないが、結晶粒界に析出し易いため熱間鍛造時や熱処理時にピン止めの役割を果たし、結晶粒が粗大化するのを抑制する効果を持つ。

Ｔｉ：０．８〜１．３％
Ｔｉは、γ’相にＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ）の形で固溶し、高温強度に寄与する。その効果はわずかな添加でも認められるが、偏析特性の改善の観点から、少なくとも０．８％添加する必要がある。過剰になると、γ’相以外の金属間化合物を形成し、延性や高温加工性を損ない、さらにＡｌと同様にγ’相の固溶温度を上げて熱間鍛造性を悪化させてしまうことから、１．３％を上限とする。

Ｗ：３．０〜６．０％
Ｗは、固溶強化によって母相を強化する。偏析特性の観点から見ると、添加量を増やすほど改善される傾向にあるため、少なくとも３．０％の添加が必要である。しかし、６．０％を超えると、硬質で脆い金属間化合物相の生成の助長や、高温鍛造性の悪化を招く。

Ｂ：０．００１〜０．０３％
Ｂは、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寄る部分溶融の原因となることから、その適正範囲は０．００１〜０．０３％とした。

Ｃ：０．００１〜０．０１５％
Ｃは、母相に固溶して高温での引張強度を向上させるとともに、ＭＣ、Ｍ_２３Ｃ_６（Ｍは金属元素を表す。）などの炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。しかし、ＭＣの中で、Ｎｂとの化合物であるＮｂＣは酸化し易く、それによる体積膨張や表面からの酸化の進行速度が大きいため、表面にき裂が発生してしまう。これによる疲労強度の低下を抑制するためには、Ｃ量はできるだけ少ない方が好ましい。しかし、０．００１％以上ないと、分塊鍛造時の結晶粒粗大化の影響が大きくなりすぎて、逆に疲労強度を落とす可能性があるため、下限を０．００１％とし、上限を０．０１５％とする。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏが強度に及ぼす影響は、Ｗと良く似ており、固溶強化によって母相を強化する効果があり、少量でも強度の改善が認められ、その効果は添加量とともに上昇する。しかし、添加に伴い、偏析特性を大幅に悪化させてしまうため、上限は１．０％とした。

上記以外の成分元素として、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｒｅといった元素を１種、あるいは２種以上含むことが出来る。

Ｃｏ：５．０％以下
Ｃｏは、高温延性の改善に効果があり、５．０％まで添加することが出来る。５％を超えると脆化相の析出を助長する。

Ｍｇ：０．１％以下、Ｃａ：０．１％以下
Ｍｇ、Ｃａは、溶解中の有害元素であるＳを低減する目的で添加しても良い。ただし、過剰に添加すると、介在物を形成し、疲労強度の低下を招くため、上限はいずれも０．１％とする。

Ｚｒ：０〜０．０５％以下
Ｚｒは、結晶粒界に偏析し、粒界強度を高める効果があるが、ほとんどは合金の主成分であるニッケルと金属間化合物Ｎｉ_３Ｚｒを形成する。この化合物は合金の延性を低下させ、また著しく低融点であるため、合金の溶体化処理を困難にするなど、有害な作用が多い。そのため、上限を０．０５％とし、好ましくは０．０１％以下とする。

Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下
Ｓｉ及びＭｎは、脱酸効果があり、合金中に固溶する酸素を低減させる。過剰に添加すると強化相を不安定にして強度の低下を招くため、上限は０．５％とする。

Ｖ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下
Ｖ及びＴａは、γ’相及びγ’’相を安定化し、強度を向上させるために添加することが出来るが、過剰に添加すると、熱間鍛造性を悪化させるため、上限は０．５％とする。

Ｒｅ：０．５％以下
Ｒｅは、ＷやＭｏと同様、母相に固溶し固溶強化するとともに、耐食性を改善するのに有効な元素である。しかし、Ｒｅは、高価であり、比重が大きく、合金の比重を増大させる。そのため、その上限を０．５％とする必要があり、好ましくは０．１％以下である。

以下の成分元素は、不可避の不純物である。

Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下
Ｏ及びＮは、不純物であり、いずれも合金原料から混入することが多い。Ｏは、るつぼからも入り、合金中には酸化物Ａｌ_２Ｏ_３や窒化物ＴｉＮ、ＡｌＮとして塊状に存在する。鋳物中にこれらが存在すると、クリープ変形中のクラックの起点となり、クリープは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を低下させたりする。これら元素の含有量は少ないほど良いが、実際のインゴットを作る場合に０には出来ないことから、特性を大きく劣化させない範囲として、両元素の上限をいずれも０、００５％とした。好ましくはいずれも０．００１％以下である。

Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下
Ｐ及びＳは、不純物である。出来るだけ少ない方がよく、０．０１％以下に抑える必要がある。

以下、実施例について説明する。

表１は、本発明合金（Ａ１〜Ａ３）及び比較例の既存合金（Ｂ１〜Ｂ３）の化学組成を示したものである。数値単位は全て質量％である。また、炭化物の平均粒径も示す。

Ｃの添加量が増加するにつれて、炭化物の平均粒径は大きくなっており、発明合金の粒径は２０μｍ以下である。

図１は、Ｃの添加量と合金に含まれる炭化物の粒径との関係を示したものである。図２は、Ｃの添加量と合金の高温疲労強度との関係を示したものである。

図１に示すように、Ｃの添加量が増加すると、炭化物の粒径も増加する傾向がある。Ｃが０．０１５％以上添加されると、炭化物の粒径は２０μｍ以上となる。

また、図２に示すように、合金の高温疲労強度は、Ｃの添加量に対して極大値を有する。Ｃが０．０１５％以上添加されると、高温の疲労強度が低下する傾向にある。これは、合金に含まれる炭化物であるＮｂＣが粗大となるほど、周囲の母材に含まれるＦｅやＮｉを巻き込んで酸化させやすく、母材の深部にまで酸化が進行することで、き裂が発生し易いためである。

