JP3812773B2 - Ni基超耐熱鋳造合金およびNi基超耐熱合金製タービンホイール - Google Patents
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【発明の属する技術分野】
本発明はNi基超耐熱鋳造合金、および自動車用のターボチャージャーを構成する部品であるタービンホイール等に適した高強度Ni基超耐熱合金製タービンホイールに関する。
【0002】
【従来の技術】
ターボチャージャーは排出ガスのエネルギーを利用してエンジンの出力性能を向上させるための自動車部品であり、これを搭載することにより未搭載の場合に比べ中速域から高速域にかけて圧倒的な高加速度を得ることができる。タービンホイールはターボチャージャーを構成する部品の一つであるが、ターボチャージャーに送られた排出ガスのエネルギーにより10万rpm以上の高速回転をして、その回転軸と同軸上に結合されたコンプレッサーを駆動させる働きをするものである。
【0003】
タービンホイールは約1000℃にもなる排出ガスに晒されながら高速回転をするため、その材料には優れた耐熱性を有していることが必要不可欠であり、代表的なものとしてはAlloy713C、Mar−M247などのNi基超耐熱合金が知られている。Alloy713Cはタービンホイール材料の中では比較的安価で、汎用として広く使用されており、またMar−M247はコスト的にはAlloy713Cの数倍もの高価な材料ではあるが、特にクリープ破断強度に優れているためラリー用などの特殊な車両に使用されている。また近年では軽量化による効率向上を目的としたTi−Al金属間化合物なども注目されている。
【0004】
また近年では希薄な混合気を効率良く燃焼させることで燃費の向上を図ることを目的としたエンジンのリーンバーン(希薄燃焼)化が進められており、リーンバーンエンジンは最近では一般車にも搭載されるようになり、今後更に普及していく傾向にある。しかしリーンバーン化することにより、排気温度は通常のエンジンよりも更に上昇し、タービンホイールは更に過酷な環境で使用されることになる。
【0005】
高温での諸特性を改善したNi基超耐熱合金鋳物の開発例として、特公昭57−15654号では従来合金に希土類元素のうちのCe、LaおよびNdからなる群の1種または2種以上を0.001〜0.030重量%含有させることによって、航空機用ジェットエンジンや発電用ガスタービン鋳物の高温延性の向上を図ることができる旨を開示している。また、特公昭51−10574号では耐衝撃性および延性に優れたガスタービン用タービン翼用Ni基合金を開示している。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
Alloy713C製のタービンホイールは、通常の一般車用エンジンに搭載するには十分なクリープ破断強度を有している。しかし、前述したリーンバーンエンジンは排気温度が通常のエンジンより更に上昇するため、Alloy713Cではその過酷な環境に耐えることができなくなる。そこでAlloy713Cを上回るクリープ破断強度を有する材料が必要とされており、Alloy713Cを上回るクリープ破断強度を有するNi基超耐熱鋳造合金としてはMar−M247等が知られている。また、高温特性を改善した事例としては先に述べた特公昭57−15654号、および特公昭51−10574号に開示された合金が知られている。
【0007】
しかしこれらの合金は希土類元素やCo、Ta、Hf等の高価な合金元素を含有しており、材料コストはAlloy713Cの数倍にもなる。さらにMar−M247は鋳造後の凝固収縮によって鋳物内部に引け巣が発生し易いので、HIP処理等を施して引け巣を消去する必要があるため、Alloy713Cと比較すると非常に高価である。このためこれらの合金では生産コスト等が上昇してしまい、一般車用リーンバーンエンジンには不向きである。このことから、Alloy713C以上のクリープ破断強度を有する安価な耐熱性合金材料の開発が強く望まれており、本発明ではこれらの条件を満足するNi基超耐熱鋳造合金および該Ni基超耐熱鋳造合金からなるタービンホイールを提供することを目的とする。
