JP2579316B2 - 強度および耐食性に優れた単結晶Ｎｉ基超合金 - Google Patents
強度および耐食性に優れた単結晶Ｎｉ基超合金Info
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- C30B21/00—Unidirectional solidification of eutectic materials
- C30B21/02—Unidirectional solidification of eutectic materials by normal casting or gradient freezing
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Description
（産業上の利用分野） 本発明は、高温における強度，靭性および耐食性に優
れていることが要求される部品および製品の素材として
利用するのに適した強度および耐食性に優れた単結晶Ni
基超合金に関するものである。 （従来の技術） 近年、ジェットエンジンやガスタービンなどの動力機
関においては、その高性能化および高効率化などのため
に、タービン入口温度の高温化が必要不可欠となってお
り、このような高温化に耐えうるタービンブレード材料
の開発が重要課題とされるようになってきている。 このタービンブレード材料に要求される主な特性は、
高温での遠心力に耐えうる優れたクリープ破断強度，靭
性および高温燃焼ガス雰囲気に対する優れた耐食性であ
る。そして、この要求特性を満たすために、現在ではNi
基超合金の単結晶体が有望視され、一部実用化の段階に
入っている。 Ni基超合金の単結晶体は、従来の普通鋳造合金（等軸
晶）や一方向凝固柱状晶合金と異なり、粒界がないため
に融点直下で溶体化処理することが可能であり、凝固偏
析を完全に除去した均質組織を得ることができる。この
ため、従来の合金に比べてクリープ破断強度と靭性が著
しく高いという特徴を有している。また、この高温溶体
化によって、固溶強化元素も従来合金に比べて多く添加
することが可能であり、固溶強化度の高いＷやTaを多量
に添加してさらにクリープ破断強度を高めることができ
るという特長を有している。 （発明が解決しようとする問題点） 近年、上述したような優れた特長をもつ単結晶合金の
開発が盛んに進められており、多くの合金が発明されて
いる。 しかしながら、これらの合金はいずれも高温でのクリ
ープ破断強度の改善を主目的として開発されており、そ
のほかの要求特性である高温における耐食性については
あまり検討されていないのが実情である。 一方、耐食性を向上させるためには、Cr含有量を多く
することが最も効果的である。しかし、Cr含有量を多く
するとＷやTaのような固溶強化度の高い元素の固溶限が
低下し、クリープ破断強度を高めることが不可能にな
る。そこで、Cr含有量を極端に少なくし、高温での耐食
性を犠牲にして、高温におけるクリープ破断強度を高め
た合金も開発されており、高温での耐食性の改善はいま
だ不十分なものとなっている。 （発明の目的） 本発明は、上述した従来の実情に鑑みてなされたもの
であり、高温でのグループ破断強度を犠牲にすることな
く高温における耐食性を向上させることが可能である単
結晶Ni基超合金を提供することを目的としているもので
ある。
れていることが要求される部品および製品の素材として
利用するのに適した強度および耐食性に優れた単結晶Ni
基超合金に関するものである。 （従来の技術） 近年、ジェットエンジンやガスタービンなどの動力機
関においては、その高性能化および高効率化などのため
に、タービン入口温度の高温化が必要不可欠となってお
り、このような高温化に耐えうるタービンブレード材料
の開発が重要課題とされるようになってきている。 このタービンブレード材料に要求される主な特性は、
高温での遠心力に耐えうる優れたクリープ破断強度，靭
性および高温燃焼ガス雰囲気に対する優れた耐食性であ
る。そして、この要求特性を満たすために、現在ではNi
基超合金の単結晶体が有望視され、一部実用化の段階に
入っている。 Ni基超合金の単結晶体は、従来の普通鋳造合金（等軸
晶）や一方向凝固柱状晶合金と異なり、粒界がないため
に融点直下で溶体化処理することが可能であり、凝固偏
析を完全に除去した均質組織を得ることができる。この
ため、従来の合金に比べてクリープ破断強度と靭性が著
しく高いという特徴を有している。また、この高温溶体
化によって、固溶強化元素も従来合金に比べて多く添加
