JP2552351B2 - 単結晶Ｎｉ基超耐熱合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は主としてガスタービンエンジンのブレートに
用いられる、クリープ破断強度および耐酸化性のすぐれ
た単結晶Ni基超耐熱合金に関するものである。

〔従来の技術〕

一般に金属の高温での破壊は結晶粒界で起こるため、
タービンブレートを結晶粒界の存在しない単結晶組織と
し、かつ適切な熱処理を行なうことによりその高温での
クリープ破断強度は大幅に向上する。この概念に基づき
United Technologies Corporationより、Alloy444（米
国特許第4,116,723号に記載）、Alloy454（米国特許第
4,209,348号に記載）、Alloy203E（米国特許第4,22,794
号に記載）、Air Research CorporationよりNASAIR10
0、またCanon Muskegon Corporationより、CMSX−２
（特開昭57−89451号に記載）、CMSX−３（特開昭59−1
903422号に記載）等の単結晶専用Ni基超耐熱合金が開発
された。

さらに、英国特許1,557,900号、2,159,174A号、ヨー
ロッパ特許0063511A1号、米国特許4,402,772号等におい
ても単結晶Ni基超耐熱合金が提案されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

上記の単結晶合金は、従来の多結晶合金に比べるとは
るかに優れたクリープ破断強度を有するが、ガスタービ
ンエンジンの効率向上のためには、さらにクリープ破断
強度が高く、耐酸化性の優れた合金が望まれている。ま
た、Re等のあまりに高価な元素を使用することは望まし
くない。

従来の単結晶合金は主としてW,Taの増加により、クリ
ープ破断強度の増加を図ってきたが、その添加量が過度
の場合、有害相析出等の問題があり、さらにクリープ破
断強度の高い合金の開発は容易ではない。例えば初期に
開発されたAlloy444、Alloy454等の合金クリープ破断強
度はまだ十分高くない。またAlloy203Eおよび英国特許
1,557,900号記載の合金は高価なReを使用するという問
題点がある。NASAIR100はクリープ破断強度の増加を狙
って開発されたが、Ｗ量が高いため、α−Ｗ相やμ相な
どの有害相が析出し、クリープ破断強度を低下させるこ
とが見出されている。同様に英国特許2,159,174号に記
載に合金も、W,Ta量が高いため、α−Ｗ相等が析出する
と考えられる。α−Ｗ相等の有害相の析出を防ぐために
はＷ、Mo、Ta等の添加量が少なくすることが必要である
が、必要以上に少なくするとクリープ破断強度を低下さ
せる。

CMSX−2,CMSX−３は、α−Ｗ相やμ相などの析出を防
ぎ、組織的に安定であることを狙って開発された合金で
あるが、クリープ破断強度は十分に高くない。また、ヨ
ーロッパ特許0063511A1号、ならびに米国特許4,402,772
に記載の合金もクリープ破断強度は十分に高くない。

さらに、タービンブレードは高温にさらされるため耐
酸化性も重要な要求特性の一つである。一般に耐酸化性
はCr、Al等の元素の量を増すことにより良くなるが、組
織を安定化し、良好なクリープ破断強度を得るためには
Cr、Al量も狭い範囲に限定されるのでう良好な耐酸化性
を得ることは容易ではない。

本発明者らは、Re等の高価な合金元素を使用せず、組
織的に安定でかつクリープ破断強度が優れる合金を開発
するため、合金元素の個々の添加量ならびに合金元素相
互の成分バランスについて、詳細な検討を行なった結
果、特開昭62−116748号に開示したように重量％でCr 4
〜10％、Al 4〜6.5％、W 4〜10％、Ta 4〜９％、Mo 1.5
〜６％、残部Niおよび不純物からなり、かつ1/2W＋1/2T
a＋Mo＝9.5〜13.5％であることを特徴とする単結晶Ni基
超耐熱合金を見出した。

本発明者らは、前記合金のクリープ破断延性をさらに
改善した合金として、前記合金に12％以下のCoを添加し
た合金を見出した（特開昭62−290839号に記載）。

これらの合金は、クリープ破断強度および組織安定性
に優れるが、耐酸化性をさらに改善すれば、ガスタービ
ンエンジンのタービンブレートの寿命が一段と向上する
であろうということがわかってきた。

本発明の目的は、組織的に安定しかつクリープ破断強
度および耐酸化性のすぐれた単結晶Ni基超耐熱合金を提
供することである。

〔課題を解決するための手段〕

ここで本発明者らは、先に発明した合金をベースに、
その耐酸化性を向上させるための検討を行なった結果、
本発明を完成したものである。すなわち、本発明におい
ては、注意深く制御された量のHfならびにCoを添加する
ことにより、先に達成されたクリープ破断強度ならびに
組織安定性を損なわないまま、耐酸化性を大幅に向上さ
せることに成功した。