【0008】
【課題を解決するための手段】
本発明者はかかる問題点を解決するため、Mar−M247に代表されるクリープ破断強度に特に優れた合金からCo、Ta、Hfなどの高価な元素を取り除き、材料単価を低減させることを考えた。しかし、Co、Taにはクリープ破断強度を向上させる効果が大きいので、これを単に除去しただけではクリープ破断強度が大きく低下する恐れがある。実際、特開平6−57359号ではクリープ破断強度を向上させるための手段の一つとしてCoを8.5〜10.5重量%、Taを3.0〜5.5重量%添加しなければならないことを開示している。
【0009】
本発明者は鋭意研究の結果、これら高価な元素を添加しなくても、W、MoおよびTi、Nb等の元素の添加量を調整することで、Alloy713Cを上回る優れたクリープ破断強度を有するNi基超耐熱合金を開発して、本発明を完成するに至った。その基本的な考え方は以下の通りである。
【0010】
まず、Alloy713C等の合金はNi3Alを基本とする金属間化合物γ'相の析出によって強化される。γ'相中にはAl以外にTi、Nb、あるいはW,Mo等が固溶することで更に強度が向上するが、過度に添加すると異相が析出し却って強度を低下させる。またγ'相は高温で長時間加熱中に粗大化してゆくが、その挙動は母相(γ相)と析出強化相(γ'相)の格子定数の差に影響される。
以上のことを考慮して本発明者は、γ'相への固溶量およびγ相、γ'相の格子定数の差を調整することによりCo、Ta、Hf等の高価な合金元素を含まない合金でAlloy713Cを上回るクリープ破断強度を得ることができた。
【0011】
具体的には、ある合金元素Xのγ'相中の濃度(mol%)をγ'(X)、元素Xが単独で単純γ'相(Ni3Al)へ固溶した場合の固溶限(mol%)をL(X)としたとき、数式(1)で定義される固溶率SI(X)において、SI(Cr)、SI(W)、SI(Mo)、SI(Nb)、SI(Ti)、SI(Ta)の合計(以下、この合計を固溶指数と称する)が、Mar−M247のような高強度材は1.2〜1.35であることが判明したので、Co、Ta、Hf等を含まないNi基超耐熱合金において、固溶指数がこの範囲になるように合金成分を調節することによってクリープ破断強度を向上させることができることを見出して本発明に到達した。
SI(X)=γ'(X)/L(X)・・・・・(1)
但し、L(Cr)=10、L(W)=5、L(Mo)=5、L(Nb)=8、L(Ti)=15、L(Ta)=8である。
【0012】
更に、数式(2)で定義される合金の格子定数ミスマッチ率LM(%)の絶対値が小さいほどγ'相とγ相の整合性が高まり、γ'相の粗大化が防げるため、高温強度が向上する傾向にあることは一般的に知られている。また、高温でNi基超耐熱合金に応力が発生すると、γ'相が波状に変形したラフト組織が生じ、この組織が細長い波状であるほどクリープ破断強度を高めるには有効であるが、LM(%)が若干マイナス側の場合には、細長く良好なラフト組織が得られ易いことも知られている。本発明者はCo、Ta、Hf等を含まず、且つ固溶指数が1.2〜1.35を満足するNi基超耐熱合金において、LM(%)が−0.2〜0.12の範囲になるように合金成分を調整することによって、目標であるAlloy713C以上のクリープ破断強度が得られることを発見した。
【0013】
LM(%)=(A(γ')−A(γ))/((A(γ')+A(γ))/2) ・・・・・(2)
但し、A(γ')、A(γ)はそれぞれγ'相およびγ相の格子定数を表しており、ある合金元素Xのγ'相中の濃度をγ'(X)(mol%)、γ相中の濃度をγ(X)(mol%)としたとき、数式(3)および数式(4)より算出したものを示す。
A(γ')=3.5208+0.0012γ'(Cr)+0.00185γ'(Al)+0.00412γ'(W)+0.00435γ'(Mo)+0.00645γ'(Nb)+0.0034γ'(Ti) ・・・・・(3)