することが可能であり、固溶強化度の高いＷやTaを多量
に添加してさらにクリープ破断強度を高めることができ
るという特長を有している。 （発明が解決しようとする問題点） 近年、上述したような優れた特長をもつ単結晶合金の
開発が盛んに進められており、多くの合金が発明されて
いる。 しかしながら、これらの合金はいずれも高温でのクリ
ープ破断強度の改善を主目的として開発されており、そ
のほかの要求特性である高温における耐食性については
あまり検討されていないのが実情である。 一方、耐食性を向上させるためには、Cr含有量を多く
することが最も効果的である。しかし、Cr含有量を多く
するとＷやTaのような固溶強化度の高い元素の固溶限が
低下し、クリープ破断強度を高めることが不可能にな
る。そこで、Cr含有量を極端に少なくし、高温での耐食
性を犠牲にして、高温におけるクリープ破断強度を高め
た合金も開発されており、高温での耐食性の改善はいま
だ不十分なものとなっている。 （発明の目的） 本発明は、上述した従来の実情に鑑みてなされたもの
であり、高温でのグループ破断強度を犠牲にすることな
く高温における耐食性を向上させることが可能である単
結晶Ni基超合金を提供することを目的としているもので
ある。
（問題点を解決するための手段） 本発明に係る強度および耐食性に優れた単結晶Ni基超
合金は、 Cr:6超過〜15重量％、 W:5〜12重量％、 Re:0.01〜４重量％、 Ta:3〜９重量％、 Ti:0.5〜２重量％ Al:4〜７重量％、 でかつTa＋Ti＋Al:14〜16原子％、 を含み、必要に応じて、 Mo:0.5〜3.0重量％、 でかつＷ＋Mo:4原子％以下、 を含み、さらに、 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下、 Zr:0.01重量％以下、 O:0.005重量％以下、 N:0.005重量％以下、 に規制し、 残部Niおよび不純物よりなり、 次式、 Mdt＝1.142×（原子分率Cr）＋1.655×（原子分率Ｗ）
＋1.550×（原子分率Mo）（ただし、Moを含有すると
き）＋1.267×（原子分率Re）＋2.224×（原子分率Ta）
＋2.271×（原子分率Ti）＋1.900×（原子分率Al）＋0.
717×（原子分率Ni） で表わされるMdt値が0.980〜0.990であることを特徴と
しているものである。 次に、本発明に係る強度および耐食性に優れた単結晶
Ni基超合金の成分範囲およびより好ましいその他の限定
条件の設定理由について説明する。 Cr:6超過〜15重量％、 Crは合金の高温における耐食性を改善するのに有効な
元素であり、その効果がより顕著に現れるのは６重量％
超過からである。そして、Cr含有量の増加に伴ってその
効果は大きくなるが、多くなると固溶強化元素の固溶限
を下げるとともに、脆化相であるTCP相が析出して高温
強度を害するため、その上限を15重量％とする必要があ
る。 W:5〜12重量％ Ｗはマトリックスであるγ相と析出相であるγ′相に
固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高めるのに有効
な元素である。そして、このような効果を十分に得るた
めには５重量％以上の含有量が必要である。しかし、Ｗ
は比重が大きく、合金の重量を増大するばかりでなく、
合金の高温における耐食性を低下させる。また、12重量
％を超えると針状のα−Ｗが析出し、クリープ強度およ
び靭性を低下させるため、その上限を12重量％とする必
要がある。 Mo:0.5〜3.0重量％ MoはＷと同様の効果を有するため、必要に応じてＷの
一部と代替することが可能である。また、γ′相の固溶
温度を上げるため、クリープ強度を向上させる。そし
て、このような効果を十分に得るためには0.5重量％以
上の含有量が必要である。また、MoはＷに比べて比重が
小さいため、合金の軽量化が図れる。一方、Moは合金の
耐食性を低下させるため、添加するとしてもその上限を
3.0重量％とする必要がある。 Ｗ＋Mo:4原子％以下 ＷとMoは前述したようにγ相に固溶して同様の効果を
有するが、これらの合計が４原子％を超えるとα−Ｗ又
はα−Ｗ（Mo）が針状に析出し、クリープ強度および靭
性を低下させる。したがって、合計量の上限を４原子％
とする必要がある。 Re:0.01〜４重量％ Reはマトリックスであるγ相にほとんど固溶し、固溶
強化によってクリープ強度を高めるとともに、合金の耐
食性を改善するのに有効な元素である。このような効果
を十分に得るためには0.01重量％以上の含有量が必要で