本発明のうち第１の発明は、重量％でCr 4〜９％、Al
4〜6.5％、W 5〜8.5％、Ta 5〜8.5％、Mo 3〜６％、Hf
0.01〜0.30％、Co 0.01〜４％、残部Niおよび不純物か
らなり、かつＷ＋Taが16％未満であることを特徴とする
単結晶Ni基超耐熱合金であり、第２の発明は、重量％に
てCr 4.5〜8.5％、Al 4〜６％、W 5.5〜8.5％、Ta 5.5
〜8.2％、Mo 3.5〜5.5％、Hf 0.05〜0.25％、Co 0.5〜
３％、残部Niおよび不純物からなり、かつＷ＋Taが16％
未満であることを特徴とする単結晶Na基超耐熱合金であ
る。

以下に本発明合金の成分限定理由について述べる。

Crは合金の耐酸化性、耐食性を向上させる作用を持つ
が、過度の添加はσ相などの有害析出相を生じクリープ
破断強度を低下させるため、４〜９％に限定する。望ま
しくは4.5〜8.5％である。

AlはNi基超耐熱合金を析出強化するγ′相と呼ばれる
金属間化合物を形成する主要元素である。γ′相は基本
組成はNi₃Alで表わされるが、Al以外でもTi、Ta、Ｗ、M
oなどを固溶することにより更に強化される。これらの
元素の作用は後で詳しく述べる。単結晶合金は通常体積
率で50％以上もの多量のγ′相を含むが、凝固終了時に
は共晶γ′相と呼ばれる粗大γ′相が存在するので、こ
れを母相（γ相と呼ばれる）中へ一旦固溶させるため高
温で固溶化処理を行なう。固溶化処理で固溶したγ′
は、冷却中およびその後の時効処理により均一微細に析
出することにより合金を強化する。Alは４％未満では
γ′相の生成量が十分でなく、また6.5％を越えると
γ′相が多過ぎ、共晶γ′相を固溶化処理で完全に固溶
させることができないためクリープ破断強度は低下す
る。従ってAlは４〜6.5％に限定する。望ましくは４〜
６％である。

Ｗはγ相およびγ′相に固溶して両相を強化する元素
であり、最低５％は必要である。しかしながら、過度の
添加はα−Ｗ相と呼ばれる相を析出し、却ってクリープ
破断強度を低下させる。従ってＷは５〜8.5％に限定す
る。望ましくは5.5〜8.2％である。

Taは主としてγ′相の固溶してγ′相を強化する。従
って最低５％は必要であるが、過度に添加すると共晶
γ′相を固溶させることが困難となり、またγ、γ′相
の格子定数のミスマッチを大きくすることによりγ′相
が粗大化してクリープ破断強度が低下するため、５〜8.
5％に限定する。望ましくは5.5〜8.2％である。

なお、Ｗ、Taはその合計が16％以上であると、α−Ｗ
相が析出しやすく、クリープ破断強度を低下させ、また
耐酸化性も悪くなりので、Ｗ＋Taを16％未満に限定す
る。

Moは一部γ′相にも固溶するが、主としてγ相に固溶
してγ相を強化するので最低３％は必要であるが、過度
の添加はα−Mo相を生じてクリープ破断強度を低下させ
るため、３〜６％に限定する。望ましくは3.5〜5.5％で
ある。

以上述べたＷ、Ta、Moの３元素はそれぞれ異なった強
化作用をもつため、３元素を共に添加することが重量で
ある。前述のNASAIR100合金は、Ｗが10.5％と高いため
α−Ｗ相の析出が見られ、これを改良したCMSX−２合金
およびCMSX−３合金はＷを低め、代わりにTaを増加する
ことによりα−Ｗ相の析出を抑えているが、Moが低いた
め固溶強化はまだ十分ではない。同様に、ヨーロッパ特
許0063511A1号、米国特許4,402,772号に記載の合金もMo
添加量が本発明合金より低く、固溶強化は十分でない。
また、英国特許2,159,174A号に記載の合金は、Ｗ＋Taが
16％以上であるため、α−Ｗ析出の危険性がある。

本発明合金はＷ、Ta、Moの３元素のうち特にMoの添加
量を従来より高くし、各元素の添加量のについて詳細に
検討した結果、α−（W,Mo）等の有害相を生じない範囲
でγ、γ′相の固溶強化を最大としたものである。

Hfは、例えば、米国特許第4,116,723号に開示される
単結晶合金においては、特に添加が必要でないとされて
いる。これに対して本発明において、Hfは対酸化性を改
善するための重要な元素であり、積極的に添加されるべ
きである。適正な量のHfの添加によりクリープ破断特性
を低下させることなく耐酸化性を大幅に改善できること
が見出された。Hfはその効果を得るため最低0.01％必要
であるが、過度の添加の合金は融点を下げるため固溶化
処理温度を十分高くすることができず、共晶γ′相を固
溶させることが困難であると共に、組織を不安定にクリ
ープ破断強度を低下させるため0.01〜0.30％に限定す
る。望ましくは、0.05〜0.25％である。