０．００１％以下のＣ量の場合、き裂は発生しにくくなるため、これによる疲労強度への影響は僅かであるが、分塊鍛造時に粒界のピン止めとして働く炭化物が少ないことから、結晶粒の粗大化が顕著である。結晶粒が粗大になり過ぎると、仕上げ鍛造による結晶粒微細化の効果が十分得られないため、結果的に疲労強度は低下してしまう。

図３は、ＮｂＣの酸化によるき裂発生のメカニズムを示したものである。

図中の（１）は、合金表面の初期状態を表している。母材１の表面に露出している炭化ニオブ３（ＮｂＣ）から母材１の内部に向かって結晶粒界２が存在している。

合金が高温の大気に曝されると、（２）のようにＮｂＣの酸化が進行し、酸化した炭化ニオブ４が形成される。これに伴い、酸化した炭化ニオブ４の周囲の母材１に含まれるＦｅやＮｉも酸化され、Ｆｅ、Ｎｉの酸化物５が形成される。

この酸化が粒界に沿って進行し、Ｆｅ、Ｎｉの酸化物５が一定の深度に達すると、（３）のようにき裂６が発生する。この場合に、き裂６の発生する酸化の深度は、母材１の表面にかかる引張応力に依存する。

図４は、上記の構成元素（Ａｌ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｗ、Ｂ、Ｃ及びＭｏ）を含むＮｉ基鍛造合金により製造されるガスタービンの外観及び内部を示したものである。

ガスタービンは、主にタービンディスク１２、燃焼器１３及び圧縮機１４の３つで構成されている。圧縮機１４で空気を圧縮し、燃焼器１３で空気と燃料とを混合して燃焼し、高温・高圧の燃焼ガスを発生させる。そのガスをタービンブレードに吹き付けることでタービンディスク１２が回転する。燃焼ガスが高速で流れるタービン回転部分は、タービンブレードとノズルとが交互に配置されている。タービンブレードは、回転軸となるタービンディスク１２に取り付けられており、タービンディスク１２同士の固定にはタービンスペーサやタービンスタッキングボルトが使用されている。

図５は、ガスタービンの高温回転部分の断面を示したものである。

本図において、ガスタービンのケーシング５４の内部には、タービン静翼５１と、タービン動翼５２と、中間軸５８とが設けられている。タービン静翼５１とタービン動翼５２との隙間は、ガスパス５３となっている。中間軸５８には、タービンディスク５５及びタービンスペーサ５６がスタッキングボルト５７により固定されている。

ガスタービンの部品のうち、高温強度が要求され、且つ大型鍛造部材として使用される部品としては、タービンディスク、タービンスペーサが挙げられる。Ａｌｌｏｙ７１８等の従来材では大型化が困難であったため、大型タービンディスクへの適用は難しかった。その代わりに、大型鋼塊の製造が可能であるが耐用温度の低い材料を用いる必要があり、ガスタービンの高効率化の障害となっていた。

本発明の合金は、耐用温度が高く、かつ、ガスタービンディスクの製造に足る大型鍛造部材の製造が可能であることから、８０ＭＷ以上の出力を有する大型ガスタービンを製造することが可能になる。また、これらの大型ガスタービンを適用した高効率火力発電プラントを実現することが可能となる。

１：母材、２：結晶粒界、３：炭化ニオブ、４：酸化した炭化ニオブ、５：Ｆｅ、Ｎｉの酸化物、６：き裂、１２：タービンディスク、１３：燃焼器、１４：圧縮機、５１：タービン静翼、５２：タービン動翼、５３：ガスパス、５４：ケーシング、５５：タービンディスク、５６：タービンスペーサ、５７：スタッキングボルト、５８：中間軸。

Claims

質量基準で、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１７〜２１％、Ｆｅ：１７〜１９％、Ｎｂ４．５〜５．５％、Ｔｉ：０．８〜１．３％、Ｗ：３．０〜６．０％、Ｂ：０．００１〜０．０３％、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｍｏ：１．０％以下、残部がＮｉ及び不可避不純物から成り、炭化物の粒径が２０μｍ以下であることを特徴とするＮｉ基鍛造合金。
炭化物の粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載のＮｉ基鍛造合金。
合金を構成する結晶の平均粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＮｉ基鍛造合金。
直径４５０ｍｍ以上のエレクトロスラグ再溶解インゴット若しくは真空アーク再溶解インゴットを用いて作製され、重量が１トン以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のＮｉ基鍛造合金。
請求項１〜４のいずれか一項に記載のＮｉ基鍛造合金で形成されており、その質量が０．６トン以上であることを特徴とするタービンディスク。
請求項１〜４のいずれか一項に記載のＮｉ基鍛造合金で形成されており、その質量が０．２５トン以上であることを特徴とするタービンスペーサ。
請求項５記載のタービンディスク及び／又は請求項６記載のタービンスペーサを備え、５０ＭＷ以上の出力を有することを特徴とするガスタービン。