ある。しかし、Reは高価であり、比重が大きく、合金の
重量を増大する。また、４重量％を超えると針状のα−
Ｗ又はα−Ｗ（Mo）が析出し、クリープ強度および靭性
を低下させるため、その上限を４重量％とする必要があ
る。 Ta:3〜９重量％ Taは、γ′相に［Ni3（Al,Ta）］の形で固溶し、固溶
強化する。これにより、クリープ強度が向上する。この
効果を十分に得るためには、３重量％以上の含有量が必
要であり、９重量％超過になると過飽和となって針状の
δ相［Ni3Ta］が析出し、クリープ強度を低下させる。
したがって、その上限を９重量％とする必要がある。 Ti:0.5〜２重量％ TiはTaと同様にγ′相に［Ni3（Al,Ta,Ti）］の形で
固溶し、固溶強化するが、Taほどの効果はない。むし
ろ、Tiは合金の高温における耐食性を改善する効果があ
るので0.5重量％以上の含有量とする。しかし、２重量
％を超えて添加すると、耐食性はかえって劣化するた
め、その上限を２重量％とする必要がある。 Al:4〜７重量％ Alは析出強化相であるγ′相［Ni3Al］の構成元素で
あり、本合金系において体積率で約60％以上のγ′相を
析出させるためには、４〜７重量％の範囲とすることが
必要である。 Ta＋Ti＋Al:14〜16原子％ Ni基超合金の高温におけるクリープ破断強度と析出
γ′相の体積率との関係においては、γ′相の体積率が
60〜65％で最強になることが多結晶合金で知られてい
る。そこで、本発明合金系において、このようなγ′相
を得るためには、γ′相の形成元素であるTa,TiおよびA
lの合計を14〜16原子％にする必要がある。したがっ
て、Ta＋Ti＋Alの合計量は14〜16原子％とした。 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下 Zr:0.01重量％以下 これらの元素は従来の普通鋳造合金および一方向凝固
柱状晶合金において粒界強化元素として用いられた元素
である。しかし、単結晶とする合金では、これら粒界強
化元素は必要なく、むしろ次に示す理由により有害元素
となるため、以下のように規制する必要がある。 Ｃは炭化物（TiC,TaC等）を形成し、塊状に析出す
る。この炭化物は、合金の融点に比べ溶融温度が低く、
合金の融点直下で行う溶体化処理では局部溶融を起こす
ため、溶体化処理温度を上げることができず、単結晶の
溶体化温度範囲を狭くする。そこで、Ｃの上限を0.01重
量％とした。 Ｂはホウ化物［（Cr,Ni,Ti,Mo）3B2］を形成し、合金
の粒界に析出する。このホウ化物も炭化物と同様に合金
の融点に比べ低融点であり、単結晶の溶体化処理温度を
低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Ｂ
の上限を0.005重量％とした。 Zrは合金の固相線温度を下げ、凝固温度範囲（ΔＴ）
を広くするため、単結晶化に対し有害である。そこで、
Zrの上限を0.01重量％とした。 O:0.005重量％以下 N:0.005重量％以下 これらの元素は、いずれも合金原料から持ち込まれる
ことが多く、Ｏはるつぼからも入り、合金中には酸化物
（Al2O3）や窒化物（TiNあるいはAlN）として塊状に存
在する。単結晶とする合金中にこれらが存在すると、ク
リープ変形中にこれらがクラックの起点となり、クリー
プ破断寿命が低下する。そこで両元素の上限をいずれも
0.005重量％とした。 Mdt値:0.980〜0.990 本発明合金のようにγ′相が60〜65体積％程度析出す
る合金においては、凝固偏析によりγ／γ′共晶が単結
晶鋳造時にデンドライトアーム間に晶出する。単結晶合
金では、このγ／γ′共晶を融点直下の溶体化処理によ
って完全固溶させることにより、高温クリープ特性を改
善させている。しかし、成分バランスによってγ／γ′
共晶が多く晶出すると融点直下では溶体化処理してもγ
／γ′共晶が未固溶となって残留し、クリープ強度が低
下する。本合金系において、晶出したγ／γ′共晶が溶
体化処理によって完全に固溶する上限は、次式で示すMd
t値が0.990以下である。一方、Mdt値が小さくなるとク
リープ強度および延性が低下するため、その下限を0.98
0とするのがよい。 Mdt＝1.142×（原子分率Cr）＋1.655×（原子分率Ｗ）
＋1.550×（原子分率Mo）（ただし、Moを含有すると
き）＋1.267×（原子分率Re）＋2.224×（原子分率Ta）
＋2.271×（原子分率Ti）＋1.900×（原子分率Al）＋0.