A(γ)=3.524+0.0012γ(Cr)+0.00185γ(Al)+0.00412γ(W)+0.00435γ(Mo)+0.00645γ(Nb)+0.0034γ(Ti) ・・・・・(4)
【0014】
上記のように固溶指数、γ相、γ'相の格子定数ミスマッチ率を計算するにはγ相、γ'相の組成を知ることが必要である。これは計算あるいはγ相、γ'相の分析により得ることができ、本発明者は計算による方法を用いた。しかしながらその計算式は複雑であるので、ここで示すことは困難であり、また分析による方法も若干の誤差がつきまとうことは避けられない。そのため、ここでは固溶指数の制限、および格子定数ミスマッチ率の制限を本合金において具体的な成分組成での限定に置き換えた。
【0015】
すなわち、固溶指数が1.2〜1.35で且つLM(%)が−0.2〜0.12である条件を具現化するための好適なNi基超耐熱合金の化学組成は、重量比でCr:7.0〜9.5%、Al:2.5〜5.5%、W:8.0〜13.0%、Mo:1.0〜5.0%(ただし、W+2Moは14〜19の範囲)、Nb:0.5〜3.5%、C:0.02〜0.2%、B:0.03%以下、Zr:0.1%以下、Si:1.0%以下、Mn:1.0%以下を含有し、かつ2Mo/(W+2Mo)は0.20〜0.55、(W+2Mo)/Nbは1〜10を満足し、残部はNiおよび不可避不純物からなる成分であるか、または必要であれば重量比でTiを3.0%以下を含有させることができ、この場合重量比で計算したW+2Moが14〜19、かつ2Mo/(W+2Mo)は0.20〜0.55、かつ(W+2Mo)/(Nb+2Ti)は1〜10を満足する合金も上記の条件を具現化することができる。
【0016】
【発明の実施の形態】
以下に上記の条件を具現化するための本発明のNi基超耐熱合金の各元素の限定理由を述べる。
Crは、高温加熱中に合金の表面に密着性の高い酸化皮膜を形成し、耐酸化性を高める。タービンホイール用としての耐酸化性を保証するために重量比で最低7.0%は必要であるが、9.5%を越えると組織が不安定となり、硬くて脆いσ相などの有害相を生成し、クリープ破断強度と常温延性の低下を招くので、Cr量は重量比で7.0〜9.5%の範囲とする。
【0017】
γ'相はNi3Alを主体とする金属間化合物であり、それ自身の高温強度が大きく、金属間化合物の中では延性が大きいため、多くの超耐熱合金の強化に用いられているが、Alは安定なγ'相を析出させて所望のクリープ破断強度を得るために不可欠な元素であり、重量比で最低2.5%を必要とする。ただし5.5%を超えてあまり多量に添加しすぎると、粗大な共晶γ'相を生じて逆にクリープ破断強度が低下するためAl量は重量比で2.5〜5.5%の範囲とする。
【0018】
Wはγ相およびγ'相に固溶して両相を強化し、クリープ破断強度を著しく高める効果を持つ元素であり、この効果を得るために重量比で最低8%は必要である。しかしながら13%を越えて含有するとσ相などの有害相の析出を生じるために、常温延性の低下を招き、また、耐酸化性、酸化皮膜の密着性の低下を招くので、W量は重量比で8.0〜13.0%の範囲とする。
【0019】
Moは一部γ'相にも固溶するが、主としてγ相に固溶して高温強度を上昇させる作用がある。このためMoは重量比で最低1%必要であるが、過度の添加はσ相などの有害相の析出を生じて、常温延性の低下を招くため、上限は5%とする。ここでWとMoは同族元素であり類似の作用を有するので、合金の強度ならびに組織安定性を高めるためには、原子量を加味した両元素の合計量、すなわち重量比で計算したW+2Moの値を制限する必要がある。W+2Moが14より少ないとクリープ破断強度が十分得られず、また19より多いとσ相等の有害相の析出を生じる。従ってW+2Moの値は14〜19、好ましくは15〜18に制限する必要がある。
【0020】
Nbはγ'相に固溶し、γ'相を固溶強化して高温強度向上に役立つ。そのためにはNbは重量比で0.5%以上の添加を必要とするが、3.5%を越えると組織を不安定化させ、合金の延性および靭性が低下する。よってNb量は重量比で0.5〜3.5%とする。