Coは、米国特許第4,116,723号（Alloy444）によれ
ば、TCP相と呼ばれる有害相を形成し易いため、不純物
レベル以下に抑えられている。しかしながら、Coはその
添加量を適正にし、かつCo以下の元素の添加量を注意深
く限定すれば、TCP相の生成が防止できるだけでなく、H
fと共に適正量添加することにより、耐酸化性をさらに
向上させる作用を持つことが新たに見出された。よっ
て、本発明合金ではCoはHfとの共同添加が必要で、Coを
0.01％以上添加する。しかし、４％を越えて添加すると
耐酸化性はかえって悪くなるので、４％以下に限定す
る。望ましくは、0.5〜３％である。

なお、前述のCMSX−３合金はCMSX−２合金に少量のHf
を添加した合金であるが、Coが４％以上であるため耐酸
化性はまだ十分ではない。同様に米国特許4,401,772号
に記載の合金にもHfが添加されているが、Coが４％以上
であるため、耐酸化性は十分でないと思われる。

なお、従来の単結晶合金にはTiが添加されていること
が多い。Tiはγ′相に固溶し、γ′相の形成ならびに固
溶強化に役立つが、共晶γ′相をつくりやすく、かつ合
金の融点を下げるため、固溶化処理温度を十分高くする
ことができず、共晶γ′相を固溶させることが困難であ
る。従って、本発明合金にはTiを無添加とした。

他の単結晶合金と同様、本発明合金においても、Ｃ、
Ｂ、Zr等は合金の初期溶融温度を低めるため、不純物レ
ベルに抑えることが必要である。

〔実施例〕

第１表に本発明合金、比較合金および従来合金の特性
を比較するために用いた試料の化学成分、各合金のクリ
ープ破断時間（試験条件は表中に示す）および1100℃で
16時間加熱を10回繰り返した後の酸化減量を測定した結
果を示す。

単結晶試料にはそれぞれの合金に適正な次の熱処理を
施した。すなわち本発明合金および比較合金はすべて13
10〜1345℃で４時間加熱後空冷、さらに1080℃で５時間
加熱後空冷、さらに870℃で20時間加熱後空冷の熱処
理、従来合金NASAIR100は、1320℃で４時間加熱後空
冷、さらに980℃で５時間加熱後空冷、さらに870℃で20
時間加熱後空冷の熱処理、従来合金CMSX−２は1316℃で
４時間加熱後空冷、さらに980℃で５時間加熱後空冷、
さらに870℃で20時間加熱空冷、従来合金CMSX−３は130
2℃で４時間加熱後空冷、さらに980℃で５時間加熱後空
冷、さらに870℃で20時間加熱後空冷の熱処理を行なっ
た。

比較合金のうちNo.11〜No.13合金はCo、Hf以外の成分
は本発明合金と同一であり、クリープ破断強度は高い
が、Co、Hfを添加していないため耐酸化性は良くない。
No.14合金はＷ＋Taが16％以上のためクリープ破断強度
はあまり高くなく、耐酸化性も悪い。No.15、No.16合金
はCoが４％以上のため耐酸化性が悪い。No.17〜No.20合
金はＷ、Ta、Moのうち１つ以上が本発明合金の成分範囲
をはずれており、クリープ破断強度は本発明合金より大
幅に低い。また従来合金（Alloy444のデータは、米国特
許4,116,723号から引用したもの）も本発明合金に比べ
クリープ破断強度、耐酸化性共大幅に低い値を示す。

これに対し本発明合金はクリープ破断強度、耐酸化性
共にすげれていることが明らかである。

〔発明の効果〕

以上のように、本発明合金は既存合金に比べて優れた
クリープ破断強度および耐酸化性を有するため、ガスタ
ービンブレードに用いてその効率向上に大きく寄与する
ものである。

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にてCr 4〜９％、Al 4〜6.5％、W 5
   〜8.5％、Ta 5〜8.5％、Mo 3〜６％、Hf 0.01〜0.30
   ％、Co 0.01〜４％、残部Niおよび不純物からなり、か
   つＷ＋Taが16％未満であることを特徴とす単結晶Ni基超
   耐熱合金。
2. 【請求項２】重量％にてCr 4.5〜8.5％、Al 4〜６％、W
   5.5〜8.2％、Ta 5.5〜8.2％、Mo 3.5〜5.5％、Hf 0.05
   〜0.25％、Co 0.5〜３％、残部Niおよび不純物からな
   り、かつＷ＋Taが16％未満であることを特徴とする単結
   晶Ni基超耐熱合金。