717×（原子分率Ni） （実施例） 第１表に、本発明実施例合金（No.1〜５）と比較例合
金（No.6,7）の化学組成を示す。なお、比較合金No.7は
すでに実用化されている合金であり、比較合金No.6は実
用化が検討されている合金である。 各合金の溶製は、容量5Kgの耐火るつぼを用いた小型
真空誘導炉を使用して行い、それぞれ直径60mm,長さ200
mmのインゴットにした。 単結晶の鋳造は、上記インゴットから直径12.5mm,長
さ120mmの丸棒を切り出し、先端を尖らせた再結晶アル
ミナ製るつぼを用いて、純化アルゴンガス雰囲気中で、
溶湯温度を1550℃に保持し、ブリッジマン法により行っ
た。 鋳造した単結晶試験片には、1320℃×5hrの溶体化処
理を行い、その後、1050℃×16hr,850℃×48hr/ACの２
段時効熱処理を行った。 熱処理した単結晶から機械加工により、平行部厚さ3.
18mm,平行部長さ30mmのクリープ試験片と、長さ10mm,幅
5mm,厚さ1mmの高温腐食試験片を切り出した。 クリープ破断試験は、温度1040℃，応力14Kgf/mm2の
条件で行った。 また、高温腐食試験は、Na2SO4−25％NaClの混合塩を
試験片に20mg/cm2塗布し、900℃の流動空気中（50ml/mi
n）で24時間経過後の重量増加（腐食増量）を測定して
行った。 の重量増加（腐食増 これらの結果を同じく第１表に示す。 第１表に示す結果より明らかなように、本発明実施例
合金No.1〜５ではいずれも腐食増量が極めて少なく、か
つクリープ破断寿命が長いことが明らかであり、本発明
合金は、高温クリープ破断寿命を犠牲にすることなく、
高温での耐食性を著しく向上させうるものであることが
認められた。 これに対して、本発明合金成分範囲を満足しない比較
例合金No.6では、クリープ破断寿命は良好であるものの
高温での耐食性が悪く、比較例合金No.7ではクリープ破
断寿命および耐食性の両方共が劣っていた。
合金は、 Cr:6超過〜15重量％、 W:5〜12重量％、 Re:0.01〜４重量％、 Ta:3〜９重量％、 Ti:0.5〜２重量％ Al:4〜７重量％、 でかつTa＋Ti＋Al:14〜16原子％、 を含み、必要に応じて、 Mo:0.5〜3.0重量％、 でかつＷ＋Mo:4原子％以下、 を含み、さらに、 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下、 Zr:0.01重量％以下、 O:0.005重量％以下、 N:0.005重量％以下、 に規制し、 残部Niおよび不純物よりなり、 次式、 Mdt＝1.142×（原子分率Cr）＋1.655×（原子分率Ｗ）
＋1.550×（原子分率Mo）（ただし、Moを含有すると
き）＋1.267×（原子分率Re）＋2.224×（原子分率Ta）
＋2.271×（原子分率Ti）＋1.900×（原子分率Al）＋0.