【0021】
TiはNbと同様γ'相に固溶し、γ'相を固溶強化してクリープ破断強度の向上に役立つので必要に応じて添加する。しかしながら3.0%を越える過度の添加はγ'相を不安定化して、高温長時間使用後の強度の低下を招き、また延性をも阻害するので、Tiを添加する場合は重量比で3.0%以下とする。
【0022】
合金の格子定数ミスマッチ率(LM%)は主にW、Mo、Ti、Nb等の元素により影響を受けるので、これらの元素のバランスを調整する必要がある。先ず、主としてγ相に固溶する元素であるW、Moと、主としてγ'相に固溶する元素であるTi、Nbの割合を原子量を加味した値として(W+2Mo)/(Nb+2Ti)で表わすと、この値が1以下ではLM%が大きすぎ、10以上ではLM%が小さすぎるため、Tiを添加する場合は(W+2Mo)/(Nb+2Ti)の値を1〜10に制限し、Ti無添加の場合は(W+2Mo)/Nbの値を1〜10に制限する必要がある。
【0023】
次にWとMoは主としてγ相に固溶し類似の作用を有するが、γ相、γ'相に固溶する割合が異なっている。そのため格子定数ミスマッチ率を更に厳密に制限するためには2Mo/(W+2Mo)の値も制限する必要がある。この値が0.20より小さいと格子定数ミスマッチ率が大きくなりすぎ、0.55より大きいと格子定数ミスマッチ率が小さくなりすぎる。従って2Mo/(W+2Mo)の値を0.20〜0.55に制限する必要がある。
【0024】
Cは炭化物を形成し、特に結晶粒界、樹枝状晶境界に析出して粒界や樹枝状晶境界を強化し、高温強度の向上に寄与するため重量比で0.02%以上必要であるが、0.2%を越えて添加すると延性を阻害する恐れがあるため、C量は重量比で0.02〜0.2%の範囲とする。
【0025】
B、Zrは共に結晶粒界強化作用により基地を強化し、高温強度の向上に寄与するが、Bの場合重量比で0.03%、Zrの場合0.1%を越えて添加すると延性を阻害する恐れがあるため、B量は重量比で0.03%以下、Zr量は0.1%以下の範囲とする。Si,Mnは共に脱酸剤として添加されるが、Siを1.0%を超えて添加すると延性の低下を招き、Mnは1.0%を超えて添加すると高温強度の低下を招くので、共に重量比で1.0%以下とする。なお、以下の元素は不純物として下記の範囲内(重量比)で本発明合金に含まれてもよい。
P≦0.04%、S≦0.03%、Cu≦0.30%、V≦0.3%、Ta≦0.5%、Mg≦0.02%、Ca≦0.02%、Co≦2%、Fe≦3%、Hf≦0.2%
【0026】
【実施例】
表1に示したNo.1からNo.8は本発明合金、No.9からNo.11は比較合金、No.12は従来合金のAlloy713Cであり、これらの合金についてクリープラプチャー試験を実施し、その特性を比較した。
【0027】
【表1】
【0028】
先ずNo.1〜No.12について各合金を真空炉内で溶解し、同炉内に設置したロストワックス用セラミック鋳型に鋳造して、φ12mm×82mmの棒材を作製した。次に鋳造ままの棒材を平行部がφ5.0mmおよびφ6.4mmのクリープラプチャー試験用試験片に機械加工した後、φ5.0mmの試験片は820℃雰囲気中で負荷応力500MPa、φ6.4mmの試験片は1000℃雰囲気中で負荷応力180MPaの2条件でクリープラプチャー試験を行ない、破断寿命、伸び、絞りについて測定した。
【0029】
【表2】
【0030】
表2に示すように、本発明合金および比較合金は破断寿命において従来合金を大きく上回っている。特に本発明合金は試験温度820℃、負荷応力500MPaの条件では従来合金の3〜4倍、試験温度1000℃、負荷応力180MPaでは3〜5倍とその差は顕著である。比較合金No.9はMoが無添加で、W+2Moおよび2Mo/(W+2Mo)の値が本発明合金の範囲を満たさないため前述したLM%の値が大きく、クリープ破断強度が小さい。比較合金No.10は逆にMo添加量が多すぎ、σ相等の有害相析出の危険性があると共に(W+2Mo)/(Nb+2Ti)の値が大きすぎるため、LM%が小さくなりすぎクリープ破断強度が小さい。比較合金No.11はWが低くMoが多いため、2Mo/(W+2Mo)の値が大きく、LM%が小さくなりすぎてクリープ破断強度が小さい。