717×（原子分率Ni） で表わされるMdt値が0.980〜0.990であることを特徴と
しているものである。 次に、本発明に係る強度および耐食性に優れた単結晶
Ni基超合金の成分範囲およびより好ましいその他の限定
条件の設定理由について説明する。 Cr:6超過〜15重量％、 Crは合金の高温における耐食性を改善するのに有効な
元素であり、その効果がより顕著に現れるのは６重量％
超過からである。そして、Cr含有量の増加に伴ってその
効果は大きくなるが、多くなると固溶強化元素の固溶限
を下げるとともに、脆化相であるTCP相が析出して高温
強度を害するため、その上限を15重量％とする必要があ
る。 W:5〜12重量％ Ｗはマトリックスであるγ相と析出相であるγ′相に
固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高めるのに有効
な元素である。そして、このような効果を十分に得るた
めには５重量％以上の含有量が必要である。しかし、Ｗ
は比重が大きく、合金の重量を増大するばかりでなく、
合金の高温における耐食性を低下させる。また、12重量
％を超えると針状のα−Ｗが析出し、クリープ強度およ
び靭性を低下させるため、その上限を12重量％とする必
要がある。 Mo:0.5〜3.0重量％ MoはＷと同様の効果を有するため、必要に応じてＷの
一部と代替することが可能である。また、γ′相の固溶
温度を上げるため、クリープ強度を向上させる。そし
て、このような効果を十分に得るためには0.5重量％以
上の含有量が必要である。また、MoはＷに比べて比重が
小さいため、合金の軽量化が図れる。一方、Moは合金の
耐食性を低下させるため、添加するとしてもその上限を
3.0重量％とする必要がある。 Ｗ＋Mo:4原子％以下 ＷとMoは前述したようにγ相に固溶して同様の効果を
有するが、これらの合計が４原子％を超えるとα−Ｗ又
はα−Ｗ（Mo）が針状に析出し、クリープ強度および靭
性を低下させる。したがって、合計量の上限を４原子％
とする必要がある。 Re:0.01〜４重量％ Reはマトリックスであるγ相にほとんど固溶し、固溶
強化によってクリープ強度を高めるとともに、合金の耐
食性を改善するのに有効な元素である。このような効果
を十分に得るためには0.01重量％以上の含有量が必要で
ある。しかし、Reは高価であり、比重が大きく、合金の
重量を増大する。また、４重量％を超えると針状のα−
Ｗ又はα−Ｗ（Mo）が析出し、クリープ強度および靭性
を低下させるため、その上限を４重量％とする必要があ
る。 Ta:3〜９重量％ Taは、γ′相に［Ni3（Al,Ta）］の形で固溶し、固溶
強化する。これにより、クリープ強度が向上する。この
効果を十分に得るためには、３重量％以上の含有量が必
要であり、９重量％超過になると過飽和となって針状の
δ相［Ni3Ta］が析出し、クリープ強度を低下させる。
したがって、その上限を９重量％とする必要がある。 Ti:0.5〜２重量％ TiはTaと同様にγ′相に［Ni3（Al,Ta,Ti）］の形で
固溶し、固溶強化するが、Taほどの効果はない。むし
ろ、Tiは合金の高温における耐食性を改善する効果があ
るので0.5重量％以上の含有量とする。しかし、２重量
％を超えて添加すると、耐食性はかえって劣化するた
め、その上限を２重量％とする必要がある。 Al:4〜７重量％ Alは析出強化相であるγ′相［Ni3Al］の構成元素で
あり、本合金系において体積率で約60％以上のγ′相を
析出させるためには、４〜７重量％の範囲とすることが
必要である。 Ta＋Ti＋Al:14〜16原子％ Ni基超合金の高温におけるクリープ破断強度と析出
γ′相の体積率との関係においては、γ′相の体積率が
60〜65％で最強になることが多結晶合金で知られてい
る。そこで、本発明合金系において、このようなγ′相
を得るためには、γ′相の形成元素であるTa,TiおよびA
lの合計を14〜16原子％にする必要がある。したがっ
て、Ta＋Ti＋Alの合計量は14〜16原子％とした。 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下 Zr:0.01重量％以下 これらの元素は従来の普通鋳造合金および一方向凝固
柱状晶合金において粒界強化元素として用いられた元素
である。しかし、単結晶とする合金では、これら粒界強
化元素は必要なく、むしろ次に示す理由により有害元素
となるため、以下のように規制する必要がある。 Ｃは炭化物（TiC,TaC等）を形成し、塊状に析出す
る。この炭化物は、合金の融点に比べ溶融温度が低く、
合金の融点直下で行う溶体化処理では局部溶融を起こす
ため、溶体化処理温度を上げることができず、単結晶の
溶体化温度範囲を狭くする。そこで、Ｃの上限を0.01重
量％とした。 Ｂはホウ化物［（Cr,Ni,Ti,Mo）3B2］を形成し、合金
の粒界に析出する。このホウ化物も炭化物と同様に合金
の融点に比べ低融点であり、単結晶の溶体化処理温度を
低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Ｂ
の上限を0.005重量％とした。 Zrは合金の固相線温度を下げ、凝固温度範囲（ΔＴ）
を広くするため、単結晶化に対し有害である。そこで、
Zrの上限を0.01重量％とした。 O:0.005重量％以下 N:0.005重量％以下 これらの元素は、いずれも合金原料から持ち込まれる
ことが多く、Ｏはるつぼからも入り、合金中には酸化物
（Al2O3）や窒化物（TiNあるいはAlN）として塊状に存
在する。単結晶とする合金中にこれらが存在すると、ク
リープ変形中にこれらがクラックの起点となり、クリー
プ破断寿命が低下する。そこで両元素の上限をいずれも
0.005重量％とした。 Mdt値:0.980〜0.990 本発明合金のようにγ′相が60〜65体積％程度析出す
る合金においては、凝固偏析によりγ／γ′共晶が単結
晶鋳造時にデンドライトアーム間に晶出する。単結晶合
金では、このγ／γ′共晶を融点直下の溶体化処理によ
って完全固溶させることにより、高温クリープ特性を改
善させている。しかし、成分バランスによってγ／γ′
共晶が多く晶出すると融点直下では溶体化処理してもγ
／γ′共晶が未固溶となって残留し、クリープ強度が低
下する。本合金系において、晶出したγ／γ′共晶が溶
体化処理によって完全に固溶する上限は、次式で示すMd
t値が0.990以下である。一方、Mdt値が小さくなるとク
リープ強度および延性が低下するため、その下限を0.98
0とするのがよい。 Mdt＝1.142×（原子分率Cr）＋1.655×（原子分率Ｗ）
＋1.550×（原子分率Mo）（ただし、Moを含有すると
き）＋1.267×（原子分率Re）＋2.224×（原子分率Ta）
＋2.271×（原子分率Ti）＋1.900×（原子分率Al）＋0.
717×（原子分率Ni） （実施例） 第１表に、本発明実施例合金（No.1〜５）と比較例合
金（No.6,7）の化学組成を示す。なお、比較合金No.7は
すでに実用化されている合金であり、比較合金No.6は実
用化が検討されている合金である。 各合金の溶製は、容量5Kgの耐火るつぼを用いた小型
真空誘導炉を使用して行い、それぞれ直径60mm,長さ200
mmのインゴットにした。 単結晶の鋳造は、上記インゴットから直径12.5mm,長
さ120mmの丸棒を切り出し、先端を尖らせた再結晶アル
ミナ製るつぼを用いて、純化アルゴンガス雰囲気中で、
溶湯温度を1550℃に保持し、ブリッジマン法により行っ
た。 鋳造した単結晶試験片には、1320℃×5hrの溶体化処
理を行い、その後、1050℃×16hr,850℃×48hr/ACの２
段時効熱処理を行った。 熱処理した単結晶から機械加工により、平行部厚さ3.