【0031】
次に、実際に重要なのは従来よりどれだけ高温の環境で使用することができるかということである。つまり同等の応力下において同等の破断寿命を得る場合の各合金の温度(耐用温度)が従来合金に対してどれだけ向上しているかということが重要となる。各合金の耐用温度を確認するため、先ず主な合金(No.1、2、3、9、10、12)についてクリープ破断応力とラーソンミラー指数の関係を表す図1のグラフを作成した。ラーソンミラー指数Pは温度T(℃)と破断時間t(hr)の要素を含んでいる指数であり、数式(5)で求められる。
P=1.8(T+273)(20+logt) ・・・・・(5)
【0032】
次に従来合金の820℃および1000℃における100hr破断応力を読み取る。具体的には数式(5)から820℃、100hrおよび1000℃、100hrを示すラーソンミラー指数を計算し、図1からこれらのラーソンミラー指数における従来合金のクリープ破断応力(図1中に“820℃−100hr”および“1000℃−100hr”で示した直線と従来合金を示す線との交点における応力である400MPaおよび110MPa)を読み取る。そして、これらの応力下での各合金のラーソンミラー指数を読み取り、数式(5)より逆算してそれぞれ100hr破断温度を算出した。その結果および各合金の従来合金に対する耐用温度差を表3に示した。
【0033】
【表3】
【0034】
表3から本発明合金および比較合金の耐用温度は、共に従来合金よりも向上しており、特に本発明合金は30℃以上の向上が認められた。この結果から本発明合金で成形した自動車用タービンホイールは従来エンジン以上の高温域での使用が可能であることがわかる。
【0035】
【発明の効果】
本発明合金は、Co、Ta、Hfなど高価な合金元素を含まないため、材料単価は従来のAlloy713C並みの安価であるが、固溶指数およびLM%を調整することによってそのクリープ破断特性をAlloy713C以上に向上させることができた。またそのため従来合金に比べ耐用温度が向上するので、自動車用タービンホイールに使用することによって、これまでMar-M247など高価な材料でしか使用されていなかったリーンバーンエンジンへの搭載が可能となり、従来よりも低コストでリーンバーンエンジン搭載車が生産できる。また、通常のエンジンに搭載することによって、タービンホイールの寿命を従来より大きく向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明のNi基超耐熱鋳造合金に係るラーソンミラー指数とクリープ破断応力との関係を示すグラフである。
Claims (3)
- 重量比でCr:7.0〜9.5%、Al:2.5〜5.5%、W:8.0〜13.0%、Mo:1.0〜5.0%(ただし、W+2Moは14〜19の範囲)、Nb:0.5〜3.5%、C:0.02〜0.2%、B:0.03%以下、Zr:0.1%以下、Si:1.0%以下、Mn:1.0%以下を含有し、かつ2Mo/(W+2Mo)は0.20〜0.55、かつ(W+2Mo)/Nbは1〜10を満足し、残部Niおよび不可避不純物からなることを特徴とするNi基超耐熱鋳造合金。
- 重量比でCr:7.0〜9.5%、Al:2.5〜5.5%、W:8.0〜13.0%、Mo:1.0〜5.0%(ただし、W+2Moは14〜19の範囲)、Nb:0.5〜3.5%、Ti:3.0%以下、C:0.02〜0.2%、B:0.03%以下、Zr:0.1%以下、Si:1.0%以下、Mn:1.0%以下を含有し、かつ2Mo/(W+2Mo)は0.20〜0.55、かつ(W+2Mo)/(Nb+2Ti)は1〜10を満足し、残部Niおよび不可避不純物からなることを特徴とするNi基超耐熱鋳造合金。
- 主要部分が請求項1、または請求項2のいずれかに示す合金からなることを特徴とするNi基超耐熱合金製タービンホイール。
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