18mm,平行部長さ30mmのクリープ試験片と、長さ10mm,幅
5mm,厚さ1mmの高温腐食試験片を切り出した。 クリープ破断試験は、温度1040℃，応力14Kgf/mm2の
条件で行った。 また、高温腐食試験は、Na2SO4−25％NaClの混合塩を
試験片に20mg/cm2塗布し、900℃の流動空気中（50ml/mi
n）で24時間経過後の重量増加（腐食増量）を測定して
行った。 の重量増加（腐食増 これらの結果を同じく第１表に示す。 第１表に示す結果より明らかなように、本発明実施例
合金No.1〜５ではいずれも腐食増量が極めて少なく、か
つクリープ破断寿命が長いことが明らかであり、本発明
合金は、高温クリープ破断寿命を犠牲にすることなく、
高温での耐食性を著しく向上させうるものであることが
認められた。 これに対して、本発明合金成分範囲を満足しない比較
例合金No.6では、クリープ破断寿命は良好であるものの
高温での耐食性が悪く、比較例合金No.7ではクリープ破
断寿命および耐食性の両方共が劣っていた。
以上説明してきたように、本発明に係る強度および耐
食性に優れた単結晶Ni基超合金は、 Cr:6超過〜15重量％、 W:5〜12重量％、 Re:0.01〜４重量％、 Ta:3〜９重量％、 Ti:0.5〜２重量％、 Al:4〜７重量％、 でかつTa＋Ti＋Al:14〜16原子％、 を含み、必要に応じて、 Mo:0.5〜3.0重量％、 でかつＷ＋Mo:4原子％以下、 を含み、さらに、 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下、 Zr:0.01重量％以下、 O:0.005重量％以下、 N:0.005重量％以下、 に規制し、 残部Niおよび不純物よりなり、所定式で表わされるMd
t値を0.980〜0.990の範囲に定めた組成としたものであ
るから、高温でのクリープ破断強度を犠牲にすることな
く、高温における耐食性を向上させることが可能であっ
て、例えばジェットエンジンやガスタービンなどの動力
機関における高性能化および高効率化のためにタービン
入口温度を高める場合にも十分対応しうるものであると
いう非常に優れた効果がもたらされる。
食性に優れた単結晶Ni基超合金は、 Cr:6超過〜15重量％、 W:5〜12重量％、 Re:0.01〜４重量％、 Ta:3〜９重量％、 Ti:0.5〜２重量％、 Al:4〜７重量％、 でかつTa＋Ti＋Al:14〜16原子％、 を含み、必要に応じて、 Mo:0.5〜3.0重量％、 でかつＷ＋Mo:4原子％以下、 を含み、さらに、 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下、 Zr:0.01重量％以下、 O:0.005重量％以下、 N:0.005重量％以下、 に規制し、 残部Niおよび不純物よりなり、所定式で表わされるMd
t値を0.980〜0.990の範囲に定めた組成としたものであ
るから、高温でのクリープ破断強度を犠牲にすることな
く、高温における耐食性を向上させることが可能であっ
て、例えばジェットエンジンやガスタービンなどの動力
機関における高性能化および高効率化のためにタービン
入口温度を高める場合にも十分対応しうるものであると
いう非常に優れた効果がもたらされる。
Claims (2)
- 【請求項１】Cr:6超過〜15重量％、 W:5〜12重量％、 Re:0.01〜４重量％、 Ta:3〜９重量％、 Ti:0.5〜２重量％、 Al:4〜７重量％、 でかつTa＋Ti＋Al:14〜16原子％、 を含み、さらに、 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下、 Zr:0.01重量％以下、 O:0.005重量％以下、 N:0.005重量％以下、 に規制し、 残部Niおよび不純物よりなり、 次式、 Mdt＝1.142×（原子分率Cr）＋1.655×（原子分率Ｗ） ＋1.267×（原子分率Re）＋2.224×（原子分率Ta） ＋2.271×（原子分率Ti）＋1.900×（原子分率Al） ＋0.717×（原子分率Ni）、 で表わされるMdt値が0.980〜0.990であることを特徴と
する強度および耐食性に優れた単結晶Ni基超合金。 - 【請求項２】Cr:6超過〜15重量％、 W:5〜12重量％、 Mo:0.5〜3.0重量％、 でかつＷ＋Mo:4原子％以下、 Re:0.01〜４重量％、 Ta:3〜９重量％、 Ti:0.5〜２重量％、 Al:4〜７重量％、 でかつTa＋Ti＋Al:14〜16原子％、 を含み、さらに、 C:0.01重量％以下、 B:0.005重量％以下、 Zr:0.01重量％以下、 O:0.005重量％以下、 N:0.005重量％以下、 に規制し、 残部Niおよび不純物よりなり、 次式、 Mdt＝1.142×（原子分率Cr）＋1.655×（原子分率Ｗ） ＋1.550×（原子分率Mo）＋1.267×（原子分率Re） ＋2.224×（原子分率Ta）＋2.271×（原子分率Ti） ＋1.900×（原子分率Al）＋0.717×（原子分率Ni）、 で表わされるMdt値が0.980〜0.990であることを特徴と
する強度および耐食性に優れた単結晶Ni基超合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62159771A JP2579316B2 (ja) | 1987-06-29 | 1987-06-29 | 強度および耐食性に優れた単結晶Ｎｉ基超合金 |
| AT8888305758T ATE111975T1 (de) | 1987-06-29 | 1988-06-24 | Superlegierung auf nickelbasis fuer einkristalle. |
| DE3851580T DE3851580T2 (de) | 1987-06-29 | 1988-06-24 | Superlegierung auf Nickelbasis für Einkristalle |
| EP88305758A EP0297785B1 (en) | 1987-06-29 | 1988-06-24 | Ni based superalloy for single crystal |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62159771A JP2579316B2 (ja) | 1987-06-29 | 1987-06-29 | 強度および耐食性に優れた単結晶Ｎｉ基超合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS648238A JPS648238A (en) | 1989-01-12 |
| JP2579316B2 true JP2579316B2 (ja) | 1997-02-05 |
Family
ID=15700903
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62159771A Expired - Lifetime JP2579316B2 (ja) | 1987-06-29 | 1987-06-29 | 強度および耐食性に優れた単結晶Ｎｉ基超合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0297785B1 (ja) |
| JP (1) | JP2579316B2 (ja) |
| AT (1) | ATE111975T1 (ja) |
| DE (1) | DE3851580T2 (ja) |
Families Citing this family (6)
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|---|---|---|---|---|
| EP0560296B1 (en) * | 1992-03-09 | 1998-01-14 | Hitachi Metals, Ltd. | Highly hot corrosion resistant and high-strength superalloy, highly hot corrosion resistant and high-strength casting having single crystal structure, gas turbine and combined cycle power generation system |
| EP1204776B1 (de) | 1999-07-29 | 2004-06-02 | Siemens Aktiengesellschaft | Hochtemperaturbeständiges bauteil und verfahren zur herstellung des hochtemperaturbeständigen bauteils |
| EP1536026A1 (de) * | 2003-11-27 | 2005-06-01 | Siemens Aktiengesellschaft | Hochtemperaturbeständiges Bauteil |
| JP4982324B2 (ja) * | 2007-10-19 | 2012-07-25 | 株式会社日立製作所 | Ｎｉ基鍛造合金、蒸気タービンプラント用鍛造部品、蒸気タービンプラント用ボイラチューブ、蒸気タービンプラント用ボルト及び蒸気タービンロータ |
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| CN112899786B (zh) * | 2021-01-15 | 2022-02-08 | 北京航空航天大学 | 一种镍基单晶高温合金籽晶合金的成分设计方法及镍基单晶高温合金籽晶合金 |
Citations (2)
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|---|---|---|---|---|
| JPS5363212A (en) * | 1976-11-17 | 1978-06-06 | United Technologies Corp | Nickellbased superalloy product and method of making some |
| JPS569349A (en) * | 1979-07-02 | 1981-01-30 | United Technologies Corp | Monocrystal nickel superalloy and method |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4459160A (en) * | 1980-03-13 | 1984-07-10 | Rolls-Royce Limited | Single crystal castings |
| GB2106138B (en) * | 1981-09-19 | 1986-03-19 | Rolls Royce | Single-crystal nickel alloy casting |
| US4802934A (en) * | 1985-11-18 | 1989-02-07 | Hitachi Metals, Ltd. | Single-crystal Ni-based super-heat-resistant alloy |
-
1987
- 1987-06-29 JP JP62159771A patent/JP2579316B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-06-24 DE DE3851580T patent/DE3851580T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1988-06-24 EP EP88305758A patent/EP0297785B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-06-24 AT AT8888305758T patent/ATE111975T1/de active
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5363212A (en) * | 1976-11-17 | 1978-06-06 | United Technologies Corp | Nickellbased superalloy product and method of making some |
| JPS569349A (en) * | 1979-07-02 | 1981-01-30 | United Technologies Corp | Monocrystal nickel superalloy and method |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ATE111975T1 (de) | 1994-10-15 |
| EP0297785B1 (en) | 1994-09-21 |
| DE3851580T2 (de) | 1999-03-18 |
| JPS648238A (en) | 1989-01-12 |
| EP0297785A2 (en) | 1989-01-04 |
| DE3851580D1 (de) | 1998-10-15 |
| EP0297785A3 (en) | 1990-11-28 